JP2593556B2

JP2593556B2 - Steel with excellent arrest characteristics

Info

Publication number: JP2593556B2
Application number: JP1176375A
Authority: JP
Inventors: 忠石川; 利昭土師; 秀里間淵
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-07-08
Filing date: 1989-07-08
Publication date: 1997-03-26
Anticipated expiration: 2012-03-26
Also published as: JPH0344444A

Description

【発明の詳細な説明】＜産業上の利用分野＞本発明は実質的にセパレーション効果を利用せず、且
つNbを使用せずに優れた脆性破壊伝播停止特性（以下ア
レスト特性と稱す。）を発揮する構造用鋼材に関するも
のである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION <Industrial application field> The present invention does not substantially use the separation effect and does not use Nb, and thus has excellent brittle fracture arresting property (hereinafter referred to as arrest property). The present invention relates to a structural steel material exhibiting the following.

＜従来の技術＞近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型構造用
鋼の材質特性に対する要望は厳しさを増しており、特に
LNG、LPG等を貯蔵するタンクやラインパイプは、破壊が
もたらす被害の大きさ及び社会不安の大きさから、アレ
スト特性の向上が求められている。<Related Art> In recent years, the demand for material properties of large structural steels such as marine structures, ships, storage tanks, and the like has become increasingly severe.
Tanks and line pipes storing LNG, LPG, etc., are required to have improved arrest characteristics due to the magnitude of damage caused by destruction and the magnitude of social unrest.

具体的には、−46℃の液化ガスを貯蔵するタンク用鋼
材の場合は、−50℃における温度勾配型ESSO試験におい
て測定される靱性値Kca（以下Kca−50と稱す。）が600k
gf/mm^1.5以上である事が求められている。Specifically, in the case of a steel material for a tank storing a liquefied gas at −46 ° C., the toughness value Kca (hereinafter referred to as Kca-50) measured in a temperature gradient type ESSO test at −50 ° C. is 600 k.
gf / mm ^1.5 or more is required.

その理由は、鋼材のKca−50が600kgf/mm^1.5以上ある
と、鋼材に発生した数ｍの長大伝播亀裂をも停止し得る
事によっている。The reason is that if the Kca-50 of the steel material is 600 kgf / mm ^1.5 or more, the long propagation crack of several meters generated in the steel material can be stopped.

一方従来から鋼材のアレスト特性に注目した提案はあ
り、それ等は特開昭58−19431号公報に開示される様にN
iやNb等の合金元素を使用している。On the other hand, conventionally, there have been proposals focusing on the arrest characteristics of steel materials, and these have been proposed as disclosed in JP-A-58-19431.
Alloy elements such as i and Nb are used.

例えば特開昭60−29452号公報にはアレスト特性に優
れた高張力鋼が開示され、特開昭59−47323号公報には
該高張力鋼を制御冷却を利用して製造する方法が提案さ
れている。For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-29452 discloses a high-tensile steel having excellent arrest characteristics, and Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-47323 proposes a method of manufacturing the high-tensile steel by using controlled cooling. ing.

しかしここに開示された高張力鋼及びその製造方法
は、Ni及びNbを使用しながら、析出物含有量の少ないフ
ェライトと微細に分散したマルテンサイトからなる組織
を基本にしているので、マイクロクラックになってもマ
ルテンサイトの寸法では小さ過ぎ、エネルギー（応力）
の吸収緩和効果は小さく、マトリックスであるフェライ
トとマルテンサイトの剥離又はマルテンサイトを取り巻
く変形態の大きいフェライトがエネルギー吸収の主体と
なることから、Kcaは300kgf/mm^1.5を示す温度が−30℃
で、前記した近年の要望を満たし得ないものである。However, the high-strength steel and the method for producing the same disclosed herein are based on a structure composed of ferrite with a small content of precipitates and finely dispersed martensite while using Ni and Nb. Even so, the size of martensite is too small, energy (stress)
Kca is 300 kgf / mm ^1.5 at -30 ° C, because the absorption relaxation effect of is small, and the ferrite which is a matrix and the martensite peels or the deformed ferrite surrounding martensite becomes the main energy absorber.
Therefore, the above-mentioned recent demands cannot be satisfied.

前記した近年の要望に応える提案としては、特開昭62
−77419号公報にアレスト特性のすぐれた高張力鋼の製
造法が開示されている。Japanese Patent Application Laid-Open No.
Japanese Patent Application No. 77419 discloses a method for producing a high-tensile steel having excellent arrest characteristics.

ここに開示されている製造法から得られる高張力鋼
は、Kca−50が440〜720kgf/mm^1.5を示しており、前記し
た近年の要望を満たしている。The high-strength steel obtained from the production method disclosed herein has a Kca-50 of 440 to 720 kgf / mm ^1.5 , which satisfies the above-mentioned recent demands.

しかしこの提案は、制御冷却により介在物等に起因す
るラミネーションと酷似しているセパレーションを生成
利用するため、構造物の種類によっては安全性の点から
好ましくなく、その様な事から、ユーザーからはセパレ
ーションを生成させない鋼板の提供が望まれている。However, this proposal generates and uses separation that is very similar to lamination caused by inclusions and the like by controlled cooling, so it is not preferable from the point of safety depending on the type of structure, and from such a thing, from the user, It is desired to provide a steel sheet that does not generate separation.

＜発明が解決しようとする課題＞前記した従来技術の問題点を悉く解消し、且つユーザ
ーの要望を満たすアレスト特性の優れた構造用鋼材を提
供するのが本発明の課題である。<Problem to be Solved by the Invention> It is an object of the present invention to solve all the problems of the conventional technology described above and to provide a structural steel material having excellent arrest characteristics that satisfies the needs of users.

＜課題を解決するための手段＞本発明は上記課題を達成するために、（１）P:0.01％以下、C:0.02〜0.18％、Si:0.5％以下、
Mn:0.4〜1.8％、Al:0.007〜0.1％、S:0.001〜0.005％、
B:0.0002〜0.003％、N:0.004以下、残部Feと不可避的不
純物からなることを基本成分とし、これにTi:0.003〜0.
02％、Ta:0.003〜0.02％、Zr:0.003〜0.02％の１種又は
２種以上を添加し、炭素当量Ceqを0.45以下とし、ミク
ロ偏析指標A⁰＝7.5×〔Mn％〕−12.7×〔Si％〕＞０と
した構造用鋼のフェライト組織の中に長さ10μｍ〜200
μｍで相互間隔が５μｍ〜50μｍのセメンタイトを層状
に分散させたことを基本的手段とし、（２）P:0.01％以下、C:0.02〜0.18％、Si:0.5％以下、
Mn:0.4〜1.8％、Al:0.007〜0.1％、S:0.001〜0.005％、
B:0.0002〜0.003％、N:0.004以下、残部Feと不可避的不
純物からなることを基本成分とし、これにTi:0.003〜0.
02％、Ta:0.003〜0.02％、Zr:0.003〜0.02％の１種又は
２種以上を添加し、更にNi:2.0％以下、Cu:1.0％以下、
Mo:0.5％以下、V:0.1％以下、Cr:0.5％以下の１種又は
２種以上を添加し、炭素当量Ceqを0.45以下とし、ミク
ロ偏析指標A⁰＝0.9×〔Cr％〕−10.5×〔Mo％〕＋7.4×
〔Ni％〕＋7.5×〔Mn％〕−12.7×〔Si％〕＞０とした
構造用鋼のフェライト組織の中に長さ10μｍ〜200μｍ
で相互間隔が５μｍ〜50μｍのセメンタイトを層状に分
散させたことを第２の手段とし、（３）P:0.01％以下、C:0.02〜0.18％、Si:0.5％以下、
Mn:0.4〜1.8％、Al:0.007〜0.1％、S:0.001〜0.005％、
B:0.0002〜0.003％、N:0.004以下、残部Feと不可避的不
純物からなることを基本成分とし、これにTi:0.003〜0.
02％、Ta:0.003〜0.02％、Zr:0.003〜0.02％の１種又は
２種以上を添加し、更にNi:2.0％以下、Cu:1.0％以下、
Mo:0.5％以下、V:0.1％以下、Cr:0.5％以下の１種又は
２種以上を添加し、更に、REM:0.003％以下、Ca:0.003
％以下、Mg:0.003％以下の１種又は２種以上を添加し、
２種以上を添加する際はその合計量を0.005％以下と
し、炭素当量Ceqを0.45以下とし、ミクロ偏析指標A⁰＝
0.9×〔Cr％〕−10.5×〔Mo％〕＋7.4×〔Ni％〕＋7.5
×〔Mn％〕−12.7×〔Si％〕＞０とした構造用鋼のフェ
ライト組織の中に長さ10μｍ〜200μｍで相互間隔が５
μｍ〜50μｍのセメンタイトを層状に分散させたことを
第３の手段とするものである。<Means for Solving the Problems> To achieve the above object, the present invention provides: (1) P: 0.01% or less, C: 0.02 to 0.18%, Si: 0.5% or less,
Mn: 0.4-1.8%, Al: 0.007-0.1%, S: 0.001-0.005%,
B: 0.0002 to 0.003%, N: 0.004 or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities as the basic components, and Ti: 0.003 to 0.
One or two or more of 02%, Ta: 0.003 to 0.02%, and Zr: 0.003 to 0.02% are added, the carbon equivalent Ceq is set to 0.45 or less, and the micro segregation index A ⁰ = 7.5 × [Mn%] − 12.7 × [Si%]> 0 in the ferrite structure of structural steel with a length of
The basic means is to disperse cementite having a thickness of 5 µm and a mutual interval of 5 µm to 50 µm in a layered manner. (2) P: 0.01% or less, C: 0.02 to 0.18%, Si: 0.5% or less,
Mn: 0.4-1.8%, Al: 0.007-0.1%, S: 0.001-0.005%,
B: 0.0002 to 0.003%, N: 0.004 or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities as the basic components, and Ti: 0.003 to 0.
02%, Ta: 0.003 to 0.02%, Zr: 0.003 to 0.02%, one or more of them are added, and Ni: 2.0% or less, Cu: 1.0% or less,
One or more of Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, and Cr: 0.5% or less are added, the carbon equivalent Ceq is set to 0.45 or less, and the micro-segregation index A ⁰ = 0.9 × [Cr%]-10.5 × [Mo%] + 7.4 ×
[Ni%] + 7.5 x [Mn%]-12.7 x [Si%] Length of 10 µm to 200 µm in ferrite structure of structural steel with 0
The second means is to disperse cementite having a mutual interval of 5 μm to 50 μm in a layered manner. (3) P: 0.01% or less, C: 0.02 to 0.18%, Si: 0.5% or less,
Mn: 0.4-1.8%, Al: 0.007-0.1%, S: 0.001-0.005%,
B: 0.0002 to 0.003%, N: 0.004 or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities as the basic components, and Ti: 0.003 to 0.
02%, Ta: 0.003 to 0.02%, Zr: 0.003 to 0.02%, one or more of them are added, and Ni: 2.0% or less, Cu: 1.0% or less,
One or more of Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, and Cr: 0.5% or less are added. Further, REM: 0.003% or less, Ca: 0.003%
% Or less, one or more of Mg: 0.003% or less,
When two or more kinds are added, the total amount is set to 0.005% or less, the carbon equivalent Ceq is set to 0.45 or less, and the micro-segregation index A ⁰ =
0.9 × [Cr%]-10.5 × [Mo%] + 7.4 × [Ni%] + 7.5
× [Mn%]-12.7 × [Si%]> 0 The ferrite structure of the structural steel with a length of 10 µm to 200 µm and an interval of 5
The third means is to disperse cementite of μm to 50 μm in layers.

本発明の成分の添加理由及び添加量の限定理由は次の
通りである。The reasons for adding the components of the present invention and the reasons for limiting the amount added are as follows.

Ｃは鋼の用途上の必要強度から0.02％を下限量とし、
溶接熱影響部（以下HAZと稱す。）の耐溶接割れ性、耐
溶接硬化性及び靱性の劣化防止から0.18％を上限として
いる。For C, the lower limit is 0.02% based on the strength required for steel use.
The upper limit is 0.18% from the viewpoint of preventing the weld heat affected zone (hereinafter referred to as HAZ) from deteriorating in weld cracking resistance, weld hardening resistance and toughness.

Siは母材の強度維持、溶鋼の予備脱酸のために添加し
ているが、HAZに高炭酸マルテンサイトを生成して靱性
が低下するのを防ぐ目的から0.5％を上限としている。Si is added to maintain the strength of the base metal and to preliminarily deoxidize the molten steel. However, the upper limit is 0.5% in order to prevent the formation of high-carbon martensite in HAZ and to prevent a decrease in toughness.

Mnは母材強度、靱性の確保と併せ、粒内フェライト
（以下IEPと稱す。）生成の核となる複合体の外殻を形
成するMnSを生成するため0.4％を下限とし、HAZの靱
性、HAZの耐溶接割れ性の劣化防止から1.8％を上限とし
ている。In addition to ensuring base material strength and toughness, Mn forms MnS that forms the outer shell of the complex that forms the nucleus of intragranular ferrite (hereinafter referred to as IEP). The upper limit is 1.8% in order to prevent the deterioration of HAZ's weld cracking resistance.

Alは脱酸、母材組織の細粒化、固溶Ｎの固定等のため
に0.007％以上で使用されるが、鋼中の酸素との結合に
より酸化物系の介在物を形成して鋼の清浄度を低下させ
る事を防止するため0.1％を上限としている。Al is used at a content of 0.007% or more for deoxidation, refining of the base material structure, fixing solid solution N, etc., but forms oxide-based inclusions by bonding with oxygen in the steel, The upper limit is 0.1% in order to prevent the cleanliness from decreasing.

Ｓは通常IEP生成の核となる複合体の外殻を形成するM
nSの生成に0.001％を下限とし、粗大なＡ系介在物を形
成して母材の靱性、異方性（圧延方向とそれに直角な方
向の特性の差）の悪化を防止するため0.005％を上限と
している。S usually forms the outer shell of the complex that forms the core of IEP production
The lower limit is 0.001% for the formation of nS, and 0.005% to prevent the deterioration of the toughness and anisotropy of the base metal (the difference between the properties in the rolling direction and the direction perpendicular thereto) by forming coarse A-based inclusions. The upper limit is set.

Ｂは一般に大人熱溶接時のHAZ靱性に有害な粒界フェ
ライト、フェライトサイドプレートの生成抑制、BNの析
出によるHAZの固有Ｎの固定等から少なくとも0.0002％
を添加しているが、多量の添加はFe₂₃（CB）_６の析出に
よる靱性低下、及びフリーＢによるHAZの硬化性の増加
を招くので、これ等を防止するため0.003％を上限とし
ている。B is generally at least 0.0002% due to the suppression of formation of grain boundary ferrite and ferrite side plates, which are harmful to HAZ toughness during adult heat welding, and the fixation of intrinsic N of HAZ by BN precipitation.
The addition of a large amount causes a decrease in toughness due to precipitation of Fe ₂₃ (CB) ₆ and an increase in the hardenability of HAZ due to free B, so the upper limit is 0.003% in order to prevent these.

ＮもＳ、Ｂと同様に複合体の芯となるTi、Zr、Ta等の
窒化物を析出するため添加するが、マトリックスの靱性
低下、HAZにおける高炭素マルテンサイトの生成促進等
を防止するため0.004％を上限としている。N is also added to precipitate nitrides such as Ti, Zr, and Ta, which are the core of the composite, like S and B. However, in order to prevent a decrease in the toughness of the matrix and promotion of generation of high-carbon martensite in HAZ. The upper limit is 0.004%.

Ti、Zr、Ta、は１種又は２種以上を選択添加して前記
したIEP生成の核となる複合体の芯となる窒化物を生成
し、IEPの生成核として作用せしめるため、0.003％以上
の添加量が必要であるが、酸化物系の介在物による鋼の
清浄度の低下を防止するため0.02％を上限としている。One or more of Ti, Zr, and Ta are selectively added to produce a nitride serving as a core of a complex that is a core of IEP generation, and to act as a core for generating IEP. Is required, but the upper limit is 0.02% in order to prevent a decrease in the cleanliness of steel due to oxide-based inclusions.

以上が本発明の基本成分元素と各元素の添加量及び添
加理由である。The above are the basic component elements of the present invention and the amounts and reasons for adding each element.

母材強度の上昇、及び母材、HAZの靱性向上の目的
で、Ni、Cu、Mo、Ｖ、Crの１種又は２種以上、HAZの
オーステナイト結晶粒粗大化防止と、母材の異方性の軽
減を目的として、Ca、Mg、REMの１種又は２種以上の何
れか一方又は両方を添加してもよい。For the purpose of increasing the strength of the base metal and improving the toughness of the base metal and HAZ, one or more of Ni, Cu, Mo, V, Cr, HAZ austenitic crystal grain coarsening prevention, and anisotropy of the base metal For the purpose of reducing the properties, one or both of Ca, Mg, and REM may be added.

しかしながら、群のNiは母材の強度と靱性及びHAZ
靱性を同時に高めるために添加するが、焼き入れ性の増
大によりHAZにおけるIFPの形成が抑制される事があるの
で、これを防止するため2.0％の添加量を上限としても
よい。However, the Ni in the group depends on the strength and toughness of the base metal and the HAZ.
Although it is added to increase the toughness at the same time, since the formation of IFP in the HAZ may be suppressed due to the increase in hardenability, the upper limit may be 2.0% in order to prevent this.

又Cuは母材の強度を高める割にHAZの硬さ上昇が少な
いが、応力除去焼鈍によりHAZの硬化性が増加するの
で、1.0％を上限とする。Although Cu hardly increases the hardness of HAZ in spite of increasing the strength of the base material, the upper limit is 1.0% because the hardening of HAZ is increased by stress relief annealing.

Mo、Ｖ、Crは焼き入れ性を向上し、析出硬化により母
材の強度と低温靱性を向上することが知られているが、
HAZ靱性と硬化性への悪影響を防ぐため、それぞれ0.5
％、0.1％、及び0.5％を各々の上限とする。It is known that Mo, V, and Cr improve hardenability and improve strength and low-temperature toughness of a base material by precipitation hardening.
0.5% each to prevent adverse effects on HAZ toughness and hardenability
%, 0.1%, and 0.5% are the respective upper limits.

又の群の成分として前期の通りHAZのオーステナイ
ト結晶粒粗大化防止のため、酸化物及び硫化物生成元素
である原子番号57〜71のランタノイド系元素及びＹの１
種又は２種以上から選ばれた希土類元素（REM）とCa及
びMgの中から１種又は２種以上を添加する。As a component of the other group, as described above, in order to prevent coarsening of austenite crystal grains in HAZ, a lanthanoid element having an atomic number of 57 to 71, which is an oxide and sulfide forming element, and one of Y
A rare earth element (REM) selected from species or two or more and one or more of Ca and Mg are added.

これらの元素は、酸化物、硫化物、酸硫化物を形成
し、HAZの結晶粒粗大化の防止、母材の異方性の軽減を
目的に添加するが、IFPの生成核となる複合体の外殻を
形成するMnSの形成が困難になるのを防止するために、
これ等の元素を２種以上添加する時は合計の0.005％を
上限とし、各々単独に添加する場合は0.003％を上限と
している。These elements form oxides, sulfides, and oxysulfides, and are added for the purpose of preventing coarsening of HAZ crystal grains and reducing the anisotropy of the base material. In order to prevent the formation of MnS that forms the outer shell of
When two or more of these elements are added, the upper limit is 0.005% of the total, and when each is added alone, the upper limit is 0.003%.

又Ceq.は0.45以下とする。 Ceq. Should be 0.45 or less.

その理由は0.45を超えると焼き入れ性の増大によって
IFPの生成を極めて困難にし、HAZ靱性が低下する事によ
っている。The reason is that when it exceeds 0.45, hardenability increases.
This is because the formation of IFP becomes extremely difficult and the HAZ toughness is reduced.

通常前記Ceq.は次式で算出される値を用いる。 Usually, the Ceq. Uses a value calculated by the following equation.

Ceq.＝Ｃ％＋Si％/24＋Mn％/6＋Ni％/40＋Cu％/40 ＋Cr％/5＋Mo％/4＋Ｖ％/14 本発明が対象とする構造用鋼はＰの外は上記した各元
素を▲Ａ⁰ ₃▼を満たす範囲で、上記した理由の基に上記
した範囲で同様に使用する事が出来る。Ceq. = C% + Si% / 24 + Mn% / 6 + Ni% / 40 + Cu% / 40 + Cr% / 5 + Mo% / 4 + V% / 14 Structural Steel present invention targets ▲ A ⁰ each element outside the above-mentioned P- _{As long as 3} ▼ is satisfied, it can be used in the same manner in the above-mentioned range based on the above-mentioned reason.

又特開昭58−19431号公報がラインパイプ用鋼として
開示している成分、 C:0.04〜0.18％ V:0.01〜0.10％ Si:0.01〜0.90％ Cu:0.05〜0.50％ Mn:0.30〜2.00％ Cr:0.05〜1.0％ Mo:0.05〜0.50％ S:0.012〜0.02％ Ti:0.005〜0.050％ Ni:0.20〜2.00％更に特開昭59−47323号公報が構造用高張力鋼として
開示している成分、 C:0.02〜0.15％ Al:0.01〜0.1％ Si:0.01〜0.30％ Ti:0.005〜0.030％ Mn:0.50〜2.00％ N:（0.2〜0.5）×Ti％ V:≦0.2％ Mo:≦0.5％ Cu:≦0.50％ Cr:≦1.0％ Ni:≦1.5％Ｃ＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋Ｖ）/5＋（Ni＋Cu）/15≦0.4の各
々の成分を有する各鋼も前記構造用鋼と同様に、本発明
の重要性分である、Ｐの量の限定及び▲Ａ⁰ ₃▼の限定を
維持すれば使用する事が出来る。これ等は本発明が開示
している構成・作用・効果によるものではないが、本発
明の重要性分であるＰと▲Ａ⁰ ₃▼のみを限定範囲に維持
すると、その他の成分を各々に記載の範囲から生ずる効
果を利用しつつ本発明の所定の効果が得られるので、Ｐ
の量及び▲Ａ⁰ ₃▼を本発明の範囲に限定したこれ等の各
鋼も本発明が言う構造用鋼に含まれる。Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-19431 discloses a component for line pipe steel, C: 0.04 to 0.18% V: 0.01 to 0.10% Si: 0.01 to 0.90% Cu: 0.05 to 0.50% Mn: 0.30 to 2.00 % Cr: 0.05 to 1.0% Mo: 0.05 to 0.50% S: 0.012 to 0.02% Ti: 0.005 to 0.050% Ni: 0.20 to 2.00% Further, JP-A-59-47323 discloses a high-strength steel for structural use. Components: C: 0.02 to 0.15% Al: 0.01 to 0.1% Si: 0.01 to 0.30% Ti: 0.005 to 0.030% Mn: 0.50 to 2.00% N: (0.2 to 0.5) x Ti% V: ≤ 0.2% Mo: ≦ 0.5% Cu: ≦ 0.50% Cr: ≦ 1.0% Ni: ≦ 1.5% Each steel having each component of C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) /15≦0.4 is also similar to the structural steel. is important nature of the present invention, limited amounts of P and ▲ a ⁰ ₃ ▼ limit may be used if maintain. Although this such is not intended by the configuration, operation and effect of the present invention is disclosed, maintaining important is sexual differentiation P and ▲ A ⁰ ₃ ▼ only limited to a range of the present invention, each of the other components Since the predetermined effect of the present invention can be obtained while utilizing the effect generated from the described range, P
Each of these steels whose amount and (A ⁰ ₃₎ are limited to the scope of the present invention is also included in the structural steel referred to in the present invention.

＜作用＞本発明等は前記従来技術が有する課題を解消するため
に、一般的な構造用鋼を用いて種々の実験・検討を繰り
返した。<Operation> In order to solve the problems of the conventional technology, the present invention and the like repeated various experiments and studies using general structural steel.

その過程で、或る構造用鋼板のアレスト性能が試験片
の採取方向により大きな差がある事に着眼し、調査の結
果セメンタイト層状組織により導入された先行亀裂によ
るマイクロ・クラック・タフニング・メカニズムが働い
ている可能性のある事を見出した。In the process, we noticed that the arrest performance of a certain structural steel sheet had a large difference depending on the direction in which the specimen was sampled, and as a result of the investigation, the micro crack toughening mechanism due to the preceding crack introduced by the cementite layered structure worked. I found something that could be.

本発明者等は更に該マイクロ・クラック・タフニング
・メカニズムの存在の確認、その再現条件の確立、更に
活用を目的に次に示すＡ鋼とＣ鋼を準備し、且つセメン
タイト層状組織の生成を制御する▲Ａ⁰ ₃▼を種々設定し
て実験・検討を継続した。The present inventors further prepared the following steels A and C for the purpose of confirming the existence of the micro-crack toughening mechanism, establishing reproducibility conditions, and further utilizing the same, and controlling the generation of a cementite layered structure. to ▲ a ⁰ ₃ ▼ it was continued the experiments and studies with various set up.

A鋼の化学成分 C:0.07 ％ T.Al:0.044 ％ Si:0.27 ％ Ti :0.007 ％ Mn:1.37 ％ B :0.0009％ P:0.007％ N :0.0033％ S:0.004％ Ceq.:0.312 Ｃ鋼の化学成分 C:0.07 ％ T.Al:0.044 ％ Si:0.27 ％ Ti :0.007 ％ Mn:1.37 ％ B :0.0009％ P:0.015％ N:0.0033％ S:0.005％ Ceq.:0.312 ▲Ａ⁰ ₃▼の条件Ａ鋼・Ｃ鋼：▲Ａ⁰ ₃▼＞０但し▲Ａ⁰ ₃▼は、 ▲Ａ⁰ ₃▼＝0.9％Cr−10.5％Mo＋7.4％Ni＋7.5％Mn−12.
7％Siによる。Chemical composition of steel A: C: 0.07% T. Al: 0.044% Si: 0.27% Ti: 0.007% Mn: 1.37% B: 0.0009% P: 0.007% N: 0.0033% S: 0.004% Ceq .: 0.312 chemical composition C: 0.07% T.Al:0.044% Si: 0.27% Ti: 0.007% Mn: 1.37% B: 0.0009% P: 0.015% N: 0.0033% S: 0.005% Ceq.:0.312 ▲ a 0 3 ▼ of conditions A steel · C steel: ▲ A ⁰ ₃ ▼> ⁰ However ▲ A ⁰ ₃ ▼ ^{_{is, ▲ A 0 3 ▼ = 0.9}} % Cr-10.5% Mo + 7.4% Ni + 7.5% Mn-12.
By 7% Si.

此処で▲Ａ⁰ ₃▼は、ミクロ偏析に関するScheilの式を
用いて、デンドライトの樹間部と幹部の溶質成分濃度を
推定し、その各々をAndrewsが求めた成分濃度とA₃変態
点との関係式に代入して、樹間部のA₃変態点＝▲Ａ^t ₃▼
の差、▲Ａ^t ₃▼−▲Ａ^d ₃▼で得た指標で、鋳造組織内に
発生する帯状組織の発達程度に関する指標である。In ▲ A ⁰ ₃ ▼ is here, using the formula Scheil regarding microscopic segregation, dendrite tree between unit and cadres estimates the solute concentration, each of Andrews the component concentration and the A ₃ transformation point obtained are substituted into the relational expression, a ₃ transformation point of the tree between the unit = ▲ a ^t ₃ ▼
, The index obtained from ▲ A ^t ₃ ▼-▼ A ^d ₃ ▼, which is an index relating to the degree of development of the band-like structure generated in the cast structure.

本来この指標は、靱性に有害と考えられていた帯状組
織が、鋳造組織内に発生する可能性の有無を予測し、こ
れを防止するために確立された指標で、▲Ａ⁰ ₃▼≦−２
の値を維持すると鋳造組織内に帯状組織の発生が見られ
なくなるとされている。The indicator originally, strip tissue was considered detrimental to toughness, predict the presence or absence of a potential generated in the cast structure, an index established in order to prevent this, ▲ A ⁰ ₃ ▼ ≦ - 2
It is said that when the value of is maintained, no band-like structure is observed in the cast structure.

本発明者等は、従来の帯状組織の問題を鋼の低Ｐ化と
未再結晶圧延で解消し、そこにこの指標を積極的に用い
て鋳造組織内に所要の帯状組織を生成せしめ、従来技術
による構造用鋼のアレスト特性向上限界を打破する事に
成功したのである。The present inventors solved the problem of the conventional band structure by lowering the steel P and unrecrystallization rolling, and actively used this index to generate the required band structure in the cast structure. The technology has succeeded in breaking the arrest property improvement limit of structural steel.

結果を第１図に示す。 The results are shown in FIG.

図は、圧下率60％の未再結晶温度域圧延を行った低燐
グループ（Ｐが0.01％以下）と、高燐グループ（Ｐが0.
01％超）の各構造用鋼の▲Ａ⁰ ₃▼とアレスト特性Kca−5
0の関係を示したものである。The figure shows the low-phosphorus group (P is 0.01% or less) and the high-phosphorus group (P is 0.
01 percent) the structural steel ▲ A ⁰ ₃ ▼ and arrest characteristics Kca-5
It shows the relationship of 0.

図に明らかな通り、低燐鋼といえども▲Ａ⁰ ₃▼が０以
上でなければKca−50が600kgf/mm^1.5以上は得られず、
▲Ａ⁰ ₃▼が０以上であっても高燐鋼はKca−50が600kgf/
mm^1.5に達しない事を知得した。Apparent as in the figure, even the low phosphorus steel ▲ A ⁰ ₃ ▼ is not obtained Kca-50 unless 0 or more 600 kgf / mm ^1.5 or more,
▲ A ⁰ ₃ ▼ high phosphorus steel even 0 or more Kca-50 is 600 kgf /
mm ^1.5 is not reached.

Kca−50が600kgf/mm^1.5以上に達した低燐鋼の中、▲
Ａ⁰ ₃▼が０以上の鋼の組織は、マトリックスであるフェ
ライト組織の中に該フェライト組織より脆性破壊発生特
性が劣るセメンタイト層状組織が、亀裂伝播方向に長さ
10μｍ〜200μｍ、相互距離５μｍ〜50μｍで層状に分
散していた。Among the low-phosphorus steels with Kca-50 of 600kgf / mm ^1.5 or more, ▲
The structure of steel with A ⁰ ₃ ▼ of 0 or more is such that a cementite layered structure having inferior brittle fracture initiation characteristics in the ferrite structure as a matrix has a length in the direction of crack propagation.
The particles were dispersed in a layer at a distance of 10 μm to 200 μm and a distance of 5 μm to 50 μm.

低燐鋼であっても▲Ａ⁰ ₃▼が０未満であったものは、
セメンタイトの層状組織の長さが、亀裂伝播方向に沿う
長さが10μｍに達しなかったり、或いは長くなって200
μｍを超えるもの及び相互距離も５μｍに達しなかった
り、或いは50μｍを超えるものが発生しており、長さが
10μｍに達しないものは先行亀裂誘発能が小さくなり、
又200μｍを超えるものは有効破面単位が大きくなって
共にアレスト特性が低く、相互距離が５μｍに達しない
ものはテアリッジのエネルギー吸収能が小さく、50μｍ
を超えるものは先行亀裂が誘発出来なくなり、共にアレ
スト特性を低下している要因を知見した。Even at low phosphorus steel ▲ A ⁰ ₃ ▼ ones is less than zero,
The length of the layered structure of cementite does not reach 10 μm along the crack propagation direction
μm and the mutual distance also did not reach 5 μm, or some exceeded 50 μm.
If it does not reach 10 μm, the ability to induce pre-crack becomes smaller,
Those having a diameter of more than 200 μm have a large effective fracture surface unit and have low arrest characteristics, and those having a mutual distance of less than 5 μm have a small energy absorption capacity of the tear ridge and have a arrest property of 50 μm.
In the case of exceeding, it was found that the leading crack could not be induced, and that both of them reduced the arrest property.

セメンタイトの分散形態とアレスト性能機構について
調査した。アレスト性能は、破面単位寸法と良い相関が
あることが既に知られており、第６図に示すように、破
面単位寸法が小さくなるにつれ、アレスト性能の確保で
きる温度域がより低温域へ移行する。このとき、第７図
に示すように破面単位を形成する破面単位周辺の微視的
延性破壊領域であるティアリッジの高さ（幅）ｈが増大
すると、同じ破面単位寸法でもアレスト性能が著しく増
大し、アレスト性能保証温度は低温化することが判る。The dispersion form of cementite and arrest performance mechanism were investigated. It is already known that the arrest performance has a good correlation with the fracture surface unit size. As shown in FIG. 6, as the fracture surface unit size decreases, the temperature range in which the arrest performance can be secured shifts to a lower temperature range. Transition. At this time, as shown in FIG. 7, when the height (width) h of the tear ridge, which is a microscopic ductile fracture area around the fracture surface unit forming the fracture surface unit, increases, the arrest performance is increased even with the same fracture surface unit size. It can be seen that the arrest performance assurance temperature decreases.

この現象は、セメンタイト相による脆性破壊発生の誘
発効果により主亀裂面から離れた位置で脆性亀裂を発生
させることにより、結果として主破面との間に段差を形
成させ、ティアリッジの巾ｈを増大させるものであり、
層状に分布するセメンタイト層の間隔（平均相互近接距
離）とティアリッジの巾ｈの間に第８図に示すような関
係ある。この関係は、脆性破壊の亀裂先端の破壊プロセ
スゾーン内に隣接するセメンタイト相が存在しないと当
該セメンタイト相の破壊発生を実現できない訳であり、
この実験結果から、50μｍ以上離れているセメンタイト
相は、脆性破壊を誘発させることはできない。特開昭60
−29452号公報にて請求させた相互近接距離は50μｍ以
上となっており、脆性第二相がマルテンサイト相のよう
な場合と異なり、鋼材に容易に存在せしめるセメンタイ
ト相を脆性破壊の誘発に用いようとする場合とは、範囲
が異なるものである。This phenomenon is because the brittle crack is generated at a position away from the main crack surface by the effect of inducing brittle fracture by the cementite phase, and as a result, a step is formed between the main crack surface and the width h of the tear ridge. To increase,
The relationship shown in FIG. 8 exists between the interval (average mutual proximity distance) of the cementite layers distributed in layers and the width h of the tear ridge. This relationship means that if there is no adjacent cementite phase in the fracture process zone at the crack tip of the brittle fracture, fracture of the cementite phase cannot be realized,
From this experimental result, the cementite phase separated by 50 μm or more cannot induce brittle fracture. JP 60
The distance of mutual proximity as claimed in -29452 is 50 μm or more, and unlike the case where the brittle second phase is like a martensite phase, a cementite phase that is easily present in steel is used to induce brittle fracture. The range is different from the case in which it is attempted.

また、セメンタイト相により脆性亀裂を誘発する場
合、そのセメンタイト相の長さと破面単位寸法には、密
接な関係があり、第９図に示すように、セメンタイト相
の長さが増大すると破面単位寸法が増大し、その結果ア
レスト性能の劣化を招く。したがって、本発明では、10
〜200μｍの範囲とした。200μｍを超えると破面単位寸
法が著しく増大するためであり、10μｍ未満では、脆性
破壊の誘発効果が認められなかったからである。When a brittle crack is induced by the cementite phase, there is a close relationship between the length of the cementite phase and the fracture surface unit size. As shown in FIG. The dimensions increase, which results in the deterioration of arrest performance. Therefore, in the present invention, 10
200200 μm. This is because when it exceeds 200 μm, the unit size of the fracture surface increases significantly, and when it is less than 10 μm, the effect of inducing brittle fracture is not recognized.

以上述べたように、特開昭60−29452号公報で記載さ
れている発明と同様脆性第二相のマイクロクラックタフ
ニング効果を活用したものであるが、本発明は、脆性第
二相として、存在しても破壊靱性に有害度の小さいセメ
ンタイト相を利用しようとしたため、効果を発揮する適
正条件範囲が異なるものである。As described above, the microcrack toughening effect of the brittle second phase is utilized similarly to the invention described in JP-A-60-29452, but the present invention provides Since the cementite phase, which has a low degree of harm to the fracture toughness even if present, is used, the range of appropriate conditions for exhibiting the effect is different.

また、NbやNi元素を添加すれば、本発明のような組織
制御を施すことなく、−50℃でのアレスト性能を確保で
きるが、Ni元素の多量添加は著しいコスト上昇を引き起
こし、経済的に問題である。さらに、Nb元素の添加によ
り、細粒化が促進され、靱性の向上することは、特開昭
62−205230号公報の第１図や、特開昭58−19432号公報
のP.155の記載、特開昭58−100624号公報のP.116の記載
に示されるように明かであるが、Nb元素の添加は、大入
熱溶接継手靱性の著しい劣化を引き起こし、Nb添加鋼に
て特に−50℃程度の低温度にて継手靱性を確保するため
には、化学成分や微細酸化物や微細析出物を厳密に制御
した製造方法が必要であり、容易に達成できるものでは
ない。そこで、本発明では、継手靱性の確保を容易にす
るため、継手靱性に有害なNbを全く用いずに、母材の破
壊特性であるアレスト性能を圧延によるセメンタイト相
の形態制御で達成しようとしたものであり、Nbを添加し
ないことの技術的意義は大きい。Also, if Nb or Ni element is added, arrest performance at -50 ° C can be secured without performing the structure control as in the present invention, but adding a large amount of Ni element causes a remarkable cost increase, and economically. It is a problem. Further, it is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open
FIG. 1 of JP-A-62-205230, the description of page 155 of JP-A-58-19432, and the description of page 116 of JP-A-58-100624 are clear, The addition of the Nb element causes significant deterioration in the toughness of welded joints with large heat input, and in order to ensure the toughness of joints in Nb-added steel, especially at low temperatures of around -50 ° C, the chemical composition, fine oxides, A production method in which precipitates are strictly controlled is required and cannot be easily achieved. Therefore, in the present invention, in order to easily secure the joint toughness, without using any harmful Nb to the joint toughness, the arrest performance, which is the fracture characteristics of the base material, to achieve by controlling the morphology of the cementite phase by rolling. Therefore, the technical significance of not adding Nb is great.

一方高燐鋼は▲Ａ⁰ ₃▼が０以上でも、本発明の所要の
セメンタイト組織が全く認められず、アレスト特性が全
く低い要因を知見した。On the other hand high phosphorus steel in ▲ A ⁰ ₃ ▼ is 0 or more, the required cementite structure is not observed at all in the present invention, arrest characteristics are finding quite low factor.

第２図はＡ鋼を用いて圧延開始温度とフェライト粒径
及びKca−50の関係を示したものである。FIG. 2 shows the relationship between the rolling start temperature, ferrite grain size, and Kca-50 using steel A.

これによりセメンタイトによるアレスト性の向上にお
いてもフェライト粒径の細粒化が関係している事を見出
した。As a result, it has been found that the refinement of the ferrite grain size is also involved in the improvement of arrestability by cementite.

第３図は更にKca−50と未再結晶温度域圧延の圧下率
の関係を調査したものである。FIG. 3 shows the relationship between Kca-50 and the rolling reduction in the non-recrystallization temperature range rolling.

圧延開始温度は再結晶終了温度以下、圧延終了温度は
Ar₃点温度以上である。Rolling start temperature is below recrystallization end temperature, rolling end temperature is
Ar ₃ points or higher.

得られるKca−50は、未再結晶温度域の圧下率の増加
に伴って向上し、圧下率が60％以上に達するとフェライ
ト粒径が所要の大きさとなり、これによって所要サイズ
のセメンタイトが得られる結果、Kca−50は600kgf/mm
^1.5以上に達する事を見出した。The obtained Kca-50 improves with the increase of the rolling reduction in the non-recrystallization temperature range, and when the rolling reduction reaches 60% or more, the ferrite grain size becomes a required size, thereby obtaining cementite of a required size. As a result, Kca-50 is 600kgf / mm
^It was found that it reached ^1.5 or more.

第４図はＡ鋼における圧延後の冷却速度がKcaに及ぼ
す影響を示したものである。FIG. 4 shows the effect of the cooling rate after rolling on Kca in steel A.

Ar₃〜Ar₃−50の温度領域は、ミクロ偏析（Ｃ濃度差）
によりフェライト間にセメンタイトが層状に生成する。
この時冷却速度が遅い程該層状セメンタイトの生成は顕
著になる。Temperature range of Ar ₃ to Ar ₃ -50 are micro-segregation (C density difference)
As a result, cementite is formed in layers between ferrites.
At this time, the lower the cooling rate, the more remarkable the formation of the layered cementite.

冷却が５℃/secを超えると、もはやセメンタイトが層
状に生成出来る時間的余裕はなく、ベーナイト主体の組
織となり、第５図に示す如く、マイクロ・クラック・タ
フニングによるアレスト性向上効果は得られない事が分
かった。When the cooling rate exceeds 5 ° C./sec, there is no longer enough time for cementite to be formed in a layer form, and the structure becomes mainly bainite, and as shown in FIG. 5, the effect of improving the arrestability by micro crack toughening cannot be obtained. I understood that.

このことから冷却はAr₃点以上の温度から継続して行
い、速度は５℃/sec以下が良い事を見出した。From this, it was found that the cooling was continuously performed from the temperature of Ar ₃ or more, and the rate was preferably 5 ° C./sec or less.

本発明者等は以上の知見から、所要のセメンタイト層
状組織を的確に生成させるために、悪影響の大きい偏析
元素のＰを規制し、▲Ａ⁰ ₃▼を０以上に規制し、Ar₃温
度以上の未再結晶温度域で圧下率60％以上の圧延を行
い、続けて５℃/sec以下の速度で冷却すると、効率良く
組織の微細化を図る事が出来るばかりでなく、経済的に
且つ生産性良くKca−50が600kgf/mm^1.5以上の優れたア
レスト特性を有する鋼材が製造出来る事を知見したので
ある。この時の圧延は、第２図、第３図に明らかな様
に、再結晶終了温度以下、Ar₃点温度以上つまり未再結
晶温度域で圧延を開始してもしなくても良く、要は圧延
の主要部つまり60％以上の圧下率を未再結晶温度域で付
与する事が必要である事がわかった。Based on the above findings, the present inventors have regulated the segregation element P, which has a large adverse effect, in order to accurately generate the required cementite layered structure, regulated ▲ A ⁰ ₃ ０ to 0 or more, and maintained the Ar ₃ temperature or more. Rolling at a rolling reduction of 60% or more in the non-recrystallization temperature range and cooling at a rate of 5 ° C./sec or less not only can efficiently refine the structure, but also economically and productionally It has been found that a steel material having excellent arrest characteristics of Kca-50 of 600 kgf / mm ^1.5 or more can be produced with good efficiency. Rolling at this time, as is clear from FIGS. 2 and 3, rolling may or may not be started at a temperature lower than the recrystallization end temperature, higher than the Ar ₃ point temperature, that is, in a non-recrystallization temperature range. It was found that it was necessary to give the main part of rolling, that is, a rolling reduction of 60% or more in the non-recrystallization temperature range.

第５図は上記の様にしてＡ鋼から本発明方法により得
た構造様鋼板ａとＡ鋼から従来方法で製造した構造用鋼
板ｂの各々について、その異方性を調べた結果を示す。FIG. 5 shows the results obtained by examining the anisotropy of each of the structural steel sheet a obtained from steel A by the method of the present invention and the structural steel sheet b manufactured from steel A by the conventional method.

図に明らかな如く、本発明の構造用鋼板ａのＬ方向ア
レスト特性ａ−Ｌは、従来の構造用鋼板ｂのアレスト特
性ｂ−Ｌ及びｂ−ＣよりもKca−50 600kgf/mm^1.5で20℃
優れ、更に構造用鋼板ａのＣ方向の特性ａ−Ｃはａ−Ｌ
より15℃優れている。As is apparent from the figure, the arrest characteristics a-L of the structural steel sheet a of the present invention in the L direction are higher than the arrest characteristics bL and bC of the conventional structural steel sheet b by 20 at Kca-50 600 kgf / mm ^1.5 . ° C
Excellent, and the characteristic aC in the C direction of the structural steel sheet a is aL
15 ° C better.

これは、本発明方法により製造した構造用鋼材のセメ
ンタイトの配列が、亀裂伝播方向と同方向にあるＣ方向
材と、直角方向にあるＬ方向材の差であり、前者はセメ
ンタイトがマイクロクラックを形成して亀裂先端の応力
分布の緩和を助長し、後者にはその作用がない事によっ
ている。This is because the arrangement of cementite in the structural steel material manufactured by the method of the present invention is the difference between the C-direction material in the same direction as the crack propagation direction and the L-direction material in the perpendicular direction. It forms to promote relaxation of the stress distribution at the crack tip, and the latter has no effect.

しかしａ−Ｌ、ａ−Ｃの何れもが従来方法により製造
された構造用鋼材よりも優れたアレスト特性を示すの
は、本発明のマイクロ・クラック・タフニング・メカニ
ズムが、例えば特開昭62−77419号公報に記載があるセ
パレーションを利用した従来方法による構造用鋼材のKc
a−50の向上対策のメカニズムと基本的に異なり、又特
開昭59−47323号公報、特開昭60−29452号公報等に記載
がある析出介在物の少ないフェライトと微細に分散した
マルテンサイトからなる組織を生成し、マイクロクラッ
クによるエネルギーの呼吸を利用した従来方法による構
造用鋼材のKca−50の向上対策のメカニズムとも基本的
に異なり、優れている異を示しているものと思われる。However, the reason why both aL and aC show superior arrest characteristics compared with the structural steel materials manufactured by the conventional method is that the micro crack toughening mechanism of the present invention is disclosed in, for example, Kc of structural steel by the conventional method using separation described in 77419
Basically different from the mechanism of a-50 improvement measures, and described in JP-A-59-47323 and JP-A-60-29452, etc. It is basically different from the mechanism for improving the Kca-50 of structural steel by the conventional method that uses the breathing of energy by microcracks to generate a structure consisting of microcracks.

＜実施例＞（１）鋼成分と▲Ａ⁰ ₃▼（表１に示す。）（２）鋳造方法鋳造方法連続鋳造方法凝固鋼片寸法厚み42〜300mm×幅1800mm （３）圧延条件（表２に示す。）（４）アレスト特性（表２に示す。）アレスト特性の評価試験＝温度勾配型ESSO試験（６）母材靱性（表２に示す。）母材靱性評価試験＝鋼材のシャルピー衝撃試験を実施。<Examples> (1) Steel composition and ▲ A ⁰ ₃ ▼ (shown in Table 1) (2) Casting method Casting method Continuous casting method Solidified steel slab thickness 42 to 300 mm × width 1800 mm (3) Rolling conditions (table) (Shown in Table 2) (4) Arrest characteristics (shown in Table 2) Evaluation test of arrest characteristics = temperature gradient type ESSO test (6) Base material toughness (shown in Table 2) Base material toughness evaluation test = Charpy of steel Conducted impact test.

（７） HAZ靱性（表２に示す。） HAZ靱性の評価試験入熱70〜250KJ/cmの大入熱片面１層溶接後、シャルピー
衝撃試験を実施。(7) HAZ toughness (shown in Table 2) HAZ toughness evaluation test Charpy impact test was carried out after one-sided single-sided welding with a large heat input of 70 to 250 KJ / cm.

本発明の鋼番１、２、３、４は表２に示す様にKca−5
0は600kgf/mm^1.5以上であった。As shown in Table 2, steel numbers 1, 2, 3, and 4 of the present invention are Kca-5
0 was 600 kgf / mm ^1.5 or more.

一方比較例の鋼番５、６、７は、▲Ａ⁰ ₃▼が満たされ
ず、圧延開始温度が高い８及び９は未再結晶温度域の圧
延率が60％に達しなかったものであり、10は冷却速度が
５℃/secを超えたもので、共に母材及びHAZ靱性は良好
であったが、アレスト特性Kca−50は格段に低く、220〜
350kgf/mm^1.5であった。On the other hand, in steel numbers 5, 6, and 7 of Comparative Examples, (A ⁰ ₃₎ was not satisfied, and rolling start temperatures of 8 and 9 were high because the rolling reduction in the non-recrystallization temperature range did not reach 60%. 10 has a cooling rate exceeding 5 ° C./sec, and both the base material and the HAZ toughness were good, but the arrest property Kca-50 was extremely low,
It was 350 kgf / mm ^1.5 .

＜発明の効果＞本発明は意図的にNbを使用せず、Ｐを0.01％以下に規
制し、更に▲Ａ⁰ ₃▼を０以上に規制し、未再結晶温度域
で60％以上の圧下率で制御圧延を行い、該圧延温度から
Ar₃点温度−50℃迄の範囲を速度５℃/sec以下で冷却す
るので、従来技術の問題点を悉く解消すると共に、アレ
スト特性に優れ、且つ母材及びHAZの各靱性の劣化を伴
わない鋼材を、良好な生産性、経済性の下に効率良く製
造する事を可能としたものであり、この種産業分野にも
たらす効果は大きい。<Effects of the Invention> The present invention does not use an intentionally Nb, restricting P to 0.01% or less, further ▲ A ⁰ ₃ ▼ was regulated to 0 or more, reduction of 60% in the pre-recrystallization temperature region Control rolling at the rate
Since the cooling is performed at a rate of 5 ° C./sec or less in the range up to the _three- point temperature of −50 ° C., the problems of the prior art are completely eliminated, the arrest characteristics are excellent, and the toughness of the base material and the HAZ is deteriorated. This enables efficient production of non-existent steel materials with good productivity and economic efficiency, and has a great effect on this kind of industrial field.

[Brief description of the drawings]

第１図はKca−50と▲Ａ⁰ ₃▼の関係を示す図。第２図はK
ca−50と圧延温度域の関係を示す図。第３図はKca−50
と未再結晶温度域圧延の圧下率との関係を示す図。第４
図はKca−50と冷却時の冷却速度の関係を示す図。第５
図は本発明鋼板のアレスト特性の異方性を示す図であ
る。第６図は、破面単位とアレスト保証温度との関係を示す
グラフ、第７図は、破面断面を走査型電子顕微鏡で観察
した模式図、第８図は平均相互近接距離とティァリッジ
の幅との関係を示すグラフ、第９図はセメンタイト相の
長さと破面単位の円相当径との関係を示すグラフであ
る。Figure 1 is a diagram showing the ▲ A ⁰ ₃ ▼ relationship with Kca-50. Figure 2 is K
The figure which shows the relationship between ca-50 and a rolling temperature range. Fig. 3 shows Kca-50
FIG. 4 is a graph showing a relationship between the rolling reduction in non-recrystallization temperature range rolling. 4th
The figure shows the relationship between Kca-50 and the cooling rate during cooling. Fifth
The figure shows the anisotropy of the arrest characteristics of the steel sheet of the present invention. FIG. 6 is a graph showing the relationship between the fracture surface unit and the arrest assurance temperature, FIG. 7 is a schematic diagram of a cross section of the fracture surface observed by a scanning electron microscope, and FIG. 8 is an average mutual proximity distance and width of a tier. FIG. 9 is a graph showing the relationship between the length of the cementite phase and the equivalent circle diameter in fracture surface units.

フロントページの続き (56)参考文献特開昭60−29452（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−190323（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−24045（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−205230（ＪＰ，Ａ) 特開昭58−19432（ＪＰ，Ａ) 特開昭58−100624（ＪＰ，Ａ)Continuation of the front page (56) References JP-A-60-29452 (JP, A) JP-A-59-190323 (JP, A) JP-A-63-24045 (JP, A) JP-A-62-205230 (JP) JP-A-58-19432 (JP, A) JP-A-58-100624 (JP, A)

Claims

(57) [Claims]

[Claim 1] P: 0.01% or less, C: 0.02 to 0.18%, Si: 0.5%
Hereinafter, Mn: 0.4 to 1.8%, Al: 0.007 to 0.1%, S: 0.001 to 0.0
05%, B: 0.0002-0.003%, N: 0.004 or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities as the basic components.
03-0.02%, Ta: 0.003-0.02%, Zr: 0.003-0.02%
Species or two or more kinds are added, the carbon equivalent Ceq is set to 0.45 or less, and the micro-segregation index A ⁰ = 7.5 × [Mn%] − 12.7 × [Si
%] In the ferrite structure of structural steel with> 0
A steel material having excellent arrest characteristics, characterized by dispersing cementite having a thickness of from 200 to 200 μm and an interval of from 5 to 50 μm in layers.

2. P: 0.01% or less, C: 0.02 to 0.18%, Si: 0.5%
Hereinafter, Mn: 0.4 to 1.8%, Al: 0.007 to 0.1%, S: 0.001 to 0.0
05%, B: 0.0002-0.003%, N: 0.004 or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities as the basic components.
03-0.02%, Ta: 0.003-0.02%, Zr: 0.003-0.02%
Seed or two or more added, Ni: 2.0% or less, Cu: 1.0%
Below, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cr: 0.5% or less 1
Species or two or more kinds are added, the carbon equivalent Ceq is set to 0.45 or less, and the micro-segregation index A ⁰ = 0.9 × [Cr%]-10.5 × [Mo
%] + 7.4 × [Ni%] + 7.5 × [Mn%]-12.7 × [Si%]
10μm length in ferrite structure of structural steel with> 0
A steel material having excellent arrest characteristics, characterized in that cementite having a thickness of 200 μm and an interval of 5 μm to 50 μm is dispersed in layers.

3. P: 0.01% or less, C: 0.02-0.18%, Si: 0.5%
Hereinafter, Mn: 0.4 to 1.8%, Al: 0.007 to 0.1%, S: 0.001 to 0.0
05%, B: 0.0002-0.003%, N: 0.004 or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities as the basic components.
03-0.02%, Ta: 0.003-0.02%, Zr: 0.003-0.02%
Seed or two or more added, Ni: 2.0% or less, Cu: 1.0%
Below, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cr: 0.5% or less 1
Seed or two or more kinds, and further, REM: 0.003% or less, Ca:
One or more of 0.003% or less, Mg: 0.003% or less is added, and when adding two or more, the total amount is 0.005% or less, the carbon equivalent Ceq is 0.45 or less, and the micro segregation index A
⁰ = 0.9 x [Cr%]-10.5 x [Mo%] + 7.4 x [Ni%] +
7.5 × [Mn%] − 12.7 × [Si%]> Cementite having a length of 10 μm to 200 μm and a mutual interval of 5 μm to 50 μm is dispersed in a layered manner in a ferrite structure of a structural steel in which the ratio is set to 0. Steel with excellent arrest properties.