JP4144121B2

JP4144121B2 - Non-tempered high strength steel with excellent toughness of base metal and weld heat affected zone

Info

Publication number: JP4144121B2
Application number: JP19183699A
Authority: JP
Inventors: 康森影; 文丸川端; 虔一天野; 誠司鍋島
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-07-06
Filing date: 1999-07-06
Publication date: 2008-09-03
Anticipated expiration: 2019-07-06
Also published as: JP2001020031A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築構造物、海洋構造物、パイプ、船舶、貯槽、土木構造物、建設機械等に用いられる非調質高張力鋼材に係り、とくに母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材に関する。本発明における鋼材は、厚鋼板、鋼帯、形鋼、棒鋼を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
高強度と高靱性、高溶接性を兼ね備えた厚鋼板を製造する優れた方法として、ＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process ）法が知られている。しかし、上記ＴＭＣＰ法により製造された厚鋼板では、溶接熱影響部の靱性が十分ではなく、このため、この種鋼材を、低温で使用する溶接構造物に使用することには問題があった。
【０００３】
また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を改善するために、酸化物あるいは窒化物を鋼中に均一に分散させ、ＨＡＺ組織を微細化し、靱性を向上させる方法についても検討が行われている。
例えば、特開平２−125812号公報には、鋼中に粒子径0.05〜10μｍのTiを主成分とする酸化物が５×10³〜１×10⁶個／mm²含有する鋳片を900 〜1100℃で再加熱後、900 ℃以下の累積圧下量30〜90％、圧延終了温度700 〜850 ℃で圧延し冷却後、500 ℃〜Ａc₁変態点の温度で時効処理する、ＨＡＺ靱性の優れたCu添加鋼の製造方法が提案されている。
【０００４】
また、特開平４−48048 号公報には、Nb、Tiを含有し、母地中に0.001 〜0.100wt ％の粒径0.5 μｍ以下の（Ti、Nb）（Ｏ、Ｎ）複合結晶相を有した酸化物系介在物が分散してなる溶接熱影響部靱性の優れた鋼材が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平２−125812号公報や特開平４−48048 号公報に記載された技術では、溶接熱影響部靱性は向上するものの、母材靱性が低温用鋼材としては十分でないという問題があり、母材靱性向上のためには、酸化物系介在物の存在状態の更なる改善を必要としている。
【０００６】
また、母材および溶接熱影響部の組織制御に有効な量のTi系酸化物を鋼中に存在させようとすると、鋳込み時にノズル閉塞が生じ易くなり、生産性が劣るという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、母材靱性および溶接熱影響部靱性を兼ね備えた非調質高張力鋼材を提案することを目的とする。さらに、母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材を、安定してしかもノズル詰まりもなく生産性高く製造できる非調質高張力鋼材の製造方法を提案することも目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ノズル詰まりもなく、酸化物系介在物を鋼材中に均一微細に分散させる方法についてさらに研究した結果、酸化物系介在物をTi酸化物を主体とし、酸化物系介在物の組成を最適範囲とする必要があることを見いだした。
つぎに、本発明者らが、酸化物系介在物の最適組成範囲について行った検討結果について説明する。
【０００８】
本発明者らは、脱酸処理後の溶鋼中に介在物組成調整用合金を添加して介在物組成の制御を行い、溶鋼中の介在物中のTi₂O₃、CaO ＋REM 酸化物、Al₂O₃濃度を変化させた圧延用素材を鋳込み、該圧延用素材を熱間圧延して鋼板を製造した。
まず、圧延用素材鋳込み中のノズルづまりの発生状況を調査した。ノズルづまりについては、連続鋳造工程においてイマージョンノズルの閉塞が起こった時をノズルづまり有りとした。また、得られた鋼板についての発錆状況についても調査した。鋼板の発錆については、圧延・冷却後の鋼板を10日間大気中で放置した後にマクロ観察をして錆があったものを発錆ありとした。
【０００９】
それらの結果を纏めて、図１に示す。
図１から、溶鋼中の介在物の組成をTi₂O₃：90重量％（以下、wt％とも記す）以下、CaO ＋REM 酸化物：10〜50重量％、Al₂O₃：70重量％以下とすると、ノズルづまり、介在物の粗大化および発錆を防げることがわかる。
介在物中のTi₂O₃濃度が90wt％超であるか、または、CaO ＋REM 酸化物濃度が10wt％未満となると、介在物の融点が高く、鋳込み時のノズル内面に介在物が付着しやすくなり、ノズル閉塞の原因となるためと考えられる。また、介在物中のCaO ＋REM 酸化物の濃度が50wt％を超えると、介在物が液相状態で硫黄を含有しやすくなる。その結果、液相介在物が凝固する際に、介在物の周囲にCaS やREM 硫化物が生成する。このため介在物の粗大化を招くとともに、鋼板での発錆が顕著となる。
【００１０】
すなわち、酸化物系介在物の均一微細分散のためには、脱酸生成介在物と溶鋼の濡れ性を良好とする必要があり、そのためには、
▲１▼介在物中のAl₂O₃濃度を70重量％以下に低減すること、
▲２▼酸化物系介在物中のTi酸化物濃度を少なくとも20重量％以上にすること、
▲３▼酸化物系介在物中のCaO およびREM 酸化物濃度は50重量％以下にすること、
が必要であり、さらにノズル閉塞を防止するためには、脱酸生成物の融点を低下させる必要があり、そのためには、
▲４▼Ca処理あるいはREM 処理によって介在物中のCaO およびREM 酸化物濃度を少なくとも５重量％以上とすること、
▲５▼Al₂O₃濃度を70重量％以下、Ti酸化物濃度を90重量％以下とすること、
また、発錆を防止するためには、
▲６▼介在物中のCaO ＋REM 酸化物の濃度を50wt％以下とすること、
が重要となるという知見を得た。
【００１１】
これらの知見から、本発明者らは、最適な酸化物系介在物の最適組成範囲として、図１に示すように、Ti酸化物：20〜90重量％、CaO およびREM 酸化物の合計：５〜50重量％、Al₂O₃ ：70重量％以下であるとした。
酸化物系介在物の組成が図１の範囲となるように制御することにより、ノズル詰まりや有害な介在物クラスターの生成を引き起こすことなく、介在物の結晶粒粗大化抑制能（ピン止め効果）を有効に利用することができ、また発錆を防止できる。
【００１２】
さらに、本発明者らは、母材靱性の向上について鋭意検討した。その結果、酸化物系介在物が分散していても、TiN 、あるいはさらにVNを最適分散させることにより、母材靱性を向上させ、あるいはさらに圧延後に急速冷却を行うことなしに母材強度を上昇させることができ、鋼材断面内での強度・靱性のばらつきや残留応力・歪みの発生を防止できるという知見を得た。
【００１３】
本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Ti：0.005 〜0.08％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）／５以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（１）式
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
（ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％））
で定義されるCeq が0.36〜0.45％である鋼組成を有し、かつ、鋼中に円相当径0.05μｍ以下のTiN を１×10³個／mm²以上、円相当径0.03〜0.20μm のTiN を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させ、さらに、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Ca酸化物およびREM 酸化物が合計で：５〜50％、Al₂O₃：70％以下を含有する介在物組成を有する酸化物系介在物を分散させたことを特徴とする母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材であり、本発明では、前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することが好ましい。
【００１４】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Ti：0.005 〜0.08％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）／５以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（１）式
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
（ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％））
で定義されるCeq が0.36〜0.45％である鋼組成を有し、酸化物系介在物として、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Ca酸化物およびREM 酸化物が合計で：５〜50％、Al₂O₃：70％以下からなる介在物組成を有する酸化物系介在物を分散させた鋼素材を、1200〜1400℃の温度範囲に加熱したのち、１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、ついで1000〜1280℃の温度範囲に再加熱して、1000℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上、圧延終了温度を700 ℃以上とする熱間圧延を施すことを特徴とする母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法である。また、本発明では、前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することが好ましい。
【００１５】
また、本発明では、前記熱間圧延の終了後、冷却速度：１〜30℃／ｓ、冷却停止温度：700 ℃以下とする加速冷却を施すことが好ましい。また、本発明では、前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の限定理由を説明する。
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下、組成についての％は、重量％を意味する。
Ｃ：0.01〜0.18％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために0.01％以上の含有を必要とするが、0.18％を超えて含有するると、母材強度および溶接性が低下する。このため、Ｃは0.01〜0.18％に限定した。なお、実用上、好ましくは0.08〜0.16％である。
【００１７】
Si：0.02〜0.60％
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、0.02％未満の含有では、その効果が少なく、一方、0.60％を超えて含有すると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。このため、Siは0.02〜0.60％に限定した。
Mn：0.60〜2.00％
Mnは、鋼の強度を増加し高強度化に有効な元素であり、所望の強度を確保するためには0.60％以上の含有を必要とする。しかし、2.00％を超える含有は、圧延後空冷した組織がフェライト＋ベイナイト組織となり、母材靱性が低下する。このため、Mnは0.60〜2.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.00〜1.70％である。
【００１８】
Ｐ：0.030 ％以下
Ｐは、粒界に偏析し鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減するのが望ましいが、0.030 ％までは許容できるため、0.030 ％以下に限定した。
Ｓ：0.015 ％以下
Ｓは、主にMnS を形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、0.015 ％を超えての含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。このため、Ｓは0.015 ％以下に限定した。MnS として細粒化効果を得るためにはＳは0.004 〜0.010 ％の範囲とするのが望ましい。
【００１９】
Ti：0.005 〜0.08％
Tiは、本発明で重要な元素の１つである。Ti脱酸により生成する酸化物を有効に利用することが本発明の最も重要な要素である。鋼中に分散したTi酸化物は、結晶粒ピン止め効果によりオーステナイト粒成長を抑制する効果を有する。また、脱酸後に鋼中に残存したTiは、その後の冷却過程においてTiN を生成する。TiN は、素材加熱時のγ粒の成長を抑制し、さらにγ粒中に残留および析出し、フェライト析出核として作用し、結晶粒の微細化に寄与する。また、TiN はＨＡＺ部のオーステナイト粒の粗大化抑制に寄与し、ＨＡＺ靱性を向上させる。
【００２０】
また、Ｖを複合添加した場合には、TiN はVNのγ粒中への析出を促進させる作用を持ち、とくに結晶粒の微細化効果が顕著となる。
これらの効果を発揮させるには、Tiは0.005 ％以上の含有を必要とする。また、0.08％を超えての含有は鋼の清浄性を劣化させるうえ、固溶Tiの増加あるいはTi炭化物が析出し、靱性を劣化させる。このため、Tiは0.005 〜0.08％に限定した。なお、好ましくは0.010 〜0.025 ％である。
【００２１】
Ｎ：0.0020〜0.0100％
Ｎは、Tiと結合してTiN を形成し、圧延素材を加熱する際にγ粒の粒成長を抑制し、さらに、圧延中にフェライトの析出核となり、結晶粒を微細化させる作用を有し、靱性向上に大きく寄与する。これらの効果を有効に発揮させるためには、0.0020％以上の含有を必要とするが、0.0100％を超えての含有は、母材靱性や溶接性を大きく損なうので、Ｎは0.0020〜0.0100％の範囲に限定した。
【００２２】
Al：（Ti％）／５以下
Alは：脱酸剤として作用するが、本発明では予備脱酸剤としてTi脱酸前のＯ濃度を調整するために用いることができる。本発明では、Al₂O₃クラスターを生成させないために、Al含有量をTi含有量（重量％）の1/5 以下に限定する。Al含有量がTi含有量の1/5 を超えると、Ti−Al−O 平衡から、Al₂O₃クラスターが生成し、酸化物系介在物の均一微細分散ができなくなる。
【００２３】
Ca：0.0010〜0.0200％、REM ：0.0010〜0.0200％
Ca、REM 添加により、介在物中のREM 酸化物およびCaO 酸化物の濃度が増加するが、これにより、介在物の融点が低下して鋳込み時のノズル内面への付着が抑制でき、ノズル閉塞を回避できる。また、Ca、REM は、濡れ性改善に寄与し、脱酸生成物の微細均一分散を実現するために必須となる元素である。REM 、Caは、高温においても安定な酸化物を形成して微細分散し、γ粒成長を抑制する。さらに、圧延後のフェライト粒径を細かくする効果もあり、また、ＨＡＺ靱性の向上にも有効である。これらの効果を得るためには、それぞれ0.0010％以上の含有が必要となるが、一方、それぞれ0.0200％を超えての含有は、鋼の清浄性を低下させ、母材靱性を損ねる。このため、Ca、REM はそれぞれ0.0010〜0.0200％の範囲に限定した。なお、REM およびCaは、それぞれを単独で添加しても介在物のノズル閉塞回避の効果は少ないため、本発明では、REM およびCaは同時に含有する必要がある。
【００２４】
Ｖ：0.03〜0.15％
Ｖは、圧延冷却中にVNとしてγ粒中に析出し、それを核としてフェライトが析出するため、結晶粒微細化に有効に作用し、靱性向上に大きく寄与する。また、フェライト変態後にもフェライト中にVNが析出し、冷却時に強水冷を行うことなく母材強度を高めることができる。板厚方向での特性の均一性の確保や、残留応力・歪み軽減にも有効であり、必要に応じ含有できる。
【００２５】
これらの効果を有効に発揮させるためには、0.03％以上のＶを含有させることが好ましい。しかし、0.15％を超えて含有すると母材靱性や溶接性を大きく損なうため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲とするのが好ましい。
Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上
Cu、Ni、Nb、Cr、Moは、いずれも焼入れ性向上に有効な元素であり、TiN による組織微細効果を最適とするために、必要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。また、Ｖを添加している場合には、TiN とともにVNの組織微細効果を最適とし、さらにVNによる析出強化を促進させる効果を有する。Cu、Ni、Nb、Cr、Moの含有により、Ar₃点が下がりフェライト粒がより微細となり、VNの析出強化が大きくなる。
【００２６】
Cu、Ni、Nb、Cr、Moの含有量が多くなると、Ar₃点が低下しすぎて、べイナイト変態が主体となり、フェライトの細粒化が不十分となり、強度は上昇するが、フェライトの細粒化が不十分となる。このようなことから、Cu、Ni、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.02％、0.02％、0.003 ％、0.05％、0.02％以上を含有するのが好ましい。また、Cuを添加する場合は、Cuによる熱間加工性の低下を補償するために、Cuとほぼ同量Niを添加するのが好ましい。しかし、Niの多量添加は製造コストを増加させるため、Cu、Niの上限はそれぞれ1.5 ％、0.60％とするのが好ましい。また、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.020 ％、0.50％、0.50％を超えると溶接性や靱性を損なうため、これらを上限とするのが好ましい。
【００２７】
Ｂ：0.0002〜0.0020％
Ｂは、粒界に偏析して粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、圧延後のフェライト粒を細かくする作用を有し、必要に応じ含有できる。この効果は0.0002％以上の含有で認められる。一方、0.0020％を超えて含有すると靱性が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0020％の範囲に限定するのが好ましい。
【００２８】
Ceq ：0.36〜0.45wt％
Ceq は次（１）式で定義する。
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％）
Ceq が0.45％を超えると、溶接割れ感受性が高くなり、ＨＡＺ靱性が低下する。一方、Ceq が0.36％未満では母材およびＨＡＺ軟化部での強度確保が困難となる。このため、Ceq は0.36〜0.45％の範囲内に限定する。
【００２９】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.0100％以下、Ｎ：0.0100％以下が許容できる。
次に、TiN 析出形態の限定理由について述べる。
円相当径0.05μｍ以下のTiN を１×10³個／mm²以上、円相当径0.03〜0.20μm のTiN を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させる。
【００３０】
圧延工程および溶接工程において、TiN がフェライトの生成核として作用するためには、円相当径で0.03μｍ以上の大きさが必要である。一方、円相当径で0.20μｍを超える大きさのTiN は、母材靱性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼす。このため、母材靱性、溶接熱影響部の靱性向上のためには、円相当径で0.03〜0.20μｍの大きさのTiN が適切量析出していることが必要となる。
【００３１】
円相当径0.03〜0.20μm のTiN の個数が、１×10³個／mm²未満の場合には、生成するフェライトの数が少なく、母材および溶接熱影響部におけるフェライト粒微細化の効果が不十分であり、また、円相当径0.03〜0.20μm のTiN の個数が、１×10⁵個／mm²以上の場合には、母材および溶接熱影響部における靱性が劣化する。このため、本発明では、円相当径0.03〜0.2 μｍのTiN を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させる。
【００３２】
また、円相当径0.05μｍ以下のTiN は、素材加熱時のγ粒の成長を抑制し、熱処理後の組織微細化に寄与する。その分散個数は１×10³個／mm²以上とする。円相当径0.05μｍ以下のTiN の個数が１×10³個／mm²未満では、熱処理後の組織微細化が不十分となる。このため、本発明では、円相当径0.05μｍ以下のTiN を１×10³個／mm²以上分散させる。
【００３３】
なお、TiN の同定およびその円相当径は、透過型電子顕微鏡による分析および観察により測定するものとする。また、透過型電子顕微鏡により測定可能なTiN の大きさは、0.005 μｍ以上である。
上記した組成の溶鋼を、Ti脱酸して溶製する。なお、Alによる予備脱酸を行ってもよいのは言うまでもない。溶製方法は、とくに限定されないが、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法がいずれも好適に利用できる。なお、脱酸方法をTi脱酸とすることにより、脱酸生成物がTi酸化物主体の介在物となる。脱酸生成物（酸化物系介在物）組成の調整は、合金元素の添加量と予備脱酸の手順によるのが好ましい。
【００３４】
溶鋼は、ついで連続鋳造法、造塊法等の通常公知の鋳造方法がいずれも好適に利用でき、スラブ等の圧延用鋼素材に鋳造される。
本発明では、鋼素材中に酸化物系介在物を微細分散させる。
微細分散される酸化物系介在物は、Ti酸化物を主体とし、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Al₂0₃：70％以下、Ca酸化物とREM 酸化物の合計：５〜50％からなる介在物組成を有する。
【００３５】
Ti酸化物：20〜90％
Ti酸化物、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する結晶粒ピン止め効果を有する。このため、本発明では、酸化物系介在物をTi酸化物を主体とする組成とする。このためには、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度は20％以上である。20％未満では、結晶粒ピン止め効果が期待できない。一方、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度が90％を超えると、酸化物系介在物の融点が高温となり、浸漬ノズル壁への介在物の付着が起きやすくなり、ノズル詰まりが発生しやすくなる。このため、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度は20〜90％に限定する。なお、好ましくは、50〜85％である。また、本発明でいう、Ti酸化物はTiO₂、Ti₂O₃等が好適であるが、なかでもTi₂O₃とするのが好ましい。
【００３６】
Al₂0₃：70％以下
Al₂0₃は、大形クラスター介在物を形成しやすく、酸化物系介在物の均一、微細分散を阻害する。このため、本発明では酸化物系介在物中のAl₂0₃濃度をできるだけ低減するのが好ましい。酸化物系介在物中のAl₂0₃濃度が70％を超えると、介在物の溶鋼との濡れ性を低下させ、さらにはノズル詰まりが顕著となる。このようなことから、酸化物系介在物中のAl₂0₃濃度は70％以下とする。
【００３７】
Ca酸化物とREM 酸化物の合計：5 〜50％
本発明では、酸化物系介在物の融点を低下させるため、酸化物系介在物中にCa酸化物（CaO ）＋REM 酸化物の合計で５％以上含有させる。Ca酸化物（CaO ）＋REM 酸化物濃度が５％未満では、介在物の融点が高く、鋳込み時のノズル内面に付着しやすくなりノズル閉塞の原因となる。また、Ca、REM は、Ｓと結合して硫化物を形成しやすいため、酸化物系介在物中のCa酸化物（CaO ）＋REM 酸化物の濃度が50％を超えて高くなると、介在物が液相状態でＳを含有しやすくなり、介在物周囲にCaS 、REM 硫化物が形成される。このため、介在物の粗大化をき、酸化物系介在物の結晶粒ピン止め能が低下するとともに、鋼材の発錆が顕著となる。また、REM 酸化物の比重は、他の酸化物に比べて大きいために、このREM 酸化物が50wt％を超えると介在物の溶鋼中での浮上性が悪くなり、鋼中の全酸素濃度が高くなって鋼板の清浄性を悪化させる。
【００３８】
このようなことから、酸化物系介在物中のCa酸化物＋REM 酸化物を、合計で５〜50％の範囲に限定した。
なお、本発明の鋼材では、酸化物系介在物の含有量は0.005 〜0.025 重量％とするのが好ましい。また、含有される酸化物系介在物の大きさは３μm 以下とするのが好ましい。３μm を超えると、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。
【００３９】
また、本発明では、介在物の量は、光学顕微鏡による清浄度試験、あるいは抽出残渣の定量によって、また、介在物の組成は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、ＥＤＸによる定量分析という手順で、測定するものとする。
介在物の組成を、上記した範囲に調整するには、TiあるいはTi合金を用いて脱酸した後に、Fe、Al、Si、Tiのうちの少なくともいずれか１種を含有し、かつ、Caを10wt％未満、Ce、La等のREM を５wt％未満の範囲で含有する介在物組成調整用合金を添加すればよい。
【００４０】
上記したように調整された鋼素材は、1200℃以上、好ましくは1200〜1400℃で、10時間以上保持しその後に冷却する熱処理を施され、TiN の分散を最適化され、ついで熱間圧延を施される。TiN 分散最適化処理の、加熱温度が1200℃未満では、固溶Ti、固溶Ｎが少なくなるため、冷却工程において所望のTiN の分散状態が得られない。また、加熱後の冷却速度は１℃／ｓ以下とするのが好ましい。冷却速度が１℃／ｓを超えると熱処理時に固溶されたTi、Ｎがそのまま固溶状態を維持し、TiN を適正に分散・析出させることができなくなる。
【００４１】
ついで、鋼素材は、1000〜1280℃の温度範囲に再加熱される。
加熱温度：1000〜1280℃
加熱温度が、1000℃未満では、鋼組織が完全にオーステナイト化しないため、加熱による均質化の効果が十分に得られない。一方、加熱温度が、1280℃を超えると、オーステナイト粒が著しく粗大化し、圧延後の組織が粗大となり、靭性が低下する。このため、加熱温度は1000〜1280℃の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは1080〜1200℃である。
【００４２】
1000℃以下の温度域での累積圧下量：30％以上
1000℃以下の温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒微細化に寄与し、結果としてフェライト粒が微細化し、機械的性質を向上させる。このような効果は、1000℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上で、累積圧下量に応じ顕著となる。このため、1000℃以下の温度域での累積圧下量を30％以上に限定するのが好ましい。
【００４３】
熱間圧延終了温度：700 ℃以上
熱間圧延終了温度が低温になるにしたがい、圧延加工によりオーステナイト粒に導入される歪（転位）が粒内に蓄積される割合が増加し、それにより変態後の組織への転位の受け継ぎ量が著しく増加するため、強度が増加する。しかし、熱間圧延終了温度を700 ℃未満としても強度の増加傾向は飽和するうえ、変形抵抗の増加により圧延能率が低下する。このため、本発明では、圧延終了温度を700 ℃以上に限定するのが好ましい。
【００４４】
本発明では、熱間圧延後、空冷するか、あるいはさらに加速冷却を施してもよい。熱間圧延後、加速冷却することにより、生成する組織が微細化し、なお一層の靱性改善が図れる。
加速冷却条件は、冷却速度：１〜30℃／s 、冷却停止温度：700 ℃以下とするのが好ましい。
【００４５】
冷却速度が１℃／ｓ未満では、組織のなお一層の微細化は得られず加速冷却する効果が少ない。また、30℃／ｓを超える冷却速度は工業的に実現するのが困難である。このため、加速冷却の冷却速度は１〜30℃／s の範囲とするのが好ましい。
また、冷却停止温度が700 ℃を超えると、加速冷却の効果が小さく靭性改善効果が小さい。このため、冷却停止温度を700 ℃以下とするのが好ましい。
【００４６】
【実施例】
表１に示す組成を有する溶鋼を溶製し、20〜50厚のスラブとした。これらスラブを1200℃で10時間保持後炉冷するTiN 最適化処理を施し、圧延用鋼素材とした。
ついで、これら圧延用鋼素材を表２に示す熱間圧延条件で、熱間圧延し圧延後冷却して、厚鋼板とした。
【００４７】
これら厚鋼板について、組織調査、母材特性、および溶接熱影響部特性について調査した。
組織調査として、厚鋼板中のTiN の大きさおよびその個数、酸化物系介在物の介在物組成について調査した。なお、TiN の同定、個数およびその円相当径は、透過型電子顕微鏡による分析および観察によった。また、介在物組成の分析方法は、走査型電子顕微鏡（SEM ）に付属するＥＤＸによる定量分析法によった。
【００４８】
母材特性として、各厚鋼板の、板厚1/4 部より引張試験片並びにシャルピー衝撃試験片を採取し、母材の引張特性および靱性（シャルピー吸収エネルギー）を評価した。
また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）特性として、再現熱サイクル試験を実施し、評価した。
【００４９】
再現熱サイクル試験は、各厚鋼板の1/4 部より圧延方向と直角方向に12mm厚×75mm×80mmの試験片を採取し、これに高周波加熱装置により、入熱100kJ/cmのサブマージアーク溶接の粗粒域ＨＡＺの受ける熱サイクルをシュミレートした熱サイクル（最高加熱温度1400℃）を付与した。これら試験片からシャルピー衝撃試験片を採取し、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギ（vE_-40）を求めた。
【００５０】
これらの結果を表２に示す。
【００５１】
【表１】

【００５２】
【表２】

【００５３】
【表３】

【００５４】
本発明例は、いずれもvE_-40が200J以上と優れた母材靱性を有し、また、ＨＡＺのvE_-40が、150J以上と優れたＨＡＺ靱性を有している。
一方、円相当径が0.03〜0.10μｍのTiN の個数、Ti量、Ｃ量、Ceq 、介在物組成のいずれかが本発明の範囲を外れる比較例は、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーvE₀が本発明鋼に比較して低い。また、鋼板No. Ｈ、No. Ｉ、No. Ｊ、No. Ｋ、No. Ｌ、No. Ｑ、No. Ｒ、No. Ｓは、REM 、Caの添加量が少ないため、介在物中の介在物組成が本発明の範囲から外れ、鋼片を鋳込み時にノズル閉塞が発生した。また鋼材No. Ｔは、Ti量が多いため、母材靱性およびＨＡＺ靱性が低い。また鋼板No. Ｕ、No. Ｖは、Ti量に対しAl量が多いため、介在物組成が本発明の範囲から外れ、鋼片を鋳込み時にノズル閉塞が発生した。
【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば、鋳込み時のノズル詰まりの発生を防止しつつ、母材靱性および溶接熱影響部靱性を兼ね備えた非調質高張力鋼材を、安定してしかも生産性高く製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】酸化物系介在物の好適範囲を示す３元状態図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to non-tempered high-tensile steel materials used for building structures, marine structures, pipes, ships, storage tanks, civil engineering structures, construction machinery, etc., and particularly excellent in toughness of base materials and welding heat affected zone. It relates to steel materials. The steel materials in the present invention include thick steel plates, steel strips, shaped steels, and steel bars.
[0002]
[Prior art]
A TMCP (Thermo Mechanical Control Process) method is known as an excellent method for producing a thick steel plate having both high strength, high toughness, and high weldability. However, in the thick steel plate manufactured by the TMCP method, the toughness of the weld heat-affected zone is not sufficient, and there is a problem in using this type of steel material for a welded structure used at a low temperature.
[0003]
In addition, in order to improve the toughness of the weld heat affected zone (HAZ), a method for uniformly dispersing oxides or nitrides in the steel, refining the HAZ structure, and improving the toughness has been studied. .
For example, Japanese Patent Laid-Open No. 2-125812 discloses that an oxide mainly composed of Ti having a particle diameter of 0.05 to 10 μm is contained in steel. ^Three ~ 1 × 10 ⁶ Piece / mm ² The cast slab is reheated at 900 to 1100 ° C., then rolled at a cumulative reduction of 30 to 90% below 900 ° C., at a rolling end temperature of 700 to 850 ° C., cooled, and then cooled to 500 ° C. to Ac. ₁ A method for producing a Cu-added steel excellent in HAZ toughness, which is subjected to an aging treatment at the temperature of the transformation point, has been proposed.
[0004]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-48048 has Nb and Ti, and has a (Ti, Nb) (O, N) composite crystal phase of 0.001 to 0.100 wt% and a particle size of 0.5 μm or less in the matrix. A steel material having excellent weld heat affected zone toughness formed by dispersing oxide inclusions has been proposed.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the techniques described in JP-A-2-125812 and JP-A-4-48048, although the weld heat affected zone toughness is improved, there is a problem that the base material toughness is not sufficient as a low-temperature steel material, In order to improve the toughness of the base material, it is necessary to further improve the presence of oxide inclusions.
[0006]
In addition, if an amount of Ti-based oxide effective for controlling the structure of the base metal and the weld heat affected zone is to be present in the steel, there is a problem that nozzle clogging is likely to occur during casting, resulting in poor productivity.
An object of the present invention is to advantageously solve the above-mentioned problems of the prior art and to propose a non-tempered high-tensile steel material having both base material toughness and weld heat-affected zone toughness. Furthermore, it is also an object to propose a manufacturing method of non-tempered high-tensile steel that can produce non-tempered high-tensile steel excellent in base material and weld heat-affected zone toughness stably and with high productivity without nozzle clogging. To do.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
As a result of further research on a method of uniformly and finely dispersing oxide inclusions in steel without nozzle clogging, the inventors have made oxide inclusions mainly composed of Ti oxides, oxide inclusions. It was found that the composition of the material should be in the optimum range.
Next, the results of studies conducted by the inventors on the optimum composition range of oxide inclusions will be described.
[0008]
The present inventors added inclusion composition adjusting alloy to the molten steel after the deoxidation treatment to control the inclusion composition, and the Ti in the inclusions in the molten steel. ₂ O _Three , CaO + REM oxide, Al ₂ O _Three A rolling material having a changed concentration was cast, and the rolling material was hot-rolled to produce a steel plate.
First, the occurrence of nozzle clogging during casting of the rolling material was investigated. As for nozzle clogging, the nozzle clogging was determined when the immersion nozzle was blocked in the continuous casting process. Moreover, it investigated also about the rusting condition about the obtained steel plate. Regarding the rusting of the steel sheet, the rolled and cooled steel sheet was left in the atmosphere for 10 days, and then macro observation was performed and the rusted part was regarded as rusting.
[0009]
The results are summarized in FIG.
From Fig. 1, the composition of inclusions in molten steel ₂ O _Three : 90 wt% (hereinafter also referred to as wt%) or less, CaO + REM oxide: 10 to 50 wt%, Al ₂ O _Three : It can be seen that when it is 70% by weight or less, nozzle clogging, coarsening of inclusions and rusting can be prevented.
Ti in inclusions ₂ O _Three If the concentration exceeds 90 wt% or the CaO + REM oxide concentration is less than 10 wt%, the inclusions have a high melting point, and the inclusions tend to adhere to the inner surface of the nozzle during casting, causing nozzle clogging. This is probably because of this. If the concentration of CaO + REM oxide in the inclusion exceeds 50 wt%, the inclusion tends to contain sulfur in a liquid phase state. As a result, when liquid phase inclusions solidify, CaS and REM sulfide are generated around the inclusions. For this reason, the inclusions become coarse, and rusting on the steel sheet becomes remarkable.
[0010]
That is, for uniform fine dispersion of oxide inclusions, it is necessary to improve the wettability of the deoxidized inclusions and the molten steel.
(1) Al in inclusions ₂ O _Three Reducing the concentration to less than 70% by weight,
(2) Ti oxide concentration in oxide inclusions should be at least 20% by weight,
(3) CaO and REM oxide concentration in oxide inclusions should be 50% by weight or less.
In order to prevent nozzle clogging, it is necessary to lower the melting point of the deoxidized product.
(4) CaO or REM oxide concentration in inclusions should be at least 5% by weight by Ca treatment or REM treatment.
▲ 5 ▼ Al ₂ O _Three Concentration is 70 wt% or less, Ti oxide concentration is 90 wt% or less,
In order to prevent rusting,
(6) The concentration of CaO + REM oxide in inclusions should be 50 wt% or less.
The knowledge that is important.
[0011]
From these findings, the present inventors set the optimum composition range of the optimum oxide inclusions, as shown in FIG. 1, as follows: Ti oxide: 20 to 90 wt%, CaO and REM oxide total: 5 ~ 50% by weight, Al ₂ O _Three : 70% by weight or less.
By controlling the composition of the oxide inclusions to be in the range shown in FIG. 1, the ability to suppress the coarsening of the inclusion grains (pinning effect) without causing nozzle clogging or generation of harmful inclusion clusters. Can be used effectively, and rusting can be prevented.
[0012]
Furthermore, the present inventors diligently investigated improvement of the base material toughness. As a result, even if oxide inclusions are dispersed, optimal dispersion of TiN or further VN improves the toughness of the base metal, or further increases the base metal strength without rapid cooling after rolling. The knowledge that it was possible to prevent the occurrence of variations in strength and toughness, residual stress and strain within the cross section of the steel material was obtained.
[0013]
The present invention is configured based on the above-described knowledge.
That is, the present invention is, by weight, C: 0.01 to 0.18%, Si: 0.02 to 0.60%, Mn: 0.60 to 2.00%, P: 0.030% or less, S: 0.015% or less, Ti: 0.005 to 0.08%, N: 0.0020 to 0.0100%, REM: 0.0010 to 0.0200%, Ca: 0.0010 to 0.0200%, Al: (Ti%) / 5 or less, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the following formula (1)
Ceq (%) = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
(Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V: content of each element (% by weight))
1x10 TiN with a steel composition with a Ceq of 0.36 to 0.45% and a circle equivalent diameter of 0.05 µm or less in the steel. ^Three Piece / mm ² Above, TiN with equivalent circle diameter of 0.03-0.20μm is 1 × 10 ^Three Piece / mm ² 1 × 10 or more ^Five Piece / mm ² Dispersed in less than 20% by weight, Ti oxide: 20 to 90%, Ca oxide and REM oxide in total: 5 to 50%, Al ₂ O _Three : A non-tempered high-tensile steel material excellent in toughness of a base material and welding heat-affected zone, characterized by dispersing oxide inclusions having an inclusion composition containing 70% or less. In addition to the steel composition, it is preferable to further contain V: 0.03-0.15% by weight. In the present invention, in addition to the steel compositions, Cu: 0.02-1.5. %, Ni: 0.02 to 0.60%, Cr: 0.05 to 0.50%, Mo: 0.02 to 0.50%, Nb: 0.003 to 0.020%, preferably 1 type or two or more types. In addition to the steel compositions, it is preferable to further contain B: 0.0002 to 0.020% by weight.
[0014]
Further, the present invention is by weight%, C: 0.01 to 0.18%, Si: 0.02 to 0.60%, Mn: 0.60 to 2.00%, P: 0.030% or less, S: 0.015% or less, Ti: 0.005 to 0.08%, N: 0.0020 to 0.0100%, REM: 0.0010 to 0.0200%, Ca: 0.0010 to 0.0200%, Al: (Ti%) / 5 or less, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the following formula (1)
Ceq (%) = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
(Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V: content of each element (% by weight))
And having a steel composition with a Ceq of 0.36 to 0.45% defined by the above, as oxide inclusions, by weight%, Ti oxide: 20 to 90%, Ca oxide and REM oxide in total: 5 ~ 50%, Al ₂ O _Three : A steel material in which oxide inclusions having an inclusion composition of 70% or less are dispersed is heated to a temperature range of 1200 to 1400 ° C, then cooled at a cooling rate of 1 ° C / s or less, and then 1000 Re-heated to a temperature range of ˜1280 ° C. and subjected to hot rolling with a cumulative reduction in a temperature range of 1000 ° C. or less of 30% or more and a rolling end temperature of 700 ° C. or more, and This is a method for producing a non-tempered high-tensile steel material excellent in the toughness of the weld heat affected zone. Further, in the present invention, in addition to the steel composition, it is preferable to further contain V: 0.03 to 0.15% by weight, and in the present invention, in addition to the steel compositions, It is preferable to contain one or more of Cu: 0.02 to 1.5%, Ni: 0.02 to 0.60%, Cr: 0.05 to 0.50%, Mo: 0.02 to 0.50%, Nb: 0.003 to 0.020%, Moreover, in this invention, in addition to said each steel composition, it is preferable to contain B: 0.0002-0.020% by weight% further.
[0015]
Moreover, in this invention, it is preferable to give accelerated cooling which makes cooling rate: 1-30 degree-C / s and cooling stop temperature: 700 degrees C or less after completion | finish of the said hot rolling. Further, in the present invention, in addition to the steel composition, it is preferable to further contain V: 0.03 to 0.15% by weight, and in the present invention, in addition to the steel compositions, It is preferable to contain one or more of Cu: 0.02 to 1.5%, Ni: 0.02 to 0.60%, Cr: 0.05 to 0.50%, Mo: 0.02 to 0.50%, Nb: 0.003 to 0.020%, Moreover, in this invention, in addition to said each steel composition, it is preferable to contain B: 0.0002-0.020% by weight% further.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The reason for limitation of the present invention will be described below.
First, the reasons for limiting the composition of the steel of the present invention will be described. Hereinafter, “%” for the composition means “% by weight”.
C: 0.01 to 0.18%
C is an element that increases the strength of steel and needs to be contained in an amount of 0.01% or more in order to ensure the desired strength. However, if it exceeds 0.18%, the strength of the base metal and weldability are reduced. To do. For this reason, C was limited to 0.01 to 0.18%. In practice, it is preferably 0.08 to 0.16%.
[0017]
Si: 0.02 to 0.60%
Si is an element effective for increasing the strength of steel by solid solution strengthening. However, when the content is less than 0.02%, the effect is small. On the other hand, when the content exceeds 0.60%, the HAZ toughness is remarkably deteriorated. . For this reason, Si was limited to 0.02 to 0.60%.
Mn: 0.60 to 2.00%
Mn is an element effective for increasing the strength of steel and increasing its strength, and in order to ensure a desired strength, it needs to be contained in an amount of 0.60% or more. However, if the content exceeds 2.00%, the air-cooled structure after rolling becomes a ferrite + bainite structure, and the base material toughness decreases. For this reason, Mn was limited to the range of 0.60 to 2.00%. In addition, Preferably it is 1.00 to 1.70%.
[0018]
P: 0.030% or less
P segregates at the grain boundaries and degrades the toughness of the steel, so it is desirable to reduce it as much as possible. However, since P is acceptable up to 0.030%, it is limited to 0.030% or less.
S: 0.015% or less
S is mainly present in steel by forming MnS and has the effect of refining the structure after rolling and cooling. However, the content exceeding 0.015% lowers the toughness and ductility in the thickness direction. For this reason, S was limited to 0.015% or less. In order to obtain a fine graining effect as MnS, S is preferably in the range of 0.004 to 0.010%.
[0019]
Ti: 0.005 to 0.08%
Ti is one of the important elements in the present invention. The most important element of the present invention is to effectively use the oxide produced by Ti deoxidation. Ti oxide dispersed in steel has an effect of suppressing austenite grain growth by a grain pinning effect. Moreover, Ti remaining in the steel after deoxidation generates TiN in the subsequent cooling process. TiN suppresses the growth of γ grains during heating of the material, and further remains and precipitates in the γ grains, acts as a ferrite precipitation nucleus, and contributes to refinement of crystal grains. Further, TiN contributes to the suppression of coarsening of austenite grains in the HAZ part, and improves the HAZ toughness.
[0020]
When V is added in combination, TiN has an action of promoting precipitation of VN into the γ grains, and the effect of refining the crystal grains is particularly remarkable.
In order to exhibit these effects, Ti needs to contain 0.005% or more. Further, if the content exceeds 0.08%, the cleanliness of the steel is deteriorated, and the increase in solid solution Ti or Ti carbide precipitates to deteriorate the toughness. For this reason, Ti was limited to 0.005 to 0.08%. In addition, Preferably it is 0.010 to 0.025%.
[0021]
N: 0.0020-0.0100%
N combines with Ti to form TiN, suppresses the growth of γ grains when the rolling material is heated, and further acts as a ferrite precipitation nucleus during rolling to refine the crystal grains. , Greatly contributes to improved toughness. In order to exert these effects effectively, 0.0020% or more is required. However, if the content exceeds 0.0100%, the base metal toughness and weldability are greatly impaired, so N is 0.0020 to 0.0100%. Limited to range.
[0022]
Al: (Ti%) / 5 or less
Al: acts as a deoxidizer, but in the present invention, it can be used as a preliminary deoxidizer to adjust the O concentration before Ti deoxidation. In the present invention, Al ₂ O _Three In order not to form clusters, the Al content is limited to 1/5 or less of the Ti content (% by weight). When the Al content exceeds 1/5 of the Ti content, the Ti-Al-O equilibrium ₂ O _Three Clusters are formed, and oxide inclusions cannot be uniformly and finely dispersed.
[0023]
Ca: 0.0010 to 0.0200%, REM: 0.0010 to 0.0200%
Addition of Ca and REM increases the concentration of REM oxide and CaO oxide in inclusions, but this lowers the melting point of inclusions and suppresses adhesion to the inner surface of the nozzle during casting, thus preventing nozzle clogging. Can be avoided. Ca and REM are elements essential for improving wettability and for achieving fine and uniform dispersion of the deoxidized product. REM and Ca form oxides that are stable even at high temperatures and are finely dispersed to suppress γ grain growth. Furthermore, there is an effect of making the ferrite grain size after rolling fine, and it is also effective in improving the HAZ toughness. In order to obtain these effects, each content of 0.0010% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.0200%, the cleanliness of the steel is deteriorated and the base metal toughness is impaired. For this reason, Ca and REM were limited to the range of 0.0010 to 0.0200%, respectively. It should be noted that REM and Ca need not be contained at the same time in the present invention because REM and Ca are less effective in preventing inclusions from clogging nozzles even if they are added alone.
[0024]
V: 0.03-0.15%
V precipitates in the γ grains as VN during rolling cooling, and ferrite precipitates using it as a nucleus. Therefore, V effectively acts to refine crystal grains and greatly contributes to improvement of toughness. Further, VN precipitates in the ferrite even after the ferrite transformation, and the strength of the base material can be increased without performing strong water cooling during cooling. It is effective for ensuring uniformity of characteristics in the thickness direction and reducing residual stress and strain, and can be contained as required.
[0025]
In order to effectively exhibit these effects, it is preferable to contain 0.03% or more of V. However, if the content exceeds 0.15%, the base metal toughness and weldability are greatly impaired. Therefore, V is preferably in the range of 0.04 to 0.15%.
One or more of Cu: 0.02-1.5%, Ni: 0.02-0.60%, Cr: 0.05-0.50%, Mo: 0.02-0.50%, Nb: 0.003-0.020%
Cu, Ni, Nb, Cr, and Mo are all effective elements for improving the hardenability. In order to optimize the microstructure effect by TiN, one or more kinds can be selected and contained as necessary. . Further, when V is added, it has the effect of optimizing the fine structure effect of VN together with TiN and further promoting precipitation strengthening by VN. By containing Cu, Ni, Nb, Cr, Mo, Ar _Three The point falls, the ferrite grains become finer, and the precipitation strengthening of VN increases.
[0026]
When the content of Cu, Ni, Nb, Cr, Mo increases, Ar _Three The point is too low, and the bainitic transformation is the main component, the ferrite is not sufficiently refined and the strength is increased, but the ferrite is not sufficiently refined. For this reason, Cu, Ni, Nb, Cr, and Mo preferably contain 0.02%, 0.02%, 0.003%, 0.05%, and 0.02% or more, respectively. In addition, when adding Cu, it is preferable to add approximately the same amount of Ni as Cu in order to compensate for the decrease in hot workability due to Cu. However, since a large amount of Ni increases the production cost, the upper limits of Cu and Ni are preferably 1.5% and 0.60%, respectively. Further, if Nb, Cr, and Mo exceed 0.020%, 0.50%, and 0.50%, respectively, weldability and toughness are impaired.
[0027]
B: 0.0002-0.0020%
B segregates at the grain boundaries to suppress the formation of coarse grain boundary ferrite, and has the effect of making the ferrite grains after rolling finer, and can be contained if necessary. This effect is recognized when the content is 0.0002% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0020%, the toughness decreases. For this reason, B is preferably limited to a range of 0.0002 to 0.0020%.
[0028]
Ceq: 0.36-0.45wt%
Ceq is defined by the following equation (1).
Ceq (%) = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V: Content of each element (wt%)
If Ceq exceeds 0.45%, the weld cracking susceptibility increases and the HAZ toughness decreases. On the other hand, when Ceq is less than 0.36%, it is difficult to ensure the strength of the base material and the HAZ softened portion. For this reason, Ceq is limited to the range of 0.36 to 0.45%.
[0029]
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. As unavoidable impurities, O: 0.0100% or less and N: 0.0100% or less are acceptable.
Next, the reason for limiting the TiN precipitation form will be described.
1 × 10 TiN with an equivalent circle diameter of 0.05μm or less ^Three Piece / mm ² Above, TiN with equivalent circle diameter of 0.03-0.20μm is 1 × 10 ^Three Piece / mm ² 1 × 10 or more ^Five Piece / mm ² Disperse less than.
[0030]
In the rolling process and the welding process, in order for TiN to act as ferrite nuclei, a circle equivalent diameter of 0.03 μm or more is required. On the other hand, TiN having a circle equivalent diameter exceeding 0.20 μm adversely affects the base metal toughness and the HAZ toughness. For this reason, in order to improve the toughness of the base metal and the heat affected zone, it is necessary that an appropriate amount of TiN having an equivalent circle diameter of 0.03 to 0.20 μm is deposited.
[0031]
The number of equivalent circle diameters of 0.03-0.20 μm TiN is 1 × 10 ^Three Piece / mm ² If it is less than 1, the number of ferrite produced is small, the effect of refining ferrite grains in the base metal and the weld heat affected zone is insufficient, and the number of TiN having an equivalent circle diameter of 0.03 to 0.20 μm is 1 × 10 ^Five Piece / mm ² In the above case, the toughness of the base material and the weld heat affected zone deteriorates. Therefore, in the present invention, TiN having an equivalent circle diameter of 0.03 to 0.2 μm is 1 × 10 ^Three Piece / mm ² 1 × 10 or more ^Five Piece / mm ² Disperse less than.
[0032]
Further, TiN having an equivalent circle diameter of 0.05 μm or less suppresses the growth of γ grains during heating of the material and contributes to the refinement of the structure after the heat treatment. The number of dispersion is 1 × 10 ^Three Piece / mm ² That's it. The number of TiN with an equivalent circle diameter of 0.05 μm or less is 1 × 10 ^Three Piece / mm ² If it is less than 1, the structure refinement after the heat treatment becomes insufficient. Therefore, in the present invention, TiN having an equivalent circle diameter of 0.05 μm or less is 1 × 10 6. ^Three Piece / mm ² Disperse above.
[0033]
The identification of TiN and its equivalent circle diameter shall be measured by analysis and observation with a transmission electron microscope. The size of TiN that can be measured with a transmission electron microscope is 0.005 μm or more.
The molten steel having the above composition is melted by deoxidizing Ti. Needless to say, preliminary deoxidation with Al may be performed. The melting method is not particularly limited, but any generally known melting method such as a converter, an electric furnace, or a vacuum melting furnace can be suitably used. Note that, when the deoxidation method is Ti deoxidation, the deoxidation product becomes inclusions mainly composed of Ti oxide. The composition of the deoxidation product (oxide inclusion) is preferably adjusted by the addition amount of the alloy element and the preliminary deoxidation procedure.
[0034]
For the molten steel, any conventionally known casting method such as a continuous casting method or an ingot casting method can be suitably used, and the molten steel is cast into a rolling steel material such as a slab.
In the present invention, oxide inclusions are finely dispersed in the steel material.
The finely dispersed oxide inclusions are mainly composed of Ti oxides, and in weight percent, Ti oxide: 20 to 90%, Al ₂ 0 _Three : 70% or less, the total of Ca oxide and REM oxide: 5 to 50% inclusion composition.
[0035]
Ti oxide: 20-90%
Ti oxide, crystal pinning effect that suppresses coarsening of austenite grains in weld heat affected zone. For this reason, in the present invention, the oxide inclusions have a composition mainly composed of Ti oxide. For this purpose, the concentration of Ti oxide in the oxide inclusions is 20% or more. If it is less than 20%, the crystal pinning effect cannot be expected. On the other hand, if the concentration of Ti oxide in the oxide inclusions exceeds 90%, the melting point of the oxide inclusions becomes high, and the inclusions tend to adhere to the immersion nozzle wall, resulting in nozzle clogging. It becomes easy to do. For this reason, the density | concentration of Ti oxide in an oxide type inclusion is limited to 20 to 90%. In addition, Preferably, it is 50 to 85%. In the present invention, Ti oxide is TiO. ₂ , Ti ₂ O _Three Etc. are preferred, but Ti in particular ₂ O _Three Is preferable.
[0036]
Al ₂ 0 _Three : 70% or less
Al ₂ 0 _Three Tends to form large cluster inclusions and inhibits uniform and fine dispersion of oxide inclusions. Therefore, in the present invention, Al in oxide inclusions ₂ 0 _Three It is preferable to reduce the concentration as much as possible. Al in oxide inclusions ₂ 0 _Three When the concentration exceeds 70%, the wettability of the inclusions with the molten steel is lowered, and further nozzle clogging becomes remarkable. Because of this, Al in oxide inclusions ₂ 0 _Three The concentration should be 70% or less.
[0037]
Total of Ca oxide and REM oxide: 5-50%
In the present invention, in order to lower the melting point of oxide inclusions, the oxide inclusions contain a total of 5% or more of Ca oxide (CaO 2) + REM oxide. When the Ca oxide (CaO) + REM oxide concentration is less than 5%, the melting point of the inclusion is high, and it tends to adhere to the inner surface of the nozzle during casting, causing nozzle clogging. In addition, since Ca and REM easily combine with S to form sulfides, when the concentration of Ca oxide (CaO) + REM oxide in the oxide inclusions exceeds 50%, the inclusions are reduced. It becomes easy to contain S in a liquid phase state, and CaS and REM sulfide are formed around inclusions. For this reason, the inclusions are coarsened, the crystal pinning ability of the oxide inclusions is lowered, and rusting of the steel material becomes remarkable. Also, since the specific gravity of REM oxide is larger than other oxides, if this REM oxide exceeds 50 wt%, the floatability of inclusions in the molten steel will deteriorate, and the total oxygen concentration in the steel will be reduced. Increases and worsens the cleanliness of the steel sheet.
[0038]
For this reason, the Ca oxide + REM oxide in the oxide inclusions is limited to a total range of 5 to 50%.
In the steel material of the present invention, the content of oxide inclusions is preferably 0.005 to 0.025% by weight. Further, the size of the oxide inclusions contained is preferably 3 μm or less. When it exceeds 3 μm, the ability to suppress austenite grain coarsening decreases.
[0039]
Further, in the present invention, the amount of inclusions is determined by a cleanliness test using an optical microscope or quantification of extraction residue, and the composition of inclusions is a procedure of quantitative analysis by EDX using a scanning electron microscope (SEM). And shall be measured.
In order to adjust the composition of inclusions to the above range, after deoxidizing using Ti or Ti alloy, it contains at least one of Fe, Al, Si, Ti, and Ca. An inclusion composition adjusting alloy containing less than 10 wt% and REM such as Ce and La in a range of less than 5 wt% may be added.
[0040]
The steel material adjusted as described above is heat-treated at 1200 ° C or higher, preferably 1200-1400 ° C for 10 hours or longer and then cooled to optimize the dispersion of TiN, and then hot rolled. Applied. When the heating temperature of the TiN dispersion optimization process is less than 1200 ° C., the solid solution Ti and the solid solution N are reduced, so that a desired dispersion state of TiN cannot be obtained in the cooling process. The cooling rate after heating is preferably 1 ° C./s or less. When the cooling rate exceeds 1 ° C./s, Ti and N dissolved in the heat treatment remain in the solid solution state, and TiN cannot be properly dispersed and precipitated.
[0041]
The steel material is then reheated to a temperature range of 1000-1280 ° C.
Heating temperature: 1000 ~ 1280 ℃
When the heating temperature is less than 1000 ° C., the steel structure does not completely austenite, and thus the effect of homogenization by heating cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1280 ° C., the austenite grains become extremely coarse, the structure after rolling becomes coarse, and the toughness is lowered. For this reason, the heating temperature is preferably limited to a range of 1000 to 1280 ° C. In addition, Preferably it is 1080-1200 degreeC.
[0042]
Cumulative reduction in temperature range below 1000 ℃: 30% or more
An increase in the amount of reduction in a temperature range of 1000 ° C. or less contributes to the refinement of austenite grains during rolling, resulting in refinement of ferrite grains and improvement of mechanical properties. Such an effect becomes remarkable according to the cumulative reduction amount when the cumulative reduction amount in the temperature range of 1000 ° C. or lower is 30% or more. For this reason, it is preferable to limit the cumulative reduction amount in a temperature range of 1000 ° C. or less to 30% or more.
[0043]
Hot rolling finish temperature: 700 ℃ or more
As the hot rolling finish temperature becomes lower, the rate at which strain (dislocation) introduced into the austenite grains by rolling increases in the grains increases, so that the inheritance of dislocations to the structure after transformation is increased. The strength increases because it increases significantly. However, even if the hot rolling finish temperature is less than 700 ° C., the tendency of increasing the strength is saturated, and the rolling efficiency decreases due to the increase in deformation resistance. For this reason, in this invention, it is preferable to limit rolling completion temperature to 700 degreeC or more.
[0044]
In the present invention, after hot rolling, air cooling or further accelerated cooling may be performed. By performing accelerated cooling after hot rolling, the structure to be produced becomes finer, and further toughness can be improved.
The accelerated cooling conditions are preferably a cooling rate of 1 to 30 ° C./s and a cooling stop temperature of 700 ° C. or less.
[0045]
When the cooling rate is less than 1 ° C./s, further refinement of the structure cannot be obtained and the effect of accelerated cooling is small. Also, a cooling rate exceeding 30 ° C./s is difficult to achieve industrially. For this reason, it is preferable that the cooling rate of the accelerated cooling is in the range of 1 to 30 ° C./s.
When the cooling stop temperature exceeds 700 ° C., the effect of accelerated cooling is small and the effect of improving toughness is small. For this reason, the cooling stop temperature is preferably set to 700 ° C. or lower.
[0046]
【Example】
Molten steel having the composition shown in Table 1 was made into slabs having a thickness of 20 to 50. These slabs were held at 1200 ° C for 10 hours and then subjected to TiN optimization treatment in which the steel was cooled to obtain steel materials for rolling.
Subsequently, these rolling steel materials were hot-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 2 and cooled after rolling to obtain thick steel plates.
[0047]
About these thick steel plates, the structure investigation, the base material characteristics, and the weld heat affected zone characteristics were investigated.
As a structural survey, the size and number of TiN in thick steel plates and the inclusion composition of oxide inclusions were investigated. The identification, number and equivalent circle diameter of TiN were determined by analysis and observation with a transmission electron microscope. The inclusion composition was analyzed by a quantitative analysis method using EDX attached to a scanning electron microscope (SEM).
[0048]
As base material properties, tensile test pieces and Charpy impact test pieces were collected from 1/4 part of each steel plate thickness, and the base material tensile properties and toughness (Charpy absorbed energy) were evaluated.
In addition, a reproducible thermal cycle test was conducted and evaluated as a weld heat affected zone (HAZ) characteristic.
[0049]
In the reproducible thermal cycle test, a test piece of 12mm thickness x 75mm x 80mm was taken from 1/4 part of each thick steel plate in the direction perpendicular to the rolling direction, and this was subjected to submerged arc welding with a heat input of 100kJ / cm using a high frequency heating device. A thermal cycle (maximum heating temperature 1400 ° C.) simulating the thermal cycle received by the coarse grain region HAZ was applied. Charpy impact test specimens were collected from these specimens, and Charpy absorbed energy (vE at -40 ° C) _-40 )
[0050]
These results are shown in Table 2.
[0051]
[Table 1]

[0052]
[Table 2]

[0053]
[Table 3]

[0054]
Examples of the present invention are all vE _-40 Has excellent base material toughness of 200J or more, and HAZ vE _-40 However, it has excellent HAZ toughness of 150 J or more.
On the other hand, a comparative example in which the number of TiN having an equivalent circle diameter of 0.03 to 0.10 μm, Ti content, C content, Ceq, or inclusion composition is outside the scope of the present invention is a Charpy absorbed energy vE at 0 ° C. ₀ Is lower than that of the steel of the present invention. Steel plates No. H, No. I, No. J, No. K, No. L, No. Q, No. R, and No. S contain less REM and Ca. The inclusion composition deviated from the scope of the present invention, and nozzle clogging occurred when casting the steel slab. Steel No. T has a large amount of Ti, and therefore has a low base metal toughness and HAZ toughness. Steel plates No. U and No. V had a large Al content relative to the Ti content, so the inclusion composition deviated from the scope of the present invention, and nozzle clogging occurred when casting the steel slab.
[0055]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to manufacture a non-tempered high-tensile steel material having both the base material toughness and the weld heat affected zone toughness stably and with high productivity while preventing the occurrence of nozzle clogging during casting. There is a remarkable effect.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a ternary phase diagram showing a preferred range of oxide inclusions.

Claims

% By weight
C: 0.01 to 0.18%, Si: 0.02 to 0.60%,
Mn: 0.60 to 2.00%, P: 0.030% or less,
S: 0.015% or less, Ti: 0.005 to 0.08%,
N: 0.0020 to 0.0100%, REM: 0.0010 to 0.0200%,
A steel composition containing Ca: 0.0010 to 0.0200%, Al: (Ti%) / 5 or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and Ceq defined by the following formula (1) being 0.36 to 0.45% a, and the circle equivalent diameter 0.05μm following TiN in steel 1 × 10 ³ cells / mm ² or more, a TiN circle equivalent diameter 0.03～0.20Myuemu 1 × 10 ³ cells / mm ² or more 1 × 10 ⁵ Dispersed less than 1 piece / mm ² , and further contains, by weight, Ti oxide: 20 to 90%, Ca oxide and REM oxide in total: 5 to 50%, Al ₂ O ₃ : 70% or less A non-tempered high-tensile steel material excellent in toughness of a base material and a weld heat-affected zone, characterized by dispersing oxide inclusions having a natural composition.
Record
Ceq (%) = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V: Content of each element (wt%)

The non-tempered high-tensile steel material excellent in toughness of the base metal and the weld heat-affected zone according to claim 1, further comprising, in addition to the steel composition, V: 0.03 to 0.15% by weight. .

In addition to the steel composition, Cu: 0.02-1.5%, Ni: 0.02-0.60%, Cr: 0.05-0.50%, Mo: 0.02-0.50%, Nb: 0.003-0.020% The non-tempered high-tensile steel material excellent in toughness of the base material and the weld heat-affected zone according to claim 1 or 2, comprising seeds or two or more kinds.

The base material according to any one of claims 1 to 3, further comprising: 0.0002% to 0.020% by weight, in addition to the steel composition, wherein the base material and the toughness of the heat affected zone are excellent. Tempered high tensile steel.

% By weight
C: 0.01 to 0.18%, Si: 0.02 to 0.60%,
Mn: 0.60 to 2.00%, P: 0.030% or less,
S: 0.015% or less, Ti: 0.005 to 0.08%,
N: 0.0020 to 0.0100%, REM: 0.0010 to 0.0200%,
A steel composition containing Ca: 0.0010 to 0.0200%, Al: (Ti%) / 5 or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and Ceq defined by the following formula (1) being 0.36 to 0.45% has, as oxide inclusions, in wt.%, Ti oxides: 20% to 90%, by Ca oxide and REM oxides in total: 5 to 50% Al ₂ O _3: consisting of 70% or less interposed A steel material in which oxide inclusions having a composition are dispersed is heated to a temperature range of 1200 to 1400 ° C, then cooled at a cooling rate of 1 ° C / s or less, and then to a temperature range of 1000 to 1280 ° C. The base material and the heat-affected zone toughness are characterized by re-heating and hot rolling with a cumulative reduction in the temperature range of 1000 ° C or lower of 30% or higher and a rolling end temperature of 700 ° C or higher. A method for producing excellent non-tempered high-tensile steel.
Record
Ceq (%) = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V: Content of each element (wt%)

6. The base material and the weld heat affected zone according to claim 5, further comprising accelerated cooling at a cooling rate of 1 to 30 ° C./s and a cooling stop temperature of 700 ° C. or less after completion of the hot rolling. Of non-tempered high-tensile steel with excellent toughness.

In addition to the steel composition, V: 0.03 to 0.15% is further contained by weight%, and the non-tempered high excellent in toughness of the base material and the weld heat affected zone according to claim 5 or 6 A method for producing tensile steel.

In addition to the steel composition, Cu: 0.02-1.5%, Ni: 0.02-0.60%, Cr: 0.05-0.50%, Mo: 0.02-0.50%, Nb: 0.003-0.020% The method for producing a non-tempered high-tensile steel material excellent in toughness of the base material and the weld heat affected zone according to any one of claims 5 to 7, comprising seeds or two or more kinds.

In addition to the steel composition, B: 0.0002 to 0.020% by weight is further contained, and the base material according to any one of claims 5 to 8, and the non-excellent toughness of the weld heat affected zone. Manufacturing method of tempered high-tensile steel.