JP4144123B2

JP4144123B2 - Non-tempered high-tensile steel with excellent base material and weld heat-affected zone toughness

Info

Publication number: JP4144123B2
Application number: JP19341199A
Authority: JP
Inventors: 康森影; 誠司鍋島
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-07-07
Filing date: 1999-07-07
Publication date: 2008-09-03
Anticipated expiration: 2019-07-07
Also published as: JP2001020033A

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を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、Ｃ：0.03〜0.20wt％、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】
さらに、母材および溶接熱影響部の組織制御に有効な量のTi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、しかも、ノズル詰まりもなく安定して生産性高く製造できる非調質高張力鋼材を提案することを目的とする。
【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鋼素材を鋳込み、該圧延用鋼素材を熱間圧延して鋼板を製造した。
まず、圧延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。
【０００９】
また、本発明者らは、介在物中にCaO およびREM 酸化物が含まれると、鋼材の耐錆性に影響を及ぼすことを知見したため、得られた鋼板についての発錆状況を調査した。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。
それらの結果を纏めて、図１に示す。
【００１０】
介在物中のTi₂O₃濃度が90重量％超であるか、または、CaO ＋REM 酸化物濃度が５重量％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。また、Al₂O₃濃度が70重量％を超えると、大形クラスター介在物を形成しやすく、また溶鋼との濡れ性が低下し、ノズル閉塞が顕著となる。また、介在物中のCaO ＋REM 酸化物の濃度が50重量％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。
【００１１】
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、
▲３▼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、
▲４▼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、
▲５▼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。
【００１２】
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：90重量％以下、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、溶接熱影響部の組織を改善し溶接熱影響部靱性を有効に向上させることができる。
【００１３】
さらに、本発明者らは、母材および溶接熱影響部靱性の更なる向上について鋭意検討した。その結果、上記した組成を有し、200 nm以上の円相当径を有するものの個数で酸化物系介在物を最適分散させることにより、母材靱性をさらに向上させることができるという知見を得た。
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。
【００１４】
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、重量％で、Ti酸化物：90％以下、Ca酸化物およびREM 酸化物の合計：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、200nm 以上の円相当直径を有するものの個数で１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させたことを特徴とする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であり、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：0.02〜0.06％、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：0.0002〜0.0020％を含有することが好ましい。
【００１５】
【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％を超えて含有すると、母材靱性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。
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
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一つの重要な要素である。鋼中に均一微細に分散したTi酸化物を主体とする酸化物系介在物は、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、さらに、200nm 以上の酸化物系介在物を均一に分散させ、フェライト生成核として、母材組織、溶接熱影響部組織を微細化する。また、脱酸後残留したTiは、その後の冷却過程にＮと結合しTiN を生成する。TiN は溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化抑制に寄与し、溶接熱影響部靱性を向上させる。また、フェライト生成核として作用し、組織を微細化し、母材靱性を向上させる。
【００１９】
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。
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。
【００２０】
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。なお、好ましくは、Alは（Ti％）／6 以下である。
【００２１】
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。
【００２２】
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。
【００２３】
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、必要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。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靱性向上に寄与する。
【００２４】
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％、0.05％、0.02％、0.003 ％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0.6 ％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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
ついで、本発明鋼材の好適な製造方法について説明する。
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。
【００２８】
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。
つぎに、鋼素材中に微細分散する酸化物系介在物の組成限定理由について説明する。
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：90％以下、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。
【００２９】
Ti酸化物：90％以下
Ti酸化物は、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。しかし、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酸化物の濃度を90％以下に限定する。なお、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度が50％未満では結晶粒ピン止め効果が少なくなるため、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度を50％以上とするのが好ましい。なお、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。
【００３０】
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。
【００３１】
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、介在物の粗大化を招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。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。
【００３２】
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。
酸化物系介在物の組成を、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。
【００３３】
本発明では、上記した介在物組成を有し、さらに、特定範囲の大きさの酸化物系介在物を適正個数分散させる。
本発明では、円相当径200nm 以上のTi酸化物を、１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させる。酸化物系介在物が、圧延工程および溶接工程において、フェライトの生成核として作用し、母材靱性、溶接熱影響部靱性を向上させるためには、円相当径で200nm 以上の大きさが必要となり、しかも円相当径200nm 以上の大きさの酸化物系介在物が適切量分散していることが肝要となる。
【００３４】
円相当径200nm 以上の酸化物系介在物の個数が、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200nm 以上の酸化物系介在物の個数が、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200nm 以上の酸化物系介在物を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させる。
【００３５】
なお、酸化物系介在物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。
上記した酸化物系介在物の分散形態は、TiおよびＯ量の制御、およびCa、REM 量を調整することにより得られる。
上記したように調整された鋼素材は、ついで、1000〜1250℃の温度範囲に再加熱され、あるいは再加熱することなく、熱間圧延を施されて、鋼板等とされるのが好ましい。
【００３６】
加熱温度：1000〜1250℃
加熱温度が、1000℃未満では、完全にオーステナイト化しない場合があるため、再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、1250℃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1000〜1250℃の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは1050〜1200℃である。なお、再加熱することなく圧延する場合は、鋳込後、鋼素材の温度が低下しすぎないうちに圧延を開始する必要があり、少なくとも900 ℃以上の温度を有することが好ましい。
【００３７】
熱間圧延は、つぎの条件で行うのが好ましい。
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、オーステナイト粒への歪導入によるフェライト粒微細化により、母材の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。
【００３８】
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。
【００３９】
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：650 ℃以下とするのが好ましい。
【００４０】
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650 ℃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650 ℃以下とするのが好ましい。
【００４１】
【実施例】
表１に示す組成の鋼を電気炉で溶製した。なお、酸化物系介在物の組成は、主として、Ti／Alのバランスと、Ca、REM の添加量を変化して調整した。また、ノズルを用いて取鍋から溶鋼を鋳型内に注入し鋼素材とした。鋳造中のノズル内の介在物の付着状況について、鋳造後ノズル内を目視観察して介在物の付着の有無も調査した。また、円相当径200nm 以上の酸化物系酸化物はTi量およびＯ量の制御により分散個数を調整した。
【００４２】
なお、比較例として、酸化物系介在物の組成を本発明範囲から外れて、Ti酸化物を多くするには、Al脱酸せず、かつTi／Alを大きく、CaO 、REM 酸化物を多くするには、CaあるいはREM の添加量を多くし、Al₂O₃を多くするには、Ti／Alを小さくすることによった。
これら鋼素材に、表２に示す条件の熱間圧延と、圧延後冷却を施し、厚鋼板とした。
【００４３】
【表１】

【００４４】
【表２】

【００４５】
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、母材のフェライト粒径、厚鋼板中の酸化物系介在物の介在物組成、円相当径200nm 以上の酸化物系介在物の個数について調査した。酸化物系介在物の同定、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、酸化物系介在物の組成の分析方法は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察とＳＥＭに付属するＥＤＸによる定量分析法によった。
【００４６】
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。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、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ー（vE_-40）を求めた。
【００４７】
これらの結果を表３に示す。
【００４８】
【表３】

【００４９】
本発明例は、鋳込時のノズル詰まり発生もなく製造でき、しかも、母材が、引張強さＴＳが500MPa以上という高強度と、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE_-40が300 Ｊ以上という高靱性を有し、さらにＨＡＺの−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE_-40が150 Ｊ以上という優れたＨＡＺ靱性を有している。
これに対し、本発明の範囲が外れる比較例は、母材靱性、溶接熱影響部靱性のいずれかが低下し、あるいはノズル詰まりが発生している。
【００５０】
【発明の効果】
本発明によれば、鋳込み時ノズル詰まりの発生もなく、母材靱性および溶接部靱性を兼ね備えた非調質高張力鋼材を安定して製造でき、産業上の格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】酸化物系介在物組成の好適範囲を示す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 Application Laid-Open No. 2-125812 discloses a slab containing 5 × 10 ³ to 1 × 10 ⁶ pieces / mm ^{2 of} an oxide mainly containing Ti having a particle size of 0.05 to 10 μm in steel. After reheating at 1100 ° C, the rolling reduction is 30 to 90% at 900 ° C or less, the rolling finish temperature is 700 to 850 ° C, and after cooling, aging treatment is performed at a temperature of 500 ° C to Ac ₁ transformation point. A method for producing Cu-added steel has been proposed.
[0004]
JP-A-4-48048 discloses C: 0.03 to 0.20 wt%, Nb and Ti, and 0.001 to 0.100 wt% of a particle diameter of 0.5 μm or less (Ti, Nb) (O , N) A steel material having excellent weld heat affected zone toughness formed by dispersing oxide inclusions having a composite crystal phase 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]
Furthermore, if an amount of Ti 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.
The present invention advantageously solves the above-described problems of the prior art, and proposes a non-tempered high-tensile steel material that has both base material toughness and weld heat-affected zone toughness, and that can be stably manufactured with high productivity without nozzle clogging. The purpose is 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 have conducted the control of the composition of inclusions by the addition of inclusions composition adjusting alloy in the molten steel after deoxidation _{_{treatment, Ti 2 O 3, CaO +}} REM oxide inclusions in the molten steel, Al _A steel sheet for rolling with varying ₂ O ₃ concentration was cast, and the steel sheet for rolling was hot-rolled to produce a steel sheet.
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.
[0009]
In addition, the present inventors have found that inclusion of CaO and REM oxide in the inclusion affects the rust resistance of the steel material, and therefore investigated the rusting state of the obtained steel sheet. 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.
The results are summarized in FIG.
[0010]
When the Ti ₂ O ₃ concentration in inclusions exceeds 90% by weight or the CaO + REM oxide concentration is less than 5% by weight, the inclusions have a high melting point, and the inclusions adhere to the inner surface of the nozzle during casting. This can cause nozzle clogging. On the other hand, when the Al ₂ O ₃ concentration exceeds 70% by weight, large cluster inclusions are easily formed, wettability with molten steel is reduced, and nozzle clogging becomes prominent. Further, when the concentration of CaO + REM oxide in the inclusion exceeds 50% by weight, 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 are coarsened, and rusting on the steel sheet becomes remarkable.
[0011]
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) To reduce the Al ₂ O ₃ concentration in inclusions to 70% by weight or less,
(2) The CaO and REM oxide concentration in oxide inclusions must be 50% by weight or less.
Furthermore, in order to prevent nozzle clogging, it is necessary to lower the melting point of the deoxidized product.
(3) CaO or REM oxide concentration in inclusions should be at least 5% by weight by Ca treatment or REM treatment.
(4) Al ₂ O ₃ concentration is 70% by weight or less, Ti oxide concentration is 90% by weight or less,
In order to prevent rusting,
(5) The concentration of CaO + REM oxide in inclusions should be 50 wt% or less.
The knowledge that is important.
[0012]
From these findings, as shown in FIG. 1, the present inventors set the optimum composition range of the optimum oxide inclusions as follows: Ti oxide: 90% by weight or less, total of CaO and REM oxide: 5 to 5% 50 wt%, Al ₂ O ₃ : 70 wt% 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, the structure of the weld heat affected zone can be improved, and the weld heat affected zone toughness can be effectively improved.
[0013]
Furthermore, the present inventors diligently studied about further improvement of the base material and the weld heat affected zone toughness. As a result, it has been found that the toughness of the base material can be further improved by optimally dispersing oxide inclusions in the number having the above-described composition and having an equivalent circle diameter of 200 nm or more.
The present invention is configured based on the above-described knowledge.
[0014]
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))
And having a steel composition with a Ceq of 0.36 to 0.45%, and by weight, Ti oxide: 90% or less, Ca oxide and REM oxide total: 5 to 50%, Al ₂ O ₃ : Disperse oxide inclusions having an inclusion composition of 70% or less in the number of those having an equivalent circle diameter of 200 nm or more and 1 × 10 ³ pieces / mm ² or more and less than 1 × 10 ⁵ pieces / mm ² In the present invention, in addition to the steel composition, V: 0.03 to 0.15% in addition to the steel composition. Further, in the present invention, in addition to the above steel compositions, in addition to the weight, Cu: 0.02 to 1.5%, Ni: 0.02 to 0.06%, Cr: 0.05 to 0.50%, Mo: 0.02 ~ 0.50%, Nb: It is preferable to contain one or more of 0.003 to 0.020%, and in the present invention, in addition to each steel composition, B: preferably contains from 0.0002 to 0.0020%.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Below, the reason for limitation of this invention is demonstrated.
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 the steel and needs to be contained in an amount of 0.01% or more in order to ensure a desired strength. However, if it exceeds 0.18%, the base metal toughness and weldability are deteriorated. For this reason, C was limited to 0.01 to 0.18%. In practice, it is preferably 0.08 to 0.16%.
[0016]
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%.
[0017]
P: 0.030% or less P is segregated at the grain boundary and deteriorates the toughness of the steel, so it is desirable to reduce it as much as possible. However, since 0.030% is acceptable, 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, if it exceeds 0.015%, the toughness in the thickness direction Reduce ductility. 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%.
[0018]
Ti: 0.005 to 0.08%
Ti is one of the important elements in the present invention. Effective utilization of oxides generated by Ti deoxidation is an important element of the present invention. Oxide inclusions mainly composed of Ti oxide uniformly and finely dispersed in steel have the effect of suppressing austenite grain growth by the grain pinning effect. Furthermore, oxide inclusions of 200 nm or more are uniformly dispersed to refine the base material structure and the weld heat affected zone structure as ferrite nuclei. Further, Ti remaining after deoxidation is combined with N in the subsequent cooling process to generate TiN. TiN contributes to the suppression of coarsening of austenite grains in the heat affected zone and improves the toughness of the weld heat affected zone. Moreover, it acts as a ferrite formation nucleus, refines | miniaturizes a structure | tissue, and improves a base material toughness.
[0019]
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%.
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.
[0020]
Al: (Ti%) / 5 or less
Al acts as a deoxidizer, but in the present invention, Al can be used as a preliminary deoxidizer to adjust the O concentration before Ti deoxidation. In the present invention, in order not to generate Al ₂ O ₃ clusters, the Al content is limited to 1/5 or less of the Ti content (% by weight). If Al content exceeds 1/5 of the Ti content, the Ti-Al-O equilibrium, Al ₂ O ₃ clusters are generated, can not be uniformly and finely dispersed in the oxide inclusions. In addition, Preferably, Al is (Ti%) / 6 or less.
[0021]
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.
[0022]
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.
[0023]
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, and can be selected from one or more as required. The inclusion of Cu, Ni, Nb, Cr, and Mo lowers the Ar ₃ point and makes the ferrite grains finer, contributing to improved toughness.
[0024]
When the content of Cu, Ni, Nb, Cr, and Mo increases, the Ar ₃ point decreases too much, the bainitic transformation is the main component, ferrite fineness becomes insufficient, and the strength increases. Refinement becomes insufficient. For these reasons, Cu, Ni, Nb, Cr, and Mo preferably contain 0.02%, 0.02%, 0.05%, 0.02%, and 0.003% 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, the addition of a large amount of Ni increases the manufacturing cost, so the upper limit of Cu and Ni is preferably 0.6%. Further, if Nb, Cr, and Mo exceed 0.020%, 0.50%, and 0.50%, respectively, weldability and toughness are impaired.
[0025]
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%.
[0026]
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%.
[0027]
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.
Subsequently, the suitable manufacturing method of this invention steel material is demonstrated.
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.
[0028]
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.
Next, the reason for limiting the composition of oxide inclusions finely dispersed in the steel material will be described.
Oxide inclusions that are finely dispersed, as a main component Ti oxides, by weight%, Ti oxide: 90% or less, Al ₂ 0 _3: 70% or less, the total of Ca oxide and REM oxides: 5 It has an inclusion composition consisting of ~ 50%.
[0029]
Ti oxide: 90% or less
Ti oxide has a crystal pinning effect that suppresses coarsening of austenite grains in the weld heat affected zone. For this reason, in the present invention, the oxide inclusions have a composition mainly composed of Ti oxide. However, when the concentration of Ti oxide in the oxide inclusion exceeds 90%, the melting point of the oxide inclusion becomes high, and the inclusion tends 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 90% or less. In addition, if the concentration of Ti oxide in the oxide inclusion is less than 50%, the crystal pinning effect is reduced, so the concentration of Ti oxide in the oxide inclusion is preferably 50% or more. . The Ti oxide referred to in the present invention is preferably TiO ₂ , Ti ₂ O _3, etc., among which Ti ₂ O ₃ is preferable.
[0030]
Al ₂ 0 ₃ : 70% or less
Al ₂ 0 ₃ tends to form large cluster inclusions and inhibits uniform and fine dispersion of oxide inclusions. Thus, preferably the present invention to reduce as much as possible the Al ₂ 0 ₃ concentration in the oxide inclusions. When Al ₂ 0 ₃ concentration in the oxide-based inclusions exceeds 70%, decrease the wettability with the molten steel inclusions, more nozzle clogging becomes prominent. For this reason, Al ₂ 0 ₃ concentration in the oxide-based inclusions is 70% or less.
[0031]
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, and the crystal pinning ability of the oxide inclusions decreases, 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. For this reason, the Ca oxide + REM oxide in the oxide inclusions is limited to a total range of 5 to 50%.
[0032]
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 the oxide inclusions to the above range, after deoxidizing using Ti or Ti alloy, it contains at least one of Fe, Al, Si, Ti, and An inclusion composition adjusting alloy containing Ca in a range of less than 10 wt% and REM such as Ce and La in a range of less than 5 wt% may be added.
[0033]
In the present invention, an appropriate number of oxide inclusions having the above-described inclusion composition and having a specific range of size are dispersed.
In the present invention, the equivalent circle diameter 200nm or more Ti oxide, 1 × 10 ³ cells / mm ² or more 1 × 10 ⁵ cells / mm ² less dispersed. In order for the oxide inclusions to act as ferrite nuclei in the rolling and welding processes and to improve the base metal toughness and weld heat affected zone toughness, a circle equivalent diameter of 200 nm or more is required. Moreover, it is important that an appropriate amount of oxide inclusions having a circle-equivalent diameter of 200 nm or more is dispersed.
[0034]
When the number of oxide inclusions with an equivalent circle diameter of 200 nm or more is less than 1 × 10 ³ / mm ² , the number of ferrite produced is small, and the ferrite grains are refined in the base metal and the weld heat affected zone. When the number of oxide inclusions with an equivalent circle diameter of 200 nm or more is 1 × 10 ⁵ pieces / mm ² or more, the toughness in the base material and the weld heat affected zone deteriorates. . For this reason, in the present invention, oxide inclusions having a circle-equivalent diameter of 200 nm or more are dispersed at 1 × 10 ³ pieces / mm ² or more and less than 1 × 10 ⁵ pieces / mm ² .
[0035]
The identification of oxide inclusions and the equivalent circle diameter are measured by analysis and observation with a transmission electron microscope.
The dispersion form of the oxide inclusions can be obtained by controlling the Ti and O amounts and adjusting the Ca and REM amounts.
The steel material adjusted as described above is then preferably reheated to a temperature range of 1000 to 1250 ° C. or hot-rolled without being reheated into a steel plate or the like.
[0036]
Heating temperature: 1000-1250 ° C
When the heating temperature is less than 1000 ° C., the austenite may not be completely formed, so that the effect of homogenization by reheating cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1250 ° C., the austenite grains become extremely coarse, the structure after rolling becomes coarse, and the toughness decreases. For this reason, the heating temperature is preferably limited to a range of 1000 to 1250 ° C. In addition, Preferably it is 1050-1200 degreeC. In addition, when rolling without reheating, it is necessary to start rolling before casting before the temperature of the steel material is excessively lowered after casting, and it is preferable to have a temperature of at least 900 ° C or higher.
[0037]
Hot rolling is preferably performed under the following conditions.
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 lower improves the mechanical properties of the base material by refining ferrite grains by introducing strain into austenite grains. 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.
[0038]
Hot rolling end temperature: 700 ° C or higher As the hot rolling end temperature becomes lower, the rate of accumulation of strain (dislocations) introduced into the austenite grains by rolling increases, and thus after transformation Since the inherited amount of dislocation to the structure increases significantly, the strength increases. 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.
[0039]
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 650 ° C. or less.
[0040]
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 650 ° 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 650 ° C. or lower.
[0041]
【Example】
Steel having the composition shown in Table 1 was melted in an electric furnace. The composition of oxide inclusions was adjusted mainly by changing the Ti / Al balance and the addition amounts of Ca and REM. Moreover, molten steel was poured into a mold from a ladle using a nozzle to obtain a steel material. About the adhesion state of the inclusion in the nozzle during casting, the inside of the nozzle after casting was visually observed and the presence or absence of adhesion of the inclusion was investigated. In addition, the number of dispersed oxide-based oxides having an equivalent circle diameter of 200 nm or more was adjusted by controlling the amount of Ti and the amount of O.
[0042]
As a comparative example, in order to deviate the composition of oxide inclusions from the scope of the present invention and increase Ti oxide, Al deoxidation is not performed, Ti / Al is increased, and CaO and REM oxides are increased. To increase the amount of Ca or REM, and to increase Al ₂ O ₃ , Ti / Al was decreased.
These steel materials were subjected to hot rolling under the conditions shown in Table 2 and cooling after rolling to obtain thick steel plates.
[0043]
[Table 1]

[0044]
[Table 2]

[0045]
About these thick steel plates, the structure investigation, the base material characteristics, and the weld heat affected zone characteristics were investigated.
As a structural investigation, the ferrite grain size of the base material, the inclusion composition of oxide inclusions in the thick steel plate, and the number of oxide inclusions having an equivalent circle diameter of 200 nm or more were investigated. The identification and number of oxide inclusions and their equivalent circle diameters were determined by analysis and observation with a transmission electron microscope. Moreover, the analysis method of the composition of oxide inclusions was based on observation with a scanning electron microscope (SEM) and quantitative analysis with EDX attached to the SEM.
[0046]
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. 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, a Charpy impact test piece was collected, and Charpy absorbed energy (vE ₋₄₀ ) at −40 ° C. was obtained.
[0047]
These results are shown in Table 3.
[0048]
[Table 3]

[0049]
The example of the present invention can be produced without occurrence of nozzle clogging during casting, and the base material has a high strength with a tensile strength TS of 500 MPa or more and a Charpy absorbed energy vE- ₄₀ at −40 ° C. of 300 J or more. In addition, HAZ has excellent HAZ toughness with Charpy absorbed energy vE- ₄₀ at −40 ° C. of 150 J or more.
On the other hand, in a comparative example that is out of the scope of the present invention, either the base material toughness or the weld heat affected zone toughness is reduced, or nozzle clogging occurs.
[0050]
【The invention's effect】
According to the present invention, there is no occurrence of nozzle clogging at the time of casting, and it is possible to stably manufacture a non-tempered high-tensile steel material having both the base material toughness and the welded portion toughness.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a ternary phase diagram showing a preferred range of oxide inclusion composition.

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%,
REM: 0.0010-0.0200%, Ca: 0.0010-0.0200%,
Al: (Ti%) / 5 or less, comprising the balance Fe and inevitable impurities, having a steel composition in which Ceq defined by the following formula (1) is 0.36 to 0.45%, and by weight% , Ti oxide: 90% or less, Ca oxide and REM oxide total: 5-50%, Al ₂ O ₃ : 70% or less of inclusions of oxide inclusions equivalent to a circle of 200 nm or more Non-tempered high-tensile steel with excellent base material and weld heat-affected zone toughness characterized by being dispersed in a number of 1 × 10 ³ pieces / mm ² or more and less than 1 × 10 ⁵ pieces / mm ^{2 in} terms of the number of those having a diameter.
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 excellent in base material and weld heat-affected zone toughness 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: 0.02-0.06%, Cr: 0.05-0.50%, Mo: 0.02-0.50%, Nb: 0.003-0.020% The base material and the non-tempered high-tensile steel material excellent in weld heat-affected zone toughness according to claim 1 or 2, comprising seeds or two or more.

The base material according to any one of claims 1 to 3, further comprising: B: 0.0002 to 0.0020% by weight% in addition to the steel composition. High-strength steel material.