JP7027858B2

JP7027858B2 - Manufacturing method of carbon steel slabs and carbon steel slabs

Info

Publication number: JP7027858B2
Application number: JP2017237187A
Authority: JP
Inventors: 武政村尾; 雅文宮嵜; 直嗣吉田; 隆諸星
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2017-12-11
Filing date: 2017-12-11
Publication date: 2022-03-02
Anticipated expiration: 2037-12-11
Also published as: JP2019104955A

Description

本発明は、炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法に関するものであり、特に、溶接熱影響部の靭性に優れた炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法に関するものである。 The present invention relates to a method for producing a carbon steel slab and a carbon steel slab, and more particularly to a method for producing a carbon steel slab and a carbon steel slab having excellent toughness of a welding heat-affected zone.

従来、鋼中の介在物の形態を制御して、鋼材の特性を向上させる手段として、鋼中にＲＥＭを添加することが実施されている。
例えば、特許文献１には、ＲＥＭの一種であるＮｄを添加してＰを固定することにより、Ｐのミクロ偏析を抑制し、鋳片の特性向上を図る技術が提案されている。
特許文献２には、ＲＥＭとＣａを添加した鋼種において、直送圧延プロセスで製造した高張力鋼板が提案されている。
特許文献３には、ＲＥＭとＣａを添加した鋼種に対して、再加熱して圧延を行うことで、機械的特性を向上させる技術が提案されている。 Conventionally, REM is added to steel as a means for controlling the morphology of inclusions in steel and improving the characteristics of the steel material.
For example, Patent Document 1 proposes a technique for suppressing microsegregation of P and improving the characteristics of a slab by adding Nd, which is a kind of REM, to fix P.
Patent Document 2 proposes a high-strength steel plate manufactured by a direct rolling process in a steel grade to which REM and Ca are added.
Patent Document 3 proposes a technique for improving mechanical properties by reheating and rolling a steel grade to which REM and Ca are added.

特開２０１０－１００９２３号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-100923 特開昭６２－１２０４２６号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 62-120426 特開平０１－１５４８４８号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 01-1544848

ところで、鋼材の用途として、船舶、高層建築物その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等が挙げられる。近年、建築構造物の高層化やコンテナ船の積載重量増大のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼材の板厚の厚肉化や高強度化が求められ、また、溶接部についてもより一層の安全性、信頼性の確保が必要とされ、溶接熱影響部の靱性（以下、「ＨＡＺ靱性」と称する場合がある。）の向上が課題になっている。
ここで、ＨＡＺ靱性の向上には、微細な介在物をピン止め粒子として活用し、溶接時の結晶粒の粗大化を抑制することが有効であることが知られている。 By the way, examples of the use of steel materials include ships, high-rise buildings and other buildings, bridges, marine structures, LNG storage tanks and other large tanks, line pipes and the like. In recent years, the size of welded structures has been increasing due to the increase in the height of building structures and the increase in the loading weight of container ships. Along with this, it is required to increase the thickness and strength of the steel material, and it is also necessary to ensure the safety and reliability of the welded part. (Sometimes referred to as "HAZ toughness") has become an issue.
Here, it is known that in order to improve the HAZ toughness, it is effective to utilize fine inclusions as pinning particles and suppress the coarsening of crystal grains during welding.

上述の特許文献１においては、ＲＥＭを添加することにより、Ｐのミクロ偏析を抑制しているが、粗大なＲＥＭリン化物が生成するため、生成した介在物をピン止め粒子として活用することができず、ＨＡＺ靭性を十分に向上させることはできなかった。また、粗大なＲＥＭリン化物によって靭性が低下してしまうことがあるといった問題があった。 In the above-mentioned Patent Document 1, the microsegregation of P is suppressed by adding REM, but since a coarse REM phosphide is generated, the generated inclusions can be utilized as pinning particles. Therefore, the HAZ toughness could not be sufficiently improved. Further, there is a problem that the toughness may be lowered due to the coarse REM phosphide.

また、特許文献２においては、「１１００℃から９５０℃間の温度範囲に於ける冷却、保持、あるいは昇温のいずれか一つまたは二つ以上の過程の経過時間の総計が６０分以上」とされており、鋳造から圧延までの時間が長く、鋳片内の温度が均一化され、靭性が劣化しやすい板厚中心部におけるリン化物の析出が不十分となる。このため、生成した介在物をピン止め粒子として活用することができず、ＨＡＺ靭性を向上させることはできなかった。 Further, in Patent Document 2, "the total elapsed time of one or more processes of cooling, holding, or raising the temperature in the temperature range between 1100 ° C. and 950 ° C. is 60 minutes or more". Therefore, the time from casting to rolling is long, the temperature in the slab is made uniform, and the precipitation of phosphide is insufficient in the central portion of the plate thickness where the toughness tends to deteriorate. Therefore, the generated inclusions could not be utilized as pinning particles, and the HAZ toughness could not be improved.

さらに、特許文献３においては、鋳片を再加熱して圧延しているが、再加熱した鋳片においては板厚中心部の温度が低く歪が入りにくいため、靭性が劣化しやすい板厚中心部におけるリン化物の析出が不十分となる。このため、生成した介在物をピン止め粒子として活用することができず、ＨＡＺ靭性を向上させることはできなかった。 Further, in Patent Document 3, the slab is reheated and rolled, but in the reheated slab, the temperature at the center of the plate thickness is low and strain is unlikely to occur, so that the center of the plate thickness tends to deteriorate in toughness. Insufficient precipitation of phosphide in the portion. Therefore, the generated inclusions could not be utilized as pinning particles, and the HAZ toughness could not be improved.

本発明は、前述した状況に鑑みてなされたものであって、ＲＥＭを含有する炭素鋼鋳片において、介在物をピン止め粒子として活用することにより、溶接熱影響部の靭性を向上させることが可能な炭素鋼鋳片、及び、炭素鋼鋳片の製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above-mentioned situation, and can improve the toughness of the weld heat-affected zone by utilizing inclusions as pinning particles in REM-containing carbon steel slabs. It is an object of the present invention to provide a possible carbon steel slab and a method for producing a carbon steel slab.

上述の課題を解決するために、本発明に係る炭素鋼鋳片は、質量％で、
Ｃ；０．０３％以上０．１２％以下、
Ｓｉ；０．０１％以上１．５％以下、
Ｍｎ；０．０１％以上３．０％以下、
Ｐ；０．００３０％以上０．０４０％以下、
Ａｌ；０．０１％以上１．５％以下、
ｔ．Ｓ；０．００１０％以上０．００７０％以下、
ｔ．Ｔｉ；０．００５％以上０．０２％以下、
ｔ．Ｏ；０．０００５％以上０．００４％以下、
ｔ．Ｎ；０．０００１％以上０．０１％以下、
を含有するとともに、
ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭを、ｔ．Ｏ，ｔ．Ｓ，ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭの質量％をそれぞれ［ｔ．Ｏ］，［ｔ．Ｓ］，［ｔ．Ｃａ］，［ｔ．Ｚｒ］，［ｔ．ＲＥＭ］、とした場合に、下記の（１）～（３）式を満足する範囲内で含有し、残部が鉄及び不純物からなり、
ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出しており、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下のＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上、かつ、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２未満であることを特徴としている。
（１）式：９１．２／４８×［ｔ．Ｏ］＋９１．２／６４×［ｔ．Ｓ］≦［ｔ．Ｚｒ］≦９１．２／４８×［ｔ．Ｏ］＋１．６×［ｔ．Ｓ］
（２）式：４０／４８×［ｔ．Ｏ］≦［ｔ．Ｃａ］≦４０／１６×［ｔ．Ｏ］
（３）式：１４０／３２×（［ｔ．Ｓ］－３２／９１．２×［ｔ．Ｚｒ］）＋０．００５≦［ｔ．ＲＥＭ］≦１４０／３２×（［ｔ．Ｓ］－３２／９１．２×［ｔ．Ｚｒ］）＋０．０３０ In order to solve the above-mentioned problems, the carbon steel slab according to the present invention is made of mass%.
C; 0.03% or more and 0.12% or less,
Si; 0.01% or more and 1.5% or less,
Mn; 0.01% or more and 3.0% or less,
P; 0.0030% or more and 0.040% or less,
Al; 0.01% or more and 1.5% or less,
t. S; 0.0010% or more and 0.0070% or less,
t. Ti; 0.005% or more and 0.02% or less,
t. O; 0.0005% or more and 0.004% or less,
t. N; 0.0001% or more and 0.01% or less,
As well as containing
t. Ca, t. Zr, t. REM, t. O, t. S, t. Ca, t. Zr, t. The mass% of REM is [t. O], [t. S], [t. Ca], [t. Zr], [t. REM], it is contained within the range satisfying the following formulas (1) to (3), and the balance is composed of iron and impurities.
REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus, and the number density of REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 pieces / mm ² or more, and the circle-equivalent diameter exceeds 10 μm. It is characterized in that the number density of inclusions is less than 5 pieces / mm ² .
Equation (1): 91.2 / 48 × [t. O] + 91.2 / 64 × [t. S] ≤ [t. Zr] ≦ 91.2 / 48 × [t. O] +1.6 × [t. S]
Equation (2): 40/48 × [t. O] ≤ [t. Ca] ≦ 40/16 × [t. O]
Equation (3): 140/32 × ([t.S] −32 / 91.2 × [t.Zr]) + 0.005 ≦ [t. REM] ≤140 / 32x ([t.S] -32 / 91.2x [t.Zr]) +0.030

この構成の炭素鋼鋳片によれば、ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭを、ｔ．Ｏ，ｔ．Ｓに応じて、上述の（１）～（３）式を満足する範囲となるように、含有しているので、炭素鋼鋳片の状態ではＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出している。なお、溶接時の加熱過程においては、析出核であったＺｒＳが再溶融し、微細なＲＥＭリン化物が分散することになる。 According to the carbon steel slab of this configuration, t. Ca, t. Zr, t. REM, t. O, t. Since it is contained so as to satisfy the above equations (1) to (3) according to S, REM phosphide is precipitated with ZrS as a precipitation nucleus in the state of carbon steel slabs. .. In the heating process during welding, ZrS, which was a precipitated nucleus, is remelted and fine REM phosphide is dispersed.

そして、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出した状態で、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下のＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上とされているので、溶接時の加熱過程においてＺｒＳが再溶融した際に、サブミクロンオーダーのＲＥＭリン化物が多く分散することになり、ＲＥＭリン化物をピン止め粒子として活用することが可能となる。よって、溶接時に結晶粒が粗大化することを抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させることができる。
また、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２未満に抑えられているので、粗大な介在物に起因する靭性の低下を抑制することができる。 Then, in a state where the REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus, the number density of the REM phosphide having a circle equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 pieces / mm ² or more. When ZrS is remelted in the heating process, a large amount of submicron-order REM phosphide is dispersed, and the REM phosphide can be utilized as pinning particles. Therefore, it is possible to suppress the coarsening of crystal grains during welding and improve the HAZ toughness.
Further, since the number density of inclusions having a diameter equivalent to a circle of more than 10 μm is suppressed to less than 5 pieces / mm ² , the decrease in toughness caused by the coarse inclusions can be suppressed.

本発明に係る炭素鋼鋳片の製造方法は、前述の炭素鋼鋳片を製造するための炭素鋼鋳片の製造方法であって、ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭを除く元素の溶鋼中の含有量をそれぞれ上述の範囲内に調整した後、前記溶鋼に対してＺｒ及びＣａを添加するＺｒ及びＣａ添加工程と、Ｚｒ及びＣａを添加した溶鋼に、ＲＥＭを添加するＲＥＭ添加工程と、ＲＥＭを添加した溶鋼を用いて連続鋳造する連続鋳造工程と、連続鋳造工程の冷却過程において、鋳片の圧下を行う圧下工程と、を備えており、前記圧下工程においては、熱流体解析ソフトを用いた連続鋳造中の鋳片伝熱シミュレーションにより算出した鋳片１／２厚部の温度が１２００℃以上１３９０℃以下の温度範囲内で、圧下率１０％以上５０％以下の範囲で圧下することを特徴としている。
なお、本発明においては、圧下工程における圧下率（％）を、「｛（圧下前の鋳片厚み－圧下後の鋳片厚み）／圧下前の鋳片厚み｝×１００」と定義する。 The method for producing a carbon steel slab according to the present invention is a method for producing a carbon steel slab for producing the above-mentioned carbon steel slab, wherein the method for producing the carbon steel slab is t. Ca, t. Zr, t. After adjusting the content of the elements other than REM in the molten steel within the above range, the REM is added to the Zr and Ca addition step of adding Zr and Ca to the molten steel and the molten steel to which Zr and Ca are added. It includes a REM addition step to be added, a continuous casting step of continuous casting using molten steel to which REM is added, and a reduction step of reducing the slab in the cooling process of the continuous casting process. Is a reduction rate of 10% or more and 50% within the temperature range where the temperature of the slab 1/2 thick part calculated by the slab heat transfer simulation during continuous casting using thermo-fluid analysis software is 1200 ° C or more and 1390 ° C or less. It is characterized by being pressed down in the following range.
In the present invention, the reduction rate (%) in the reduction step is defined as "{(thickness of slab before reduction-thickness of slab after reduction) / thickness of slab before reduction} x 100".

介在物をピン止め粒子として活用するためには、サブミクロンオーダーの粒子を多量に生成させることが必要である。本発明ではＲＥＭリン化物を活用することとし、溶鋼中でＺｒＳを生成させて、そのＺｒＳを含んだ鋳片を連続鋳造中の完全凝固後に、鋳片表層部と中心部との温度差を利用して圧下することによって、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物を析出させる。
厚鋼板等の製品を溶接する際に、ＲＥＭリン化物をピン止め粒子として活用するためには、リン化物を鋳片全体に析出させる必要がある。Ｃａを添加すると溶鋼中のＯとＳがＣａＯとＣａＳになって安定化されるため、その後にＲＥＭを添加するとＲＥＭリン化物が生成され易くなる。しかし、Ｃａが溶存するとＲＥＭの活量を下げるために、凝固末期にＲＥＭリン化物が生成しやすくなる。凝固末期ではＲＥＭおよびＰが濃化しているため、周囲のＲＥＭおよびＰを吸収してＲＥＭリン化物が成長し、容易に粗大化しやすい。一方、Ｚｒは溶存するとＲＥＭの活量を上げるために、ＲＥＭリン化物が生成されやすくなるが、溶鋼中でＲＥＭリン化物が生成される結果として介在物が粗大化しやすい。ＲＥＭ添加量を少なくすると、生成されるリン化物量が減少してしまうために、ＨＡＺ靭性改善効果が小さくなってしまう。
そこで、本発明ではＣａとＺｒを溶存させないように添加してＲＥＭの活量変化を回避し、溶鋼中にＺｒＳを生成させるようにして、ＺｒＳをリン化物析出サイトとするＲＥＭリン化物の析出を、鋳片の凝固直後における圧下歪みを利用して起こさせる。その結果、ＲＥＭリン化物が微細に分散生成される。 In order to utilize the inclusions as pinning particles, it is necessary to generate a large amount of submicron-order particles. In the present invention, REM phosphide is used to generate ZrS in molten steel, and after complete solidification of the slab containing the ZrS during continuous casting, the temperature difference between the surface layer of the slab and the center is used. The REM phosphide is precipitated by using ZrS as a precipitation nucleus.
When welding a product such as a thick steel plate, in order to utilize the REM phosphide as pinning particles, it is necessary to deposit the phosphosphide on the entire slab. When Ca is added, O and S in the molten steel become CaO and CaS and are stabilized. Therefore, when REM is added thereafter, REM phosphide is likely to be produced. However, when Ca is dissolved, the activity of REM is lowered, so that REM phosphide is likely to be produced at the end of coagulation. Since REM and P are concentrated at the end of coagulation, the REM phosphide grows by absorbing the surrounding REM and P, and is easily coarsened. On the other hand, when Zr is dissolved, REM phosphide is likely to be produced in order to increase the activity of REM, but inclusions are liable to be coarsened as a result of REM phosphide being produced in molten steel. When the amount of REM added is reduced, the amount of phosphide produced is reduced, so that the effect of improving HAZ toughness is reduced.
Therefore, in the present invention, Ca and Zr are added so as not to dissolve, avoiding a change in the activity of REM, and ZrS is generated in the molten steel to cause precipitation of REM phosphide using ZrS as a phosphide precipitation site. , It is caused by utilizing the rolling strain immediately after solidification of the slab. As a result, REM phosphide is finely dispersed and generated.

本発明の炭素鋼鋳片の製造方法によれば、ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭを除く元素の溶鋼中の含有量をそれぞれ上述の範囲内に調整された溶鋼に対してＺｒとＣａを適量添加しているので、ＺｒとＣａが溶鋼中のＯおよびスラグと反応し、溶鋼中において安定な化合物であるＣａＺｒＯ_３と共にＣａＯおよびＺｒＳが生成する。
次に、安定なＣａＺｒＯ_３が形成されてＲＥＭが反応するＯが無くなった状態で溶鋼にＲＥＭを添加しているので、ＲＥＭが酸素によって消費されることがない。
そして、連続鋳造工程の冷却過程で鋳片の圧下を行う圧下工程において、ＲＥＭリン化物が析出する。ここで、ＺｒＳとＲＥＭリン化物の格子整合性が高いことから、ＲＥＭリン化物はＺｒＳを析出核として析出することになる。 According to the method for producing carbon steel slabs of the present invention, t. Ca, t. Zr, t. Since Zr and Ca are added in appropriate amounts to the molten steel whose contents in the molten steel of elements other than REM are adjusted within the above ranges, Zr and Ca react with O and slag in the molten steel to react with the molten steel. CaO and ZrS are produced together with CaZrO ₃ , which is a stable compound in the medium.
Next, since the REM is added to the molten steel in a state where stable CaZrO ₃ is formed and there is no O with which the REM reacts, the REM is not consumed by oxygen.
Then, in the reduction step of reducing the slab in the cooling process of the continuous casting process, the REM phosphide is deposited. Here, since the lattice consistency between ZrS and the REM phosphide is high, the REM phosphide precipitates with ZrS as a precipitation nucleus.

ここで、鋳片１／２厚部の温度が１２００℃以上の状態で圧下工程を実施するので、靭性が低下しやすい鋳片１／２厚部に対して十分に歪を加えることができる。一方、鋳片１／２厚部の温度が１３９０℃以下で圧下工程を実施するので、ＲＥＭリン化物の析出核となるＺｒＳの個数が確保され、ＲＥＭリン化物を十分に生成させることができる。
この圧下工程における圧下率が１０％以上とされているので、鋳片に対して十分な歪を与えることができ、ＲＥＭリン化物を生成することができる。
一方、この圧下工程における圧下率が５０％以下とされているので、圧下時に鋳片における割れの発生を抑制することができる。 Here, since the reduction step is carried out in a state where the temperature of the slab 1/2 thick portion is 1200 ° C. or higher, sufficient strain can be applied to the slab 1/2 thick portion whose toughness tends to decrease. On the other hand, since the reduction step is carried out when the temperature of the 1/2 thick portion of the slab is 1390 ° C. or lower, the number of ZrS which are the precipitation nuclei of the REM phosphide is secured, and the REM phosphide can be sufficiently produced.
Since the reduction rate in this reduction step is 10% or more, sufficient strain can be applied to the slab and a REM phosphide can be produced.
On the other hand, since the reduction rate in this reduction step is 50% or less, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the slab during reduction.

よって、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出しており、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上とされ、かつ、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２未満とされた炭素鋼鋳片を製造することが可能となる。 Therefore, the REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus, and the number density of the REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 pieces / mm ² or more, and is equivalent to a circle. It is possible to produce carbon steel slabs having a number density of inclusions having a diameter of more than 10 μm and a density of less than 5 pieces / mm ² .

上述のように、本発明によれば、ＲＥＭを含有する炭素鋼鋳片において、介在物をピン止め粒子として活用することにより、溶接熱影響部の靭性を向上させることが可能な炭素鋼鋳片、及び、炭素鋼鋳片の製造方法を提供することが可能となる。 As described above, according to the present invention, in a carbon steel slab containing REM, the toughness of the weld heat-affected zone can be improved by utilizing inclusions as pinning particles. , And a method for manufacturing carbon steel slabs can be provided.

Ｓ－Ｚｒの二元状態図と概略ＨＡＺ温度域及び鋳造中の鋳片圧下温度域との関係を説明する図である。It is a figure explaining the relationship between the dual phase diagram of S-Zr, the approximate HAZ temperature range, and the slab reduction temperature range during casting. 図１の二元状態図の要部拡大説明図である。It is an enlarged explanatory view of the main part of the dual state diagram of FIG. 本発明の実施形態である炭素鋼鋳片の製造方法のフロー図である。It is a flow chart of the manufacturing method of the carbon steel slab which is an embodiment of this invention. 介在物の形態を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the morphology of inclusions.

以下に、本発明の実施形態である炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法について、添付した図面を参照して説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。 Hereinafter, a carbon steel slab and a method for manufacturing a carbon steel slab according to an embodiment of the present invention will be described with reference to the attached drawings. The present invention is not limited to the following embodiments.

本実施形態である炭素鋼鋳片は、質量％で、Ｃ；０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ；０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ；０．０１％以上３．０％以下、Ｐ；０．００３０％以上０．０４０％以下、Ａｌ；０．０１％以上１．５％以下、ｔ．Ｓ；０．００１０％以上０．００７０％以下、ｔ．Ｔｉ；０．００５％以上０．０２％以下、ｔ．Ｏ；０．０００５％以上０．００４％以下、ｔ．Ｎ；０．０００１％以上０．０１％以下、を含有するとともに、ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭを、ｔ．Ｏ，ｔ．Ｓ，ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭの質量％をそれぞれ［ｔ．Ｏ］，［ｔ．Ｓ］，［ｔ．Ｃａ］，［ｔ．Ｚｒ］，［ｔ．ＲＥＭ］、とした場合に、下記の（１）～（３）式を満足する範囲内で含有し、残部が鉄及び不純物からなる組成とされている。
（１）式：９１．２／４８×［ｔ．Ｏ］＋９１．２／６４×［ｔ．Ｓ］≦［ｔ．Ｚｒ］≦９１．２／４８×［ｔ．Ｏ］＋１．６×［ｔ．Ｓ］
（２）式：４０／４８×［ｔ．Ｏ］≦［ｔ．Ｃａ］≦４０／１６×［ｔ．Ｏ］
（３）式：１４０／３２×（［ｔ．Ｓ］－３２／９１．２×［ｔ．Ｚｒ］）＋０．００５≦［ｔ．ＲＥＭ］≦１４０／３２×（［ｔ．Ｓ］－３２／９１．２×［ｔ．Ｚｒ］）＋０．０３０ The carbon steel slab according to the present embodiment has C; 0.03% or more and 0.12% or less, Si; 0.01% or more and 1.5% or less, Mn; 0.01% or more in mass%. 0% or less, P; 0.0030% or more and 0.040% or less, Al; 0.01% or more and 1.5% or less, t. S; 0.0010% or more and 0.0070% or less, t. Ti; 0.005% or more and 0.02% or less, t. O; 0.0005% or more and 0.004% or less, t. N; 0.0001% or more and 0.01% or less, and t. Ca, t. Zr, t. REM, t. O, t. S, t. Ca, t. Zr, t. The mass% of REM is [t. O], [t. S], [t. Ca], [t. Zr], [t. REM], it is contained within the range satisfying the following formulas (1) to (3), and the balance is composed of iron and impurities.
Equation (1): 91.2 / 48 × [t. O] + 91.2 / 64 × [t. S] ≤ [t. Zr] ≦ 91.2 / 48 × [t. O] +1.6 × [t. S]
Equation (2): 40/48 × [t. O] ≤ [t. Ca] ≦ 40/16 × [t. O]
Equation (3): 140/32 × ([t.S] −32 / 91.2 × [t.Zr]) + 0.005 ≦ [t. REM] ≤140 / 32x ([t.S] -32 / 91.2x [t.Zr]) +0.030

そして、本実施形態である炭素鋼鋳片においては、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出しており、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上とされている。
また、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２未満とされている。 In the carbon steel slab according to the present embodiment, REM phosphide is precipitated with ZrS as a precipitation core, and the number density of REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200. Pieces / mm ² or more.
Further, the number density of inclusions having a diameter equivalent to a circle of more than 10 μm is less than 5 pieces / mm ² .

以下に、本実施形態である炭素鋼鋳片において、各成分及び介在物を上述のように規定した理由について説明する。 Hereinafter, the reason why each component and inclusions are defined as described above in the carbon steel slab according to the present embodiment will be described.

（Ｃ：炭素）
Ｃは、鋼の焼入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、焼入れ硬化層を硬くかつ深く形成することで、疲労強度が向上する。
ここで、Ｃの含有量が０．０３％未満では、残留オーステナイト及び低温変態相を十分に生成できず、上述の作用効果を奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｃの含有量が０．１２％を超えると、加工性及び溶接性が低下してしまうおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｃの含有量を０．０３％以上０．１２％以下の範囲内に限定している。 (C: carbon)
C is the most basic element that controls the hardenability and strength of steel, and the fatigue strength is improved by forming the hardened hardened layer hard and deep.
Here, if the C content is less than 0.03%, the retained austenite and the low-temperature transformation phase cannot be sufficiently produced, and the above-mentioned effects may not be achieved. On the other hand, if the C content exceeds 0.12%, the workability and weldability may deteriorate.
From the above, in the present embodiment, the content of C is limited to the range of 0.03% or more and 0.12% or less.

（Ｓｉ：ケイ素）
Ｓｉは、焼入れのための加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制して、焼入れ硬化層の粒径を微細化させる。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、さらに、ベイナイト組織の生成に対しても有効であり、材料全体の強度を確保する。
ここで、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、上述の作用効果を奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、介在物中のＳｉＯ_２濃度が高くなり、介在物が粗大化し、靭性、延性、溶接性が低下するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｓｉの含有量を０．０１％以上１．５％以下の範囲内に限定している。 (Si: silicon)
Si increases the number of austenite nucleation sites during heating for quenching, suppresses the grain growth of austenite, and reduces the particle size of the hardened layer. Further, Si suppresses the formation of carbides, suppresses the decrease in grain boundary strength due to carbides, is also effective for the formation of bainite structure, and secures the strength of the entire material.
Here, if the Si content is less than 0.01%, the above-mentioned effects may not be effective. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the SiO ₂ concentration in the inclusions becomes high, the inclusions become coarse, and the toughness, ductility, and weldability may decrease.
From the above, in the present embodiment, the Si content is limited to the range of 0.01% or more and 1.5% or less.

（Ｍｎ：マンガン）
Ｍｎは、鋼の強度を向上させる作用効果を有する元素である。
ここで、Ｍｎの含有量が０．０１％未満では、上述の作用効果を奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると、Ｍｎの偏析及び固溶強化の増大により延性が低下するおそれがる。また、溶接性及び母材の靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｍｎの含有量を０．０１％以上３．０％以下の範囲内に限定している。 (Mn: manganese)
Mn is an element having an action effect of improving the strength of steel.
Here, if the Mn content is less than 0.01%, the above-mentioned effects may not be effective. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the ductility may decrease due to the segregation of Mn and the increase in solid solution strengthening. In addition, the weldability and the toughness of the base metal may deteriorate.
From the above, in the present embodiment, the Mn content is limited to the range of 0.01% or more and 3.0% or less.

（Ｐ：リン）
Ｐは、Ｆｅ原子よりも小さな置換型固溶強化元素として利用する場合において有効である。そして、ＲＥＭリン化物を生成するために必須の元素である。
ここで、Ｐの含有量が０．００３０％未満では、ＲＥＭリン化物を十分に生成することができないおそれがある。一方、Ｐの含有量が０．０４０％を超えると、ＲＥＭでＰを固定しても残存するＰがオーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度が低下して、加工性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｐの含有量を０．００３０％以上０．０４０％以下の範囲内に限定している。 (P: Rin)
P is effective when used as a substituted solid solution strengthening element smaller than the Fe atom. And it is an essential element for producing REM phosphide.
Here, if the P content is less than 0.0030%, there is a possibility that the REM phosphide cannot be sufficiently produced. On the other hand, if the P content exceeds 0.040%, the remaining P may segregate at the grain boundaries of austenite even if P is fixed by REM, the grain boundary strength may decrease, and the workability may deteriorate. be.
From the above, in the present embodiment, the content of P is limited to the range of 0.0030% or more and 0.040% or less.

（Ａｌ：アルミニウム）
Ａｌは、溶鋼の脱酸を促進するために添加される元素である。
ここで、Ａｌの含有量が０．０１％未満では、十分に脱酸をすることができないおそれがある。一方、Ａｌの含有量が１．５％を超えると、粗大な介在物（Ａｌ_２Ｏ_３クラスター）が発生し、靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ａｌの含有量を０．０１％以上１．５％以下の範囲内に限定している。 (Al: Aluminum)
Al is an element added to promote deoxidation of molten steel.
Here, if the Al content is less than 0.01%, it may not be possible to sufficiently deoxidize. On the other hand, if the Al content exceeds 1.5%, coarse inclusions (Al ₂ O ₃ clusters) may be generated and the toughness may be deteriorated.
From the above, in the present embodiment, the Al content is limited to the range of 0.01% or more and 1.5% or less.

（ｔ．Ｓ：硫黄）
Ｓは、鋼中に不純物として含まれて偏析しやすく、ＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形成して靭性を劣化させる。そして、ＲＥＭリン化物の析出核となるＺｒＳを生成するために必須の元素である。
ここで、ｔ．Ｓの含有量が０．００１０％未満では、ＺｒＳを十分に生成することができないおそれがある。一方、ｔ．Ｓの含有量が０．００７０％を超えると、ＺｒＳが粗大化し、ＲＥＭリン化物を微細に分散させることができないおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｓの含有量を０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲内に限定している。なお、ｔ．Ｓ（トータル硫黄）は、化合物の状態で鋳片に分散しているＳを含むものである。 (TS: sulfur)
S is contained as an impurity in the steel and easily segregates, forming coarse MnS-based stretching inclusions and deteriorating the toughness. It is an essential element for producing ZrS, which is the precipitation nucleus of REM phosphide.
Here, t. If the S content is less than 0.0010%, ZrS may not be sufficiently produced. On the other hand, t. If the S content exceeds 0.0070%, ZrS may be coarsened and the REM phosphide may not be finely dispersed.
From the above, in the present embodiment, the content of S is limited to the range of 0.0010% or more and 0.0070% or less. In addition, t. S (total sulfur) contains S dispersed in the slab in the form of a compound.

（ｔ．Ｔｉ：チタン）
Ｔｉは、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化及び鋼板の高強度化に寄与し、靭性を向上させる。
ここで、ｔ．Ｔｉの含有量が０．００５％未満では、上述の作用効果を奏功せしめることができないおそれがある。一方、ｔ．Ｔｉの含有量が０．０２％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、ｔ．Ｔｉの含有量を０．００５％以上０．０２％以下の範囲内に限定している。なお、ｔ．Ｔｉ（トータルチタン）は、化合物の状態で鋳片に分散しているＴｉを含むものである。 (T.Ti: Titanium)
Ti forms carbides, nitrides, and carbonitrides, contributes to the miniaturization of crystal grains and the increase in strength of steel sheets, and improves toughness.
Here, t. If the Ti content is less than 0.005%, the above-mentioned effects may not be effective. On the other hand, t. If the Ti content exceeds 0.02%, coarse carbonitride may be formed and the toughness may be deteriorated.
From the above, in the present embodiment, t. The Ti content is limited to the range of 0.005% or more and 0.02% or less. In addition, t. Ti (total titanium) contains Ti dispersed in the slab in the form of a compound.

（ｔ．Ｏ：酸素）
ｔ．Ｏは、不可避的に０．０００５％は含有される。ここで、ｔ．Ｏの含有量が０．００４％を超えると、Ａｌ，Ｃａ，Ｔｉ，ＲＥＭ等の元素と反応して粗大な酸化物等を生成し、靭性が低下するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、ｔ．Ｏの含有量を０．０００５％以上０．００４％以下の範囲内に限定している。なお、ｔ．Ｏ（トータル酸素）は、化合物の状態で鋳片に分散しているＯを含むものである。 (TO: oxygen)
t. O is inevitably contained in 0.0005%. Here, t. If the O content exceeds 0.004%, it may react with elements such as Al, Ca, Ti, and REM to form coarse oxides and the like, resulting in a decrease in toughness.
From the above, in the present embodiment, t. The content of O is limited to the range of 0.0005% or more and 0.004% or less. In addition, t. O (total oxygen) contains O dispersed in the slab in the state of a compound.

（ｔ．Ｎ：窒素）
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等の元素と窒化物を形成し、母材組織の微細化を促進する作用効果を有する。
ここで、ｔ．Ｎの含有量を０．０００１％未満に低減するためには、多大なコストが掛かる。一方、ｔ．Ｎの含有量が０．０１％を超えると、Ａｌ，Ｔｉ等の元素と粗大な窒化物を形成し、靭性が低下するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｎの含有量を０．０００１％以上０．０１％以下の範囲内に限定している。 (TN: Nitrogen)
N forms a nitride with elements such as Al and Ti, and has an action effect of promoting the miniaturization of the base metal structure.
Here, t. In order to reduce the N content to less than 0.0001%, a great deal of cost is required. On the other hand, t. If the N content exceeds 0.01%, coarse nitrides may be formed with elements such as Al and Ti, and the toughness may decrease.
From the above, in the present embodiment, the content of N is limited to the range of 0.0001% or more and 0.01% or less.

（ｔ．Ｚｒ：ジルコニウム）
Ｚｒは、後述するＣａとともに安定なＣａＺｒＯ_３を形成し、鋼中の酸素濃度を低下させ、ＲＥＭリン化物の生成を促進する。そして、Ｚｒは、Ｓと反応してＺｒＳを形成する。このＺｒＳがＲＥＭリン化物の析出核となり、ＲＥＭリン化物を微細に分散させることが可能となる。さらに、溶接時にＺｒＳが再溶解することにより、微細なＲＥＭリン化物がピン止め粒子として作用し、結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、ＨＡＺ靭性が向上することになる。 (T.Zr: zirconium)
Zr forms stable CaZrO ₃ together with Ca described later, lowers the oxygen concentration in steel, and promotes the production of REM phosphide. Then, Zr reacts with S to form ZrS. This ZrS becomes a precipitation nucleus of the REM phosphide, and the REM phosphide can be finely dispersed. Further, when ZrS is redissolved during welding, fine REM phosphide acts as pinning particles and suppresses coarsening of crystal grains. This will improve HAZ toughness.

ｔ．Ｚｒの上限及び下限は、以下の（１）式で規定される。
（１）式：９１．２／４８×［ｔ．Ｏ］＋９１．２／６４×［ｔ．Ｓ］≦［ｔ．Ｚｒ］≦９１．２／４８×［ｔ．Ｏ］＋１．６×［ｔ．Ｓ］
ここで、ｔ．Ｚｒの上限及び下限を（１）式で規定した理由について、図１及び図２のＳ－Ｚｒ二元状態図を用いて説明する。なお、図２においては、温度を（℃）で表示し、濃度を（ｍａｓｓ％）で表示している。 t. The upper limit and the lower limit of Zr are defined by the following equation (1).
Equation (1): 91.2 / 48 × [t. O] + 91.2 / 64 × [t. S] ≤ [t. Zr] ≦ 91.2 / 48 × [t. O] +1.6 × [t. S]
Here, t. The reason why the upper limit and the lower limit of Zr are defined by the equation (1) will be described with reference to the S-Zr binary phase diagram of FIGS. 1 and 2. In FIG. 2, the temperature is indicated by (° C.) and the concentration is indicated by (mass%).

ｔ．Ｚｒの下限は、「ＣａＺｒＯ_３としてＯを固定するために必要なＺｒ量」＋「ＺｒＳを生成するために最低限必要なＺｒ量」となる。すなわち、図１及び図２に示すように、ＺｒとＳの質量比Ｚｒ／Ｓが１．４２５（９１．２／６４）よりも少ないと、ＺｒＳが生成せずに、ＺｒＳ_２が生成することになる。このため、（１）式では、ＺｒＳを生成するために最低限必要なＺｒ量を９１．２／６４×［ｔ．Ｓ］としている。 t. The lower limit of Zr is "the amount of Zr required to fix O as CaZrO ₃ " + "the minimum amount of Zr required to generate ZrS". That is, as shown in FIGS. 1 and 2, when the mass ratio Zr / S of Zr and S is less than 1.425 (91.2 / 64), ZrS ₂ is generated instead of ZrS. become. Therefore, in the equation (1), the minimum amount of Zr required to generate ZrS is 91.2 / 64 × [t. S].

ｔ．Ｚｒの上限は、「ＣａＺｒＯ_３としてＯを固定するために必要なＺｒ量」＋「１３９０℃で再溶融するＺｒＳを形成するためのＺｒ量」となる。すなわち、図１及び図２に示すように、ＺｒとＳの質量比Ｚｒ／Ｓを１．６以下とすることで、溶鋼温度が低下して凝固が進行すると共にＺｒＳが生成し、その生成量が増えて行き、最終的にはＺｒＳの表面（凝固鋼との界面）は融点が１３９０℃の共晶組織となる。このため、このＺｒＳを含む鋳片が再加熱されて１３９０℃以上になると、少なくとも共晶組織部分が溶解することになる。この共晶組織部分が大入熱溶接時に再溶解し、ＲＥＭリン化物と分離するために、ＲＥＭリン化物がピン止め粒子としてＨＡＺ靭性改善機能を発揮するようになる。このため、（１）式では、１３９０℃で再溶融する共晶組織を含むＺｒＳを形成するためのＺｒ量を、１．６×［ｔ．Ｓ］としている。 t. The upper limit of Zr is "the amount of Zr required to fix O as CaZrO ₃ " + "the amount of Zr to form ZrS remelted at 1390 ° C.". That is, as shown in FIGS. 1 and 2, by setting the mass ratio Zr / S of Zr and S to 1.6 or less, the molten steel temperature is lowered, solidification progresses, and ZrS is generated, and the amount thereof is produced. Finally, the surface of ZrS (the interface with the solidified steel) becomes a eutectic structure having a melting point of 1390 ° C. Therefore, when the slab containing ZrS is reheated to 1390 ° C. or higher, at least the eutectic structure portion is melted. Since this eutectic structure portion is redissolved during high heat welding and separated from the REM phosphide, the REM phosphide exhibits the HAZ toughness improving function as pinning particles. Therefore, in the formula (1), the amount of Zr for forming ZrS containing the eutectic structure remelted at 1390 ° C. is 1.6 × [t. S].

（ｔ．Ｃａ：カルシウム）
Ｃａは、Ｚｒとともに安定なＣａＺｒＯ_３を形成し、鋼中の酸素濃度を低下させ、ＲＥＭリン化物の生成を促進する。
Ｃａの含有量が少ないと、ＣａＺｒＯ_３を形成した後にもＺｒＯ_２が残存してしまい、ＲＥＭ添加時にＲＥＭがＺｒＯ_２を還元することでＲＥＭ_２Ｏ_３が形成される。これにより、ＲＥＭが消費され、ＲＥＭリン化物を十分に生成することができなくなる。また、このＲＥＭ_２Ｏ_３によりノズルの閉塞が発生しやすくなる。
一方、Ｃａの含有量が多いと、ＣａＯが生成することになり、このＣａＯと耐火物のＡｌ_２Ｏ_３と反応して液相介在物が形成され、凝固時に粗大な介在物となり、靭性を低下させるおそれがある。 (T.Ca: calcium)
Ca forms stable CaZrO ₃ with Zr, lowers the oxygen concentration in the steel and promotes the formation of REM phosphide.
If the Ca content is low, ZrO ₂ remains even after CaZrO ₃ is formed, and REM reduces ZrO ₂ when REM is added to form REM ₂ O ₃ . As a result, REM is consumed and REM phosphide cannot be sufficiently produced. Further, the REM ₂ O ₃ makes it easy for the nozzle to be blocked.
On the other hand, if the Ca content is high, CaO will be generated, and this CaO reacts with Al ₂ O ₃ of the refractory to form liquid phase inclusions, which become coarse inclusions during solidification and increase toughness. May reduce.

ここで、ｔ．Ｃａの上限及び下限は、以下の（２）式で規定される。
（２）式：４０／４８×［ｔ．Ｏ］≦［ｔ．Ｃａ］≦４０／１６×［ｔ．Ｏ］
ｔ．Ｃａの下限は、「ＣａＺｒＯ_３を形成するために必要なＣａ量」となる。ｔ．Ｃａの下限を上述のように規定することで、ＺｒＯ_２の残存を防止でき、ＲＥＭリン化物の生成を促進することができる。
ｔ．Ｃａの上限は、「耐火物と反応して粗大なカルシウムアルミネートが生成しないＣａ量」となる。ｔ．Ｃａの上限を上述のように規定することで、耐火物と反応して粗大な液相介在物の生成を防止でき、靭性の低下を防止することができる。 Here, t. The upper and lower limits of Ca are defined by the following equation (2).
Equation (2): 40/48 × [t. O] ≤ [t. Ca] ≦ 40/16 × [t. O]
t. The lower limit of Ca is "the amount of Ca required to form CaZrO ₃ ". t. By defining the lower limit of Ca as described above, the residual ZrO ₂ can be prevented and the production of REM phosphide can be promoted.
t. The upper limit of Ca is "the amount of Ca that reacts with the refractory and does not produce coarse calcium aluminate". t. By defining the upper limit of Ca as described above, it is possible to prevent the formation of coarse liquid phase inclusions by reacting with the refractory and prevent the deterioration of toughness.

（ｔ．ＲＥＭ：希土類元素）
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、およびＬａからＬｕまでのランタノイドを含む総称である。ＲＥＭは、ＲＥＭリン化物を形成し、Ｐによる靭性低下を防止する。そして、微細なＲＥＭリン化物を分散させることで、ピン止め粒子として作用し、溶接時の加熱の際に結晶粒が粗大化することを抑制でき、ＨＡＺ靭性を向上させる。 (T.REM: rare earth element)
REM is a generic term that includes Sc, Y, and lanthanoids from La to Lu. REM forms REM phosphide and prevents the decrease in toughness due to P. By dispersing the fine REM phosphide, it acts as pinning particles, suppresses the coarsening of crystal grains during heating during welding, and improves HAZ toughness.

ここで、ｔ．ＲＥＭの上限及び下限は、以下の（３）式で規定される。
（３）式：１４０／３２×（［ｔ．Ｓ］－３２／９１．２×［ｔ．Ｚｒ］）＋０．００５≦［ｔ．ＲＥＭ］≦１４０／３２×（［ｔ．Ｓ］－３２／９１．２×［ｔ．Ｚｒ］）＋０．０３０
なお、ＲＥＭを添加する場合、主にミッシュメタルを用いており、ＲＥＭとしてＬａ、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄが主成分となるため、ＲＥＭの原子量を１４０として、（３）式を規定している。 Here, t. The upper and lower limits of REM are defined by the following equation (3).
Equation (3): 140/32 × ([t.S] −32 / 91.2 × [t.Zr]) + 0.005 ≦ [t. REM] ≤140 / 32x ([t.S] -32 / 91.2x [t.Zr]) +0.030
When REM is added, mischmetal is mainly used, and La, Ce, Pr, and Nd are the main components of REM. Therefore, the atomic weight of REM is 140, and the formula (3) is specified.

ｔ．ＲＥＭの下限は、「Ｚｒで固定されずに残存したＳによって消費されるＲＥＭ量」＋「ＲＥＭリン化物を生成するために必要なＲＥＭ量（０．００５％）」である。ｔ．ＲＥＭの下限を上述のように規定することで、ＲＥＭリン化物を十分に形成することができ、ピン止め粒子として活用することができる。
ｔ．ＲＥＭの上限は、「Ｚｒで固定されずに残存したＳによって消費されるＲＥＭ量」＋「粗大なＲＥＭリン化物の生成を抑制するためのＲＥＭ量（０．０３％）」である。ｔ．ＲＥＭの上限を上述のように規定することで、粗大なＲＥＭリン化物の生成を抑制して、靭性の劣化を抑えることができる。 t. The lower limit of REM is "the amount of REM consumed by S remaining unfixed by Zr" + "the amount of REM required to produce REM phosphide (0.005%)". t. By defining the lower limit of REM as described above, REM phosphide can be sufficiently formed and can be utilized as pinning particles.
t. The upper limit of REM is "the amount of REM consumed by S remaining unfixed by Zr" + "the amount of REM for suppressing the formation of coarse REM phosphide (0.03%)". t. By defining the upper limit of REM as described above, it is possible to suppress the formation of coarse REM phosphide and suppress the deterioration of toughness.

（ＲＥＭリン化物）
本実施形態である炭素鋼鋳片においては、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が生成することになる。ここで、各種化合物とＲＥＭリン化物（ＣｅＰ）との格子不整合度を表１に示す。なお、格子不整合度は、turnbull and Vonnegutによる理論に基づいて算出した。 (REM phosphide)
In the carbon steel slab of the present embodiment, a REM phosphide is produced with ZrS as a precipitation nucleus. Here, Table 1 shows the lattice mismatch between various compounds and REM phosphide (CeP). The lattice mismatch was calculated based on the theory of turnbull and Vonnegut.

表１から、ＲＥＭリン化物（ＣｅＰ）との格子不整合度が小さい化合物としては、ＺｒＳ，ＣａＳ、ＣｅＳ等が挙げられる。ここで、ＣａＳ及びＣｅＳは、溶接時に加熱しても再溶解しないため、溶接時にＲＥＭリン化物をピン止め粒子として作用させることができないおそれがある。このため、本実施形態では、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物を析出させている。 From Table 1, examples of the compound having a small lattice mismatch with the REM phosphide (CeP) include ZrS, CaS, and CeS. Here, since CaS and CeS do not redissolve even when heated during welding, there is a possibility that the REM phosphide cannot act as pinning particles during welding. Therefore, in the present embodiment, the REM phosphide is precipitated using ZrS as a precipitation nucleus.

（円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＲＥＭリン化物の個数密度）
本実施形態の炭素鋼鋳片においては、上述のようにＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が生成している。この状態において、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下のＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上であることにより、溶接時に加熱した際に、ＺｒＳが再溶融して微細なＲＥＭリン化物が分散することになり、ＲＥＭリン化物をピン止め粒子として活用することが可能となる。 (Number density of REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less)
In the carbon steel slab of the present embodiment, a REM phosphide is produced with ZrS as a precipitation nucleus as described above. In this state, since the number density of REM phosphide having a circle equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 pieces / mm ² or more, ZrS is remelted and fine particles when heated during welding. The REM phosphide will be dispersed, and the REM phosphide can be utilized as pinning particles.

（円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度）
粗大な介在物が存在すると、靭性が低下してしまうとともに、粗大介在物に起因した欠陥が発生するおそれがある。
このため、本実施形態では、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度を５個／ｍｍ^２以下に制限している。 (Number of inclusions with a diameter equivalent to a circle exceeding 10 μm)
The presence of coarse inclusions reduces toughness and may cause defects due to the coarse inclusions.
Therefore, in the present embodiment, the number density of inclusions having a circle-equivalent diameter of more than 10 μm is limited to 5 pieces / mm ² or less.

＜炭素鋼鋳片の製造方法＞
次に、本実施形態である炭素鋼鋳片の製造方法について、図３及び図４を参照しつつ説明する。 <Manufacturing method of carbon steel slab>
Next, the method for manufacturing the carbon steel slab according to the present embodiment will be described with reference to FIGS. 3 and 4.

（溶製工程Ｓ０１）
まず、質量％で、Ｃ；０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ；０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ；０．０１％以上３．０％以下、Ｐ；０．００３０％以上０．０４０％以下、Ａｌ；０．０１％以上１．５％以下、ｔ．Ｓ；０．００１０％以上０．００７０％以下、ｔ．Ｔｉ；０．００５％以上０．０２％以下、ｔ．Ｏ；０．０００５％以上０．００４％以下、ｔ．Ｎ；０．０００１％以上０．０１％以下、を含む溶鋼を溶製する。 (Melting process S01)
First, in terms of mass%, C; 0.03% or more and 0.12% or less, Si; 0.01% or more and 1.5% or less, Mn; 0.01% or more and 3.0% or less, P; 0.0030. % Or more and 0.040% or less, Al; 0.01% or more and 1.5% or less, t. S; 0.0010% or more and 0.0070% or less, t. Ti; 0.005% or more and 0.02% or less, t. O; 0.0005% or more and 0.004% or less, t. N; Molten steel containing 0.0001% or more and 0.01% or less is melted.

（Ｚｒ及びＣａ添加工程Ｓ０２）
次に、上述の溶鋼にＺｒとＣａを添加する。このときのＺｒの添加量は、上述の（１）式を満足するように、ｔ．Ｏ及びｔ．Ｓに応じて設定する。添加したＺｒと溶鋼中のＯ及びＳが反応し、溶鋼中にＺｒＯ_２及びＺｒＳが形成されることになる。
また、Ｃａの添加量は、上述の（２）式を満足するように、Ｚｒ添加量を設定した時と同じようにｔ．Ｏに応じて設定する。ＺｒとＣａとＯが反応し、安定なＣａＺｒＯ_３が形成される。これにより、ＺｒＯ_２は溶鋼中に残存しなくなる。
ｔ．Ｏの濃度は、Ｚｒ及びＣａ添加前の溶鋼からサンプルを採取して迅速分析計を用いて測定すると正確に把握できるが、同一の設備を用いて同様な精錬処理を施した溶鋼中のｔ．Ｏを予め調べておくことでも本発明の実施は可能であり、その効果を享受することができる。ｔ．Ｓの濃度は、Ｚｒ及びＣａ添加前の溶鋼からサンプルを採取して、通常の方法で分析すればよい。
なお、Ｚｒより先にＣａを添加すると、Ｃａが粗大な液相介在物であるカルシウムアルミネートを生成するおそれがあるため、Ｚｒを添加した後にＣａを添加する方がより好ましい。 (Zr and Ca addition step S02)
Next, Zr and Ca are added to the above-mentioned molten steel. The amount of Zr added at this time was determined to satisfy the above-mentioned equation (1). O and t. Set according to S. The added Zr reacts with O and S in the molten steel to form ZrO ₂ and ZrS in the molten steel.
Further, the amount of Ca added is the same as when the amount of Zr added is set so as to satisfy the above-mentioned equation (2). Set according to O. Zr, Ca and O react to form stable CaZrO ₃ . As a result, ZrO ₂ does not remain in the molten steel.
t. The concentration of O can be accurately grasped by taking a sample from the molten steel before addition of Zr and Ca and measuring it using a rapid analyzer. It is possible to carry out the present invention by examining O in advance, and the effect can be enjoyed. t. The concentration of S may be analyzed by a usual method by taking a sample from molten steel before addition of Zr and Ca.
If Ca is added before Zr, Ca may form calcium aluminate, which is a coarse liquid phase inclusion. Therefore, it is more preferable to add Ca after adding Zr.

（ＲＥＭ添加工程Ｓ０３）
次に、Ｚｒ及びＣａを添加した溶鋼に対してＲＥＭを添加する。このときのＲＥＭの添加量は、前述の（３）式を満足するように、ｔ．Ｓ及びｔ．Ｚｒに応じて設定する。 (REM addition step S03)
Next, REM is added to the molten steel to which Zr and Ca have been added. The amount of REM added at this time was determined to satisfy the above-mentioned equation (3). S and t. Set according to Zr.

（連続鋳造工程Ｓ０４及び圧下工程Ｓ０５）
次に、上述の溶鋼を連続鋳造装置の鋳型へと注入して炭素鋼鋳片を連続的に鋳造する。この連続鋳造中に、鋳片１/２厚部の温度が１２００℃以上１３９０℃以下の温度範囲で、圧下率１０%以上５０%以下の範囲で圧下する。これにより、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出する。この鋳片１／２厚部の温度は、熱流体解析ソフトを用いて算出することができる。 (Continuous casting process S04 and reduction process S05)
Next, the above-mentioned molten steel is injected into a mold of a continuous casting apparatus to continuously cast carbon steel slabs. During this continuous casting, the temperature of the slab 1/2 thick portion is reduced in the temperature range of 1200 ° C. or higher and 1390 ° C. or lower, and the reduction rate is reduced in the range of 10% or more and 50% or less. As a result, the REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus. The temperature of the slab 1/2 thick part can be calculated using thermo-fluid analysis software.

ここで、圧下工程Ｓ０５における鋳片１／２厚部の温度が１２００℃未満にまで低下してしまった後では、靭性が低下しやすい鋳片１／２厚部に対して十分に歪を加えることができず、ＲＥＭリン化物を十分に生成させることができないおそれがある。一方、圧下工程Ｓ０５における鋳片１／２厚部の温度が１３９０℃を超えた状態では、ＺｒＳが共晶を生成する温度まで至っていないために、ＲＥＭリン化物の析出核となるＺｒＳの生成数が不十分となり、ＲＥＭリン化物を十分に生成させることができないおそれがある。そのほか、ＲＥＭリン化物の析出核となったＺｒＳも、共晶ではないために、析出させたＲＥＭリン化物を溶接時のピン止め粒子として十分に活用できないおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、圧下工程Ｓ０５における鋳片１／２厚部の温度を１２００℃以上１３９０℃以下の範囲内に設定している。
また、圧下工程Ｓ０５における圧下率が１０％未満では、鋳片に対して十分な歪を与えることができず、ＲＥＭリン化物を十分に生成することができないおそれがある。一方、圧下工程Ｓ０５における圧下率が５０％を超えると、圧下時に鋳片に割れが発生するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、圧下工程Ｓ０５における圧下率を１０％以上５０％以下の範囲内に設定している。 Here, after the temperature of the slab 1/2 thick portion in the reduction step S05 has dropped to less than 1200 ° C., sufficient strain is applied to the slab 1/2 thick portion whose toughness tends to decrease. This may not be possible and sufficient REM phosphide may not be produced. On the other hand, when the temperature of the 1/2 thick part of the slab in the reduction step S05 exceeds 1390 ° C., the temperature at which ZrS forms eutectics has not been reached, so that the number of ZrS produced as the precipitation core of the REM phosphide is formed. Is insufficient, and there is a possibility that REM phosphide cannot be sufficiently produced. In addition, since ZrS, which is the precipitation nucleus of the REM phosphide, is not eutectic, there is a possibility that the precipitated REM phosphide cannot be fully utilized as pinning particles at the time of welding.
From the above, in the present embodiment, the temperature of the slab 1/2 thick portion in the reduction step S05 is set within the range of 1200 ° C. or higher and 1390 ° C. or lower.
Further, if the reduction rate in the reduction step S05 is less than 10%, sufficient strain cannot be given to the slab, and there is a possibility that REM phosphide cannot be sufficiently produced. On the other hand, if the reduction rate in the reduction step S05 exceeds 50%, cracks may occur in the slab during reduction.
From the above, in the present embodiment, the reduction rate in the reduction step S05 is set within the range of 10% or more and 50% or less.

以上のような工程により、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出しており、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上とされ、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２未満とされた本実施形態である炭素鋼鋳片が製造される。
この炭素鋼鋳片は、圧延等によって鋼材とされ、溶接等が行われる。溶接時に入熱され、熱影響部が形成される。 Through the above steps, REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus, and the number density of REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 / mm ² or more. , The carbon steel slab according to the present embodiment in which the number density of inclusions having a diameter equivalent to a circle of more than 10 μm is less than 5 pieces / mm ² is produced.
This carbon steel slab is made into a steel material by rolling or the like, and is welded or the like. Heat is applied during welding to form a heat-affected zone.

ここで、溶鋼、凝固後の鋳片、凝固後圧下時及び、溶接時における介在物の形態について、図４を参照して説明する。なお、図４（ａ）は溶鋼中、（ｂ）は連続鋳造機内で完全凝固後、かつ、圧下前、（ｃ）は連続鋳造機内で完全凝固後、かつ、圧下後、（ｄ）は製品の溶接時における介在物の形態を、ＺｒＳとそれを析出核として析出するＲＥＭリン化物に関して示すものである。 Here, the morphology of molten steel, slabs after solidification, reduction after solidification, and inclusions during welding will be described with reference to FIG. 4 (a) is in molten steel, (b) is after complete solidification in a continuous casting machine and before reduction, (c) is after complete solidification in a continuous casting machine and after reduction, and (d) is a product. The morphology of inclusions during welding is shown with respect to ZrS and the REM phosphide that precipitates with it as a precipitate nuclei.

図４（ａ）に示すように、溶鋼中（概ね１５００℃以上）においては、添加したＺｒと溶鋼中のＳとが反応し、ＺｒＳが生成する。
凝固後、かつ、圧下前（固相線温度以下で圧下時前の温度）には、図４（ｂ）に示すように、ＺｒＳが鋳片中に分散している。
凝固後の圧下時（１３９０℃から１２００℃の範囲）には、図４（ｃ）に示すように、ＺｒＳを析出核として、ＲＥＭリン化物が析出する。
すなわち、炭素鋼鋳片においては、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出した状態とされている。 As shown in FIG. 4A, in molten steel (generally 1500 ° C. or higher), the added Zr reacts with S in the molten steel to generate ZrS.
After solidification and before reduction (the temperature below the solidus line temperature and before reduction), ZrS is dispersed in the slab as shown in FIG. 4 (b).
At the time of reduction after solidification (range from 1390 ° C to 1200 ° C), as shown in FIG. 4 (c), REM phosphide is precipitated with ZrS as a precipitation nucleus.
That is, in the carbon steel slab, the REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus.

そして、鋳片を圧延して厚板鋼材等とする際には１３９０℃まで至らないため、厚板鋼材等が溶接時に１３９０℃以上に加熱されるまでは、図４（ｃ）に示した状態が維持される。しかし、溶接時に加熱されると、１３９０℃以上になった部分では、存在しているＺｒＳの溶融点に応じて図４（ｄ）に示すように、ＺｒＳの少なくとも一部が再溶融し、微細なＲＥＭリン化物が分散することになる。このＲＥＭリン化物がピン止め粒子として作用することにより、溶接時の加熱過程における結晶粒の粗大化が抑制され、ＨＡＺ靭性が向上することになる。 When the slab is rolled into a thick plate steel or the like, the temperature does not reach 1390 ° C. Therefore, the state shown in FIG. 4C is until the thick plate steel or the like is heated to 1390 ° C or higher at the time of welding. Is maintained. However, when heated at the time of welding, at least a part of ZrS is remelted and finely formed in the portion where the temperature becomes 1390 ° C. or higher, as shown in FIG. 4 (d), depending on the existing melting point of ZrS. REM phosphide will be dispersed. By acting as pinning particles, this REM phosphide suppresses the coarsening of crystal grains in the heating process during welding, and the HAZ toughness is improved.

以上のような構成とされた本実施形態である炭素鋼鋳片によれば、ｔ．Ｚｒを、ｔ．Ｏ，ｔ．Ｓに応じて、上述の（１）式を満足する範囲となるように、含有しているので、ＲＥＭリン化物の析出核となるとともに溶接時に再溶融するＺｒＳを十分に生成することが可能となる。
また、ｔ．Ｃａを、ｔ．Ｏに応じて、上述の（２）式を満足する範囲となるように、含有しているので、安定なＣａＺｒＯ_３を形成し、ＺｒＯ_２を消滅させるために、ＲＥＭリン化物の生成を促進するとともに、ＣａＯとＡｌ_２Ｏ_３とを含む液相介在物の生成を抑制することができる。
さらに、ｔ．ＲＥＭを、ｔ．Ｓ，ｔ．Ｚｒに応じて、上述の（３）式を満足する範囲となるように含有しているので、微細なＲＥＭリン化物を生成することができる。
したがって、炭素鋼鋳片の状態ではＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出しており、溶接時の加熱過程においてＺｒＳの少なくとも一部が再溶融し、微細なＲＥＭリン化物が分散することになる。 According to the carbon steel slab according to the present embodiment having the above configuration, t. Zr is referred to as t. O, t. Since it is contained so as to satisfy the above-mentioned equation (1) according to S, it is possible to sufficiently generate ZrS which becomes a precipitation nucleus of REM phosphide and remelts at the time of welding. Become.
In addition, t. Ca was added to t. Since it is contained so as to satisfy the above-mentioned equation (2) according to O, stable CaZrO ₃ is formed and ZrO ₂ is eliminated in order to promote the production of REM phosphide. At the same time, the formation of liquid phase inclusions containing CaO and Al ₂ O ₃ can be suppressed.
Furthermore, t. REM, t. S, t. Since it is contained so as to satisfy the above-mentioned equation (3) according to Zr, a fine REM phosphide can be produced.
Therefore, in the state of carbon steel slabs, REM phosphide is precipitated with ZrS as a precipitation core, and at least a part of ZrS is remelted in the heating process during welding, and fine REM phosphide is dispersed. ..

そして、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出した状態で、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上とされているので、溶接時の加熱過程においてＺｒＳが再溶融し、サブミクロンオーダーのＲＥＭリン化物が均一に分散することになり、ＲＥＭリン化物をピン止め粒子として活用することができる。よって、溶接時に結晶粒が粗大化することを抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させることができる。
また、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２未満に抑えられているので、粗大な介在物に起因する靭性の低下を抑制することができる。 Then, in a state where the REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus, the number density of the REM phosphide having a circle equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 pieces / mm ² or more, so that welding is performed. In the heating process of the time, ZrS is remelted and the submicron order REM phosphide is uniformly dispersed, so that the REM phosphide can be utilized as pinning particles. Therefore, it is possible to suppress the coarsening of crystal grains during welding and improve the HAZ toughness.
Further, since the number density of inclusions having a diameter equivalent to a circle of more than 10 μm is suppressed to less than 5 pieces / mm ² , the decrease in toughness caused by the coarse inclusions can be suppressed.

また、本実施形態に係る炭素鋼鋳片の製造方法によれば、Ｚｒ及びＣａ添加工程Ｓ０２において、ｔ．Ｃａ，ｔ．Ｚｒ，ｔ．ＲＥＭを除く元素の溶鋼中の含有量を調整した溶鋼に対して、上記（１）式を満足するようにＺｒを添加しているので、添加したＺｒが溶鋼中のＯ及びＳと反応し、溶鋼中においてＺｒＯ_２及びＺｒＳを生成する。
さらに、Ｚｒ及びＣａ添加工程Ｓ０２において、上記（２）式を満足するようにＣａを添加しているので、ＺｒとＣａとＯが反応し、安定なＣａＺｒＯ_３が形成されるとともに、ＺｒＯ_２を消滅させることができる。
次に、ＲＥＭ添加工程Ｓ０３において、安定なＣａＺｒＯ_３が形成された溶鋼に対して、上記（３）式を満足するようにＲＥＭを添加しているので、ＲＥＭが酸素によって消費されることが無く、ＲＥＭリン化物を生成するためのＲＥＭが確保されることになる。
そして、連続鋳造工程Ｓ０４の冷却過程において、鋳片の圧下を行う圧下工程Ｓ０５を備えているので、鋳片に歪が加わり、ＲＥＭリン化物が生成される。ここで、ＺｒＳとＲＥＭリン化物の格子整合性が高いことから、ＲＥＭリン化物はＺｒＳを析出核として析出することになる。 Further, according to the method for producing carbon steel slabs according to the present embodiment, in the Zr and Ca addition step S02, t. Ca, t. Zr, t. Since Zr is added to the molten steel in which the content of the elements other than REM in the molten steel is adjusted so as to satisfy the above formula (1), the added Zr reacts with O and S in the molten steel. ZrO ₂ and ZrS are produced in molten steel.
Further, in the Zr and Ca addition step S02, Ca is added so as to satisfy the above equation (2), so that Zr, Ca and O react with each other to form stable CaZrO ₃ and ZrO ₂ . It can be extinguished.
Next, in the REM addition step S03, the REM is added to the molten steel on which the stable CaZrO ₃ is formed so as to satisfy the above equation (3), so that the REM is not consumed by oxygen. , REM for producing REM phosphide will be secured.
Since the reduction step S05 for reducing the slab is provided in the cooling process of the continuous casting step S04, strain is applied to the slab and a REM phosphide is generated. Here, since the lattice consistency between ZrS and the REM phosphide is high, the REM phosphide precipitates with ZrS as a precipitation nucleus.

そして、圧下工程Ｓ０５を実施する際の鋳片１／２厚部の温度が１２００℃以上とされているので、靭性が低下しやすい１／２厚部に対して十分に歪を加えることができ、ＲＥＭリン化物を生成させることが可能となる。一方、圧下工程Ｓ０５を実施する際の鋳片１／２厚部の温度が１３９０℃以下とされているので、ＲＥＭリン化物の析出核となるＺｒＳの個数が確保され、ＲＥＭリン化物を十分に生成させることができる。
また、圧下工程Ｓ０５における圧下率が１０％以上とされているので、鋳片に対して十分な歪を与えることができ、ＲＥＭリン化物を生成することができる。一方、圧下工程Ｓ０５における圧下率が５０％以下とされているので、圧下時に鋳片における割れの発生を抑制することができる。 Since the temperature of the 1/2 thick part of the slab when the reduction step S05 is carried out is 1200 ° C. or higher, sufficient strain can be applied to the 1/2 thick part whose toughness tends to decrease. , REM phosphide can be produced. On the other hand, since the temperature of the slab 1/2 thick part when the reduction step S05 is carried out is 1390 ° C. or less, the number of ZrS which is the precipitation core of the REM phosphide is secured, and the REM phosphide is sufficiently produced. Can be generated.
Further, since the reduction rate in the reduction step S05 is 10% or more, sufficient strain can be given to the slab and a REM phosphide can be produced. On the other hand, since the reduction rate in the reduction step S05 is 50% or less, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the slab during reduction.

以上により、ＺｒＳを析出核としてＲＥＭリン化物が析出しており、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＲＥＭリン化物の個数密度が２００個／ｍｍ^２以上、かつ、円相当直径が１０μｍを超える介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２未満とされた炭素鋼鋳片を製造することが可能となる。 As a result, the REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus, and the number density of the REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 pieces / mm ² or more and the circle-equivalent diameter. It is possible to produce carbon steel slabs having a density of inclusions exceeding 10 μm and having a density of less than 5 pieces / mm ² .

以上、本発明の実施形態である炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法について具体的に説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。 Although the carbon steel slab and the method for producing the carbon steel slab according to the embodiment of the present invention have been specifically described above, the present invention is not limited to this and does not deviate from the technical idea of the invention. It can be changed as appropriate within the range.

例えば、本発明の炭素鋼鋳片は、添加元素として、さらに、質量％で、Ｃｒ；０．００１％以上２．０％以下、Ｎｉ；０．００１％以上２．０％以下、Ｃｕ；０．００１％以上２．０％以下、Ｎｂ；０．００１％以上０．２％以下、Ｖ；０．００１％以上１．０％以下、Ｗ；０．００１％以上１．０％以下、Ａｓ；０．０００１％以上０．５％以下、Ｃｏ；０．０００１％以上１．０％以下、Ｓｎ；０．０００１％以上０．２％以下、Ｐｂ；０．０００１％以上０．２％以下、Ｙ；０．０００１％以上０．２％以下、Ｈｆ；０．０００１％以上０．２％以下、Ｍｇ；０．０００３％以上０．００２％以下、からなる群から選択される一種又は二種以上を含んでいてもよい。 For example, the carbon steel slab of the present invention further contains Cr; 0.001% or more and 2.0% or less, Ni; 0.001% or more and 2.0% or less, Cu; 0 in mass% as an additive element. .001% or more and 2.0% or less, Nb; 0.001% or more and 0.2% or less, V; 0.001% or more and 1.0% or less, W; 0.001% or more and 1.0% or less, As 0.0001% or more and 0.5% or less, Co; 0.0001% or more and 1.0% or less, Sn; 0.0001% or more and 0.2% or less, Pb; 0.0001% or more and 0.2% or less , Y; 0.0001% or more and 0.2% or less, Hf; 0.0001% or more and 0.2% or less, Mg; 0.0003% or more and 0.002% or less, one or two selected from the group. It may contain more than a seed.

これらの元素は、いずれも炭素鋼の特性の向上のために必要に応じて含有させるものであって、本発明の基本的な特徴であるＲＥＭリン化物を安定して微細に生成させてピン止め粒子として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させるという作用効果に関して、影響を及ぼすものでは無い。 All of these elements are contained as needed to improve the characteristics of carbon steel, and the REM phosphide, which is the basic feature of the present invention, is stably and finely produced and pinned. It does not affect the action and effect of utilizing it as particles and improving HAZ toughness.

Ｃｒは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。この効果を得るために、鋼中にＣｒを０．０１％以上添加することがある。しかし、Ｃｒを多量に含有させると強度と延性とのバランスが劣化するので、上限は２．０％である。なお、Ｃｒ濃度の下限は、スクラップ等からの混入の影響もあって０．００１％である。
ＮｉおよびＣｕは、焼入れ性を向上させて鋼の強度を高める元素で、いずれも０．００１％～２．０％の範囲で必要に応じて鋼中に含有させることができる。 Cr can be contained in the steel, if necessary, in order to further secure the strength of the steel sheet. In order to obtain this effect, Cr may be added in an amount of 0.01% or more in the steel. However, if a large amount of Cr is contained, the balance between strength and ductility deteriorates, so the upper limit is 2.0%. The lower limit of the Cr concentration is 0.001% due to the influence of mixing from scrap and the like.
Ni and Cu are elements that improve hardenability and increase the strength of steel, and both can be contained in steel in the range of 0.001% to 2.0% as needed.

Ｎｂ，Ｖ，Ｗは、Ｃ又はＮと、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して、母材組織の細粒化を促進し、靭性を向上させる元素である。そのために、鋼中にＮｂを０．０１％以上添加しても良い。しかし、多量のＮｂを添加してこのＮｂ濃度が０．２％を超えても、母材の組織細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなるだけなので、上限は０．２％である。なお、Ｎｂ濃度の下限は、スクラップ等からの混入の影響もあって０．００１％である。同様に、Ｖ，Ｗは、０．０１％～１．０％の範囲で添加しても良い。これらの元素も、濃度の下限は０．００１％である。 Nb, V, W are elements that form carbides, nitrides, and carbonitrides with C or N to promote fine graining of the base metal structure and improve toughness. Therefore, 0.01% or more of Nb may be added to the steel. However, even if a large amount of Nb is added and this Nb concentration exceeds 0.2%, the effect of microstructural granulation of the base metal is saturated and the manufacturing cost is only increased, so the upper limit is 0.2%. be. The lower limit of the Nb concentration is 0.001% due to the influence of mixing from scrap and the like. Similarly, V and W may be added in the range of 0.01% to 1.0%. The lower limit of the concentration of these elements is 0.001%.

さらに、原料としてスクラップ等を用いた場合には、不可避的にＡｓ，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｙ，Ｈｆが混入することがある。これらの元素が、鋼板の機械的特性等に悪影響を及ぼさないためには、次のように各元素の濃度を制限することが好ましい。Ａｓ濃度の上限は０．５％であり、Ｃｏ濃度の上限は１．０％である。また、Ｓｎ，Ｐｂ，Ｙ，Ｈｆの濃度の上限は、いずれも０．２％である。なお、これらの元素の濃度下限は、いずれも０．０００１％である。 Further, when scrap or the like is used as a raw material, As, Co, Sn, Pb, Y, and Hf may be inevitably mixed. In order for these elements not to adversely affect the mechanical properties of the steel sheet, it is preferable to limit the concentration of each element as follows. The upper limit of the As concentration is 0.5%, and the upper limit of the Co concentration is 1.0%. The upper limit of the concentrations of Sn, Pb, Y, and Hf is 0.2%. The lower limit of the concentration of these elements is 0.0001%.

Ｍｇは、Ａｌ_２Ｏ_３のクラスター化を抑制する作用効果を有する。ここで、Ｍｇの含有量が０．０００３％未満では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｍｇの含有量が０．００２％を超えると、Ｍｇが耐火物を溶損するおそれがある。よって、Ｍｇを含む場合には、Ｍｇの含有量を０．０００３％以上０．００２％以下の範囲内とすることが好ましい。 Mg has an action effect of suppressing the clustering of Al ₂ O ₃ . Here, if the Mg content is less than 0.0003%, the above-mentioned effects may not be achieved. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.002%, Mg may melt the refractory. Therefore, when Mg is contained, it is preferable that the Mg content is in the range of 0.0003% or more and 0.002% or less.

以下に、本発明の効果を確認すべく、実施した実験結果について説明する。 The results of experiments carried out in order to confirm the effects of the present invention will be described below.

（実施例１）
表２に記載した溶鋼成分に調整した溶鋼を、垂直曲げ連続鋳造装置を用いて、鋳造幅２０００ｍｍ、鋳片厚み２４０ｍｍの鋳型に鋳造した。記載した本発明例、比較例は、いずれも請求項１に規定した各成分の濃度範囲を満たすものである。 (Example 1)
The molten steel adjusted to the molten steel composition shown in Table 2 was cast into a mold having a casting width of 2000 mm and a slab thickness of 240 mm by using a vertical bending continuous casting apparatus. Both the described examples of the present invention and the comparative examples satisfy the concentration range of each component specified in claim 1.

連続鋳造中の凝固完了後の位置に圧下ロールを設け、表３に示す鋳片１／２厚部の温度および圧下率に制御して圧下を行った。圧下時の鋳片１／２厚部の温度は、鋳造速度を０．５ｍ／分から１．５ｍ／分まで変化させることによって凝固完了位置を変化させて制御した。圧下位置での鋳片１／２厚部の温度は、熱流体解析ソフトＦＬＵＥＮＴを用いて、連続鋳造中の鋳片伝熱シミュレーションにより算出した。なお、あらかじめ鋳片１／２厚部の測温結果と伝熱シミュレーション結果が一致していることを確認している。 A reduction roll was provided at the position after the completion of solidification during continuous casting, and reduction was performed by controlling the temperature and reduction rate of 1/2 thick portion of the slab shown in Table 3. The temperature of the 1/2 thick part of the slab at the time of reduction was controlled by changing the solidification completion position by changing the casting speed from 0.5 m / min to 1.5 m / min. The temperature of the slab 1/2 thick part at the reduced position was calculated by the slab heat transfer simulation during continuous casting using the thermo-fluid analysis software FLUENT. It has been confirmed in advance that the temperature measurement result of the slab 1/2 thick part and the heat transfer simulation result match.

鋳造後、得られた鋳片の１／２厚部から観察試料を採取し、円相当直径が粒径１０μｍを超える介在物の個数密度を算出した。また、ＳＥＭ－ＥＤＳによって組成分析し、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下のＲＥＭリン化物の個数密度を算出した。評価結果を表３に示す。 After casting, an observation sample was taken from a half-thick part of the obtained slab, and the number density of inclusions having a diameter equivalent to a circle exceeding a particle size of 10 μm was calculated. The composition was analyzed by SEM-EDS, and the number density of REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less was calculated. The evaluation results are shown in Table 3.

ＨＡＺ靭性は、突合せ開先をエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）により、入熱量３５ｋＪ／ｍｍで１パス溶接し、板厚１／２部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れて調べた。この際、－２０℃及び－４０℃でそれぞれ３本のシャルピ―衝撃試験を行い、平均の吸収エネルギー値を評価した。評価結果を表３に示す。 The HAZ toughness was examined by performing 1-pass welding of the butt groove by electrogas welding (EGW) with a heat input amount of 35 kJ / mm and making a notch in the HAZ 1 mm away from the molten wire of 1/2 part of the plate thickness. At this time, three Charpy impact tests were performed at −20 ° C. and −40 ° C., respectively, and the average absorbed energy value was evaluated. The evaluation results are shown in Table 3.

圧下率が５％であった比較例１－１では、ＨＡＺの靭性が不十分であった。圧下時の歪が少なくＲＥＭリン化物が十分に生成せず、ピン止め粒子として作用しなかったためと推測される。
圧下率が６０％であった比較例１－２では、鋳片に割れが生じた。このため、その後の評価を中止した。 In Comparative Example 1-1, which had a reduction rate of 5%, the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that the strain during reduction was small and the REM phosphide was not sufficiently generated and did not act as pinning particles.
In Comparative Example 1-2 in which the reduction rate was 60%, cracks occurred in the slab. Therefore, the subsequent evaluation was stopped.

圧下工程における鋳片１／２厚部の温度が１１５２℃であった比較例１－３においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。圧下時に鋳１／２厚部に対して十分に歪を加えることができず、ＲＥＭリン化物が十分に生成せず、ピン止め粒子として作用しなかったためと推測される。
圧下工程における鋳片１／２厚部の温度が１４０４℃であった比較例１－４においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。ＲＥＭリン化物の析出核となるＺｒＳの個数が不足し、ＲＥＭリン化物を十分に生成させることができなかったためと推測される。 In Comparative Example 1-3 in which the temperature of the slab 1/2 thick part in the reduction step was 1152 ° C., the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that the REM phosphide was not sufficiently generated and did not act as pinning particles because the strain could not be sufficiently applied to the cast 1/2 thick part at the time of reduction.
In Comparative Example 1-4 in which the temperature of the slab 1/2 thick part in the reduction step was 1404 ° C., the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that the number of ZrS, which is the precipitation nucleus of the REM phosphide, was insufficient, and the REM phosphide could not be sufficiently produced.

これに対して、圧下工程における鋳片１／２厚部の温度を１２００℃以上１３９０℃以下の範囲とし、かつ、圧下工程における圧下率を１０％以上５０％以下の範囲とした本発明例１－１～１－７においては、いずれもＨＡＺ靭性に優れていた。微細なＲＥＭリン化物が分散しており、このＲＥＭリン化物がピン止め粒子として作用し、溶接時の加熱過程において結晶粒の粗大化を抑制できたためと推測される。 On the other hand, Example 1 of the present invention in which the temperature of the slab 1/2 thick portion in the reduction step is in the range of 1200 ° C. or higher and 1390 ° C. or lower, and the reduction rate in the reduction step is in the range of 10% or more and 50% or less. In -1 to 1-7, HAZ toughness was excellent in each case. It is presumed that fine REM phosphide was dispersed, and this REM phosphide acted as pinning particles, and it was possible to suppress the coarsening of crystal grains during the heating process during welding.

（実施例２）
次に、実施例１の結果に基づいて、炭素鋼鋳片の成分組成の影響について確認実験を行った。
表４に記載された溶鋼成分になるように、図３に示した手順で添加元素を添加して溶鋼を得た。連続鋳造中の冷却過程において、表５に示す条件で鋳片を圧下した。記載した本発明例、比較例は、いずれも請求項３に規定した鋳片の圧下条件の範囲を満たすものである。 (Example 2)
Next, based on the results of Example 1, a confirmation experiment was conducted on the influence of the composition of carbon steel slabs.
An additive element was added according to the procedure shown in FIG. 3 so as to obtain the molten steel components shown in Table 4 to obtain molten steel. In the cooling process during continuous casting, the slab was pressed under the conditions shown in Table 5. Both the described examples of the present invention and the comparative examples satisfy the range of the reduction conditions of the slab specified in claim 3.

鋳造後、得られた鋳片の１／２厚部から観察試料を採取し、実施例１と同様に、円相当直径が粒径１０μｍを超える介在物の個数密度、及び、円相当直径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下のＲＥＭリン化物の個数密度を算出した。評価結果を表５に示す。
また、実施例１と同様の手順で、ＨＡＺ靭性（吸収エネルギー値）を評価した。評価結果を表５に示す。 After casting, an observation sample is collected from a half-thick part of the obtained slab, and the number density of inclusions having a circle-equivalent diameter of more than 10 μm and the circle-equivalent diameter are 0, as in Example 1. The number density of REM phosphide of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less was calculated. The evaluation results are shown in Table 5.
Further, the HAZ toughness (absorbed energy value) was evaluated by the same procedure as in Example 1. The evaluation results are shown in Table 5.

ｔ．Ｚｒを（１）式の下限未満とした比較例２－１においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。析出核となるＺｒＳが形成されなかったために、ＲＥＭリン化物が十分に細かく分散して生成されず、ピン止め粒子として有効に作用しなかったためと推測される。
ｔ．Ｚｒが（１）式の上限を超えた比較例２－２においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。ｔ．Ｚｒの濃度が高過ぎて溶融温度が高いＺｒＳが生成し、ＺｒＳの共晶を生成しなかったために、ＺｒＳが溶接時の加熱過程において再溶融せず、ＲＥＭリン化物がピン止め粒子として有効に作用しなかったためと推測される。また、粗大なＺｒＳが生成し、靭性が低下したためと推測される。 t. In Comparative Example 2-1 in which Zr was less than the lower limit of the formula (1), the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that because ZrS, which is a precipitation nucleus, was not formed, the REM phosphide was not sufficiently finely dispersed and generated, and did not effectively act as pinning particles.
t. In Comparative Example 2-2 in which Zr exceeded the upper limit of the formula (1), the toughness of HAZ was insufficient. t. Since ZrS having a too high concentration of Zr and a high melting temperature was generated and eutectic of ZrS was not generated, ZrS did not remelt during the heating process during welding, and the REM phosphide was effectively used as pinning particles. It is presumed that it did not work. Further, it is presumed that coarse ZrS was generated and the toughness was lowered.

ｔ．Ｃａが（２）式の下限未満であった比較例２－３においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。安定なＣａＺｒＯ_３を形成した後にもＺｒＯ_２が残存し、ＲＥＭがＺｒＯ_２を還元することで消費され、十分にＲＥＭリン化物を生成できなかったためと推測される。
ｔ．Ｃａが（２）式の上限を超えた比較例２－４においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。生成したＣａＯが耐火物のＡｌ_２Ｏ_３と反応して液相介在物となり、粗大な介在物が形成されたためと推測される。 t. In Comparative Example 2-3 in which Ca was less than the lower limit of the formula (2), the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that ZrO ₂ remained even after stable CaZrO ₃ was formed, and REM was consumed by reducing ZrO ₂ , and REM phosphide could not be sufficiently produced.
t. In Comparative Example 2-4 in which Ca exceeded the upper limit of the formula (2), the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that the generated CaO reacted with Al ₂ O ₃ of the refractory to form liquid phase inclusions, and coarse inclusions were formed.

ｔ．ＲＥＭが（３）式の下限未満であった比較例２－５においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。十分にＲＥＭリン化物を生成できなかったためと推測される。
ｔ．ＲＥＭが（３）式の上限を超えた比較例２－６においては、ＨＡＺの靭性が不十分であった。粗大なＲＥＭリン化物が形成されたためと推測される。 t. In Comparative Example 2-5 in which the REM was less than the lower limit of the formula (3), the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that the REM phosphide could not be sufficiently produced.
t. In Comparative Example 2-6 in which the REM exceeded the upper limit of the formula (3), the toughness of HAZ was insufficient. It is presumed that a coarse REM phosphide was formed.

これに対して、ｔ．Ｚｒが（１）式の範囲内、ｔ．Ｃａが（２）式の範囲内、ｔ．ＲＥＭが（３）式の範囲内とされた本発明例２－１～２－１６においては、いずれもＨＡＺ靭性に優れていた。微細なＲＥＭリン化物が分散しており、このＲＥＭリン化物がピン止め粒子として作用し、溶接時の加熱過程において結晶粒の粗大化を抑制できたためと推測される。 On the other hand, t. Zr is within the range of Eq. (1), t. Ca is within the range of Eq. (2), t. In Examples 2-1 to 2-16 of the present invention in which the REM was within the range of the formula (3), all of them were excellent in HAZ toughness. It is presumed that fine REM phosphide was dispersed, and this REM phosphide acted as pinning particles, and it was possible to suppress the coarsening of crystal grains during the heating process during welding.

以上のことから、本発明によれば、ＲＥＭを含有する炭素鋼鋳片において、介在物をピン止め粒子として活用することにより、溶接熱影響部の靭性を向上させることが可能な炭素鋼鋳片、及び、炭素鋼鋳片の製造方法を提供できることが確認された。 From the above, according to the present invention, in the carbon steel slab containing REM, the toughness of the weld heat affected zone can be improved by utilizing the inclusions as pinning particles. , And it was confirmed that a method for producing carbon steel slabs can be provided.

Ｓ０２Ｚｒ及びＣａ添加工程
Ｓ０３ＲＥＭ添加工程
Ｓ０４連続鋳造工程
Ｓ０５圧下工程 S02 Zr and Ca addition process S03 REM addition process S04 Continuous casting process S05 Reduction process

Claims

By mass%,
C; 0.03% or more and 0.12% or less,
Si; 0.01% or more and 1.5% or less,
Mn; 0.01% or more and 3.0% or less,
P; 0.0030% or more and 0.040% or less,
Al; 0.01% or more and 1.5% or less,
t. S; 0.0010% or more and 0.0070% or less,
t. Ti; 0.005% or more and 0.02% or less,
t. O; 0.0005% or more and 0.004% or less,
t. N; 0.0001% or more and 0.01% or less,
As well as containing
t. Ca, t. Zr, t. REM, t. O, t. S, t. Ca, t. Zr, t. The mass% of REM is [t. O], [t. S], [t. Ca], [t. Zr], [t. REM], it is contained within the range satisfying the following formulas (1) to (3), and the balance is composed of iron and impurities.
REM phosphide is precipitated with ZrS as the precipitation nucleus.
The number density of REM phosphide having a circle-equivalent diameter of 0.05 μm or more and 1.0 μm or less is 200 pieces / mm ² or more.
A carbon steel slab having a diameter corresponding to a circle of more than 10 μm and a density of inclusions of less than 5 pieces / mm ² .
Equation (1): 91.2 / 48 × [t. O] + 91.2 / 64 × [t. S] ≤ [t. Zr] ≦ 91.2 / 48 × [t. O] +1.6 × [t. S]
Equation (2): 40/48 × [t. O] ≤ [t. Ca] ≦ 40/16 × [t. O]
Equation (3): 140/32 × ([t.S] −32 / 91.2 × [t.Zr]) + 0.005 ≦ [t. REM] ≤140 / 32x ([t.S] -32 / 91.2x [t.Zr]) +0.030

A method for producing a carbon steel slab for producing the carbon steel slab according to claim 1.
t. Ca, t. Zr, t. A Zr and Ca addition step of adding Zr and Ca to the molten steel after adjusting the content of the elements other than REM in the molten steel within the range according to claim 1, respectively.
A REM addition process of adding REM to molten steel to which Zr and Ca have been added, and a REM addition process.
Continuous casting process of continuous casting using molten steel with REM added,
In the cooling process of the continuous casting process, it is provided with a reduction process of reducing the slab.
In the reduction step, the reduction rate is 10 within the temperature range of 1200 ° C. or higher and 1390 ° C. or lower in the temperature of 1/2 thick part of the slab calculated by the slab heat transfer simulation during continuous casting using thermo-fluid analysis software. A method for producing a carbon steel slab, which comprises a reduction of% or more and 50% or less.