KR101971772B1 - Method of manufacturing steel plate for high-heat input welding - Google Patents

Method of manufacturing steel plate for high-heat input welding Download PDF

Info

Publication number
KR101971772B1
KR101971772B1 KR1020167035571A KR20167035571A KR101971772B1 KR 101971772 B1 KR101971772 B1 KR 101971772B1 KR 1020167035571 A KR1020167035571 A KR 1020167035571A KR 20167035571 A KR20167035571 A KR 20167035571A KR 101971772 B1 KR101971772 B1 KR 101971772B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel
toughness
content
strength
Prior art date
Application number
KR1020167035571A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR20170007815A (en
Inventor
료 아라오
가즈구니 하세
시게루 엔도
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR20170007815A publication Critical patent/KR20170007815A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101971772B1 publication Critical patent/KR101971772B1/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

대입열 용접하에 있어서도 인성 등이 우수한 이음매 특성을 갖는 항복 강도가 460MPa이상의 중간 두께의 비조질 고장력 강판인 대입열 용접용 강판의 제조 방법을 제공하는 것. C：0.03∼0.1%, Si：0.01∼0.1%, Mn：0.8∼2%, P：0.02%이하, S：0.0005∼0.005%, Al：0.005∼0.1%, Nb：0.003∼0.03%, Ti：0.005∼0.05%, Cu：0.1∼0.5%, Ni：0.3∼2%, N：0.003∼0.01%, B：0.0003∼0.0025%, Ca：0.0005∼0.003%, O：0.004%미만을 함유하고, 또한 Ceq：0.38∼0.43, ACR：0∼1을 만족시키는 강 소재를 1050℃이상 1200℃이상으로 가열하고, 압연 종료시의 온도가 Ar3 변태점 온도 이상에서 열간 압연하고, 표면 온도가 (-t×1.5)+400℃이상 또한 (-t×1.5)+620℃이하가 될 때까지 5℃/sec이상에서 수랭한다.A non-tempered high tensile strength steel sheet with intermediate thickness of 460 MPa or more with yield strength excellent in toughness even under high heat welding, and a method for manufacturing the same. 0.003 to 0.03% of Al, 0.003 to 0.03% of Nb, 0.003 to 0.03% of Al, 0.001 to 0.1% of Cr, 0.03 to 0.1% of C, 0.005 to 0.05% of Cu, 0.3 to 2% of Ni, 0.3 to 2% of Ni, 0.003 to 0.01% of N, 0.0003 to 0.0025% of B, 0.0005 to 0.003% of Ca and less than 0.004% of O C eq : 0.38 to 0.43, ACR: 0 to 1 is heated to not less than 1,050 ° C and not less than 1,200 ° C, the temperature at the time of rolling is hot-rolled at a temperature not lower than the Ar 3 transformation point temperature, 1.5) + 400 占 폚 or more and (-t 占 1.5) + 620 占 폚 or less.

Description

대입열 용접용 강판의 제조 방법{METHOD OF MANUFACTURING STEEL PLATE FOR HIGH-HEAT INPUT WELDING}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention [0001] The present invention relates to a method of manufacturing a high-

본 발명은 선박이나 건축·토목 등의 분야에 있어서의 각종 강 구조물에 사용되는 항복 응력이 460MPa이상이고 판 두께가 25㎜이상 50㎜이하의 비조질 고장력 강에 관한 것으로서, 특히 입열량이 200kJ/cm를 넘는 대입열 용접을 실시한 경우에 있어서도 우수한 이음매 특성을 갖는 대입열 용접용 강판의 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a non-tempered high tensile steel having a yield stress of not less than 460 MPa and a plate thickness of not less than 25 mm and not more than 50 mm, which is used for various steel structures in the fields of ships, cm < 2 > or more, even when the heat treatment is performed by over-heat welding at a temperature higher than 200 DEG C / cm.

선박이나 건축·토목 등의 분야에 있어서의 각종 강 구조물에 사용되는 강재는 고강도화나 후육화가 진행되고 있다. 이러한 강재의 고강도화나 후육화에 수반하여, 강재가 용접 시공될 때에는 서브 머지 아크 용접, 일렉트로 가스 용접 및 일렉트로 슬래그 용접 등의 생산 능률이 우수한 대입열 용접이 적용되는 기회가 증가하고 있다.Steels used for various steel structures in the fields of ships, buildings, civil engineering and the like are undergoing high strength and thickening. With the high strength and thickening of such steel materials, when steel is welded, there is an increasing opportunity to apply high heat input welding with excellent production efficiency such as submerged arc welding, electrogas welding, and electroslag welding.

선박이나 건축·토목 등의 분야에 있어서의 각종 강 구조물에 있어서는 모재의 특성에 부가하여, 용접부의 강도나 인성 등의 이음매 특성에도 우수한 것이 요구된다. 그러나, 대입열 용접 후의 용접 열 영향부(이하,「HAZ」라고도 함)는 조직 제어 등에 의해서 제조 공정에서 만들기 곤란하였던 모재의 특성이 열 영향에 의해서 무효화되기 때문에, 인성이 저하하는 것이 알려져 있다. 이에 대해, HAZ의 인성 저하를 억제하기 위해, 각종 대입열 용접용 강이 제안되고 있다.In steel structures such as ships and buildings, civil engineering, etc., steel structures are required to have superior joint characteristics such as strength and toughness of welded parts in addition to the characteristics of the base metal. However, it is known that the toughness of a weld heat affected zone (hereinafter also referred to as " HAZ ") after large heat welding is deteriorated due to thermal influences of characteristics of a base material, On the other hand, in order to suppress the deterioration of the toughness of the HAZ, various kinds of alloying heat welding steels have been proposed.

HAZ의 인성을 향상시키는 기술로서는 예를 들면, TiN을 강 중에 미세 분산시키는 것에 의해, HAZ의 오스테나이트립의 조대화를 억제하거나, 또는 분산시킨 TiN을 HAZ에서의 페라이트 변태핵으로서 이용하는 기술이 실용화되고 있다. 그러나, TiN을 강 중에 미세 분산시키는 기술은 HAZ가 TiN의 용해하는 온도 이상으로 되는 경우에는 인성 저하를 억제하기 위한 효과를 얻을 수 없었다. 또한, TiN을 강 중에 미세 분산시키는 기술은 TiN의 용해에 수반하여 생기는 고용 Ti 및 고용 N에 의해 지(地)조직이 취화되고, 인성이 현저히 저하한다고 하는 문제가 있었다.As a technique for improving the toughness of HAZ, for example, a technique of suppressing coarsening of austenite grains of HAZ by finely dispersing TiN in steel or using a dispersed TiN as a ferrite transformation nucleus in HAZ is practically used . However, the technique of finely dispersing TiN in steel can not attain the effect of suppressing the decrease in toughness when the HAZ is at a temperature higher than the melting point of TiN. In the technique of finely dispersing TiN in steel, there is a problem that the ground tissue is embrittled by the solid solution Ti and solid solution N resulting from the dissolution of TiN, and the toughness is remarkably lowered.

HAZ에 있어서의 TiN의 용해의 문제에 대해, 특허문헌 1에는 강 중에 입도 5㎛이하의 TiOx(단, x：0.65∼1.3)를 미세 분산시키는 기술이 개시되어 있다. 특허문헌 1에서는 HAZ의 고온역에서도 용해되지 않는 Ti산화물을 미세 분산시키고, Ti산화물을 침형상 페라이트의 생성핵으로 함으로써, HAZ의 인성 저하가 억제된다. 또, 특허문헌 1과 같이 Ti산화물을 이용하는 기술에서는 산화물을 균일하게 미세 분산시키는 것이 곤란하기 때문에, 산화물을 복합화하는 것 등에 의해 분산능을 개선하는 검토가 실행되고 있다.With respect to the problem of dissolution of TiN in HAZ, Patent Document 1 discloses a technique of finely dispersing TiO x (where x: 0.65 to 1.3) having a particle size of 5 μm or less in the steel. Patent Literature 1 suppresses toughness deterioration of the HAZ by finely dispersing Ti oxide which is not dissolved even in a high temperature region of the HAZ and making Ti oxide the nucleus of the precipitated ferrite. Further, in the technique using Ti oxide as in Patent Document 1, it is difficult to uniformly and finely disperse the oxide, and studies for improving the dispersibility by improving the complexity of the oxide have been carried out.

또, HAZ의 인성을 개선하는 기술로서, 예를 들면 특허문헌 2에는 HAZ의 조직을 미세화시키는 BN을 적극적으로 석출시키기 위해, 강 조성 중 B, N 및 sol.Al량을 조정하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는 HAZ의 인성이 고인성 영역으로 되도록 Ti-B-N량을 조정하고, 또한 개재물의 형태 제어를 하기 위해 Ca 또는 Ce를 첨가하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 4에는 용접의 본드부에 있어서 안정된 황·산화물을 형성시키기 위해, 강 조성을 저N-저Ti계로 해서, REM을 첨가하는 기술이 개시되어 있다.As a technique for improving the toughness of the HAZ, for example, Patent Document 2 discloses a technique for adjusting the amount of B, N and sol.Al in the steel composition in order to aggressively deposit BN that makes the HAZ structure finer have. Patent Document 3 discloses a technique of adjusting the amount of Ti-B-N so that the toughness of the HAZ becomes a high toughness region and adding Ca or Ce to control the shape of the inclusions. Patent Document 4 discloses a technique of adding a REM to a low N-low Ti-based steel composition in order to form a stable sulfur oxide in a welded portion of a weld.

그러나, 특허문헌 1∼4에 기재된 기술은 입열량이 200kJ/cm를 넘는 대입열 용접에 있어서는 HAZ의 오스테나이트의 알갱이 성장을 충분히 억제하는 것이 곤란하고, HAZ의 인성 저하를 방지하는 것이 곤란하였다. 이에 대해, 대입열 용접에 있어서도 HAZ의 인성을 개선하는 기술로서, 특허문헌 5에는 강 조성의 Ca, O 및 S량을 적정히 제어함으로써, Ca계 비금속 개재물을 강 중에 미세 분산시키는 기술이 개시되어 있다. 특허문헌 5에 의하면, Ca계 금속 개재물이 변태핵으로 되어 HAZ에서의 페라이트 변태를 촉진시키기 때문에, 400kJ/cm를 넘는 대입열 용접에 있어서도 HAZ의 인성을 향상시킬 수 있다.However, in the technologies described in Patent Documents 1 to 4, it is difficult to sufficiently suppress the growth of the austenite grains in the HAZ in the case of heat input welding with an inlet heat amount exceeding 200 kJ / cm, and it is difficult to prevent the deterioration of the toughness of the HAZ. On the other hand, as a technique for improving the toughness of the HAZ in the high-temperature heat welding, Patent Document 5 discloses a technique of finely dispersing Ca-based nonmetal inclusions in steel by appropriately controlling the amounts of Ca, O and S in the steel composition have. According to Patent Document 5, the Ca-based metal inclusion becomes a transformation nucleus and promotes ferrite transformation in the HAZ, so that toughness of the HAZ can be improved even in substitution heat welding exceeding 400 kJ / cm.

특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 소화57-51243호Patent Document 1: JP-A-57-51243 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 소화62-170459호Patent Document 2: JP-A-62-170459 특허문헌 3: 일본국 특허공개공보 소화60-204863호Patent Document 3: JP-A-60-204863 특허문헌 4: 일본국 특허공고공보 평성4-14180호Patent Document 4: Japanese Patent Publication No. Hei 4-14180 특허문헌 5: 일본국 특허공보 제3546308호Patent Document 5: Japanese Patent Publication No. 3546308

그런데, 근래, 항복 강도가 460MPa급을 넘는 고강도 강에 대입열 용접을 적용할 기회가 증가하고 있다. 특히, 이러한 고강도 강판 중, 판 두께가 25㎜이상 50㎜이하의 중두께 고장력 강에 대해서는 고강도화에 수반하는 박육화에 의해서 강재 중량을 저감시킬 수 있기 때문에, 고효율의 운반선용에 적용되는 수요가 높아지고 있다.In recent years, however, there has been an increasing opportunity to apply high-temperature superalloy steel having a yield strength exceeding 460 MPa. Particularly, among these high-strength steel sheets, the steel material weight can be reduced due to the thinning accompanied by the increase in the strength of high-tensile high-strength steels having a plate thickness of 25 to 50 mm, .

그러나, 인용문헌 5에 기재된 기술은 항복 강도가 390MPa급의 강재를 대상으로 하고 있고, 항복 강도가 460MPa급을 넘는 바와 같은 고강도 강보다 탄소당량이 낮은 강재에 적용된다. 이 때문에, 인용문헌 5의 기술을 항복 강도가 460MPa급을 넘는 바와 같은 고강도 강에 적용한 경우, 탄소당량이 많기 때문에 HAZ의 결정립내가 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 되기 때문에, HAZ의 인성 등의 이음매 특성을 개선하는 것이 곤란하였다. 또한, 인용문헌 1∼4에 기재된 기술은 상기와 같이, 입열량이 200kJ/cm를 넘는 대입열 용접에 있어서는 HAZ 인성 등의 이음매 특성이 개선되지 않았다.However, the technique described in Reference 5 targets a steel having a yield strength of 390 MPa, and is applied to a steel having a lower carbon equivalent than a high strength steel having a yield strength exceeding 460 MPa. Therefore, when the technique of Patent Document 5 is applied to a high-strength steel having a yield strength exceeding 460 MPa, since the carbon equivalent is large, the crystal grain of the HAZ becomes a mixed structure of ferrite and bainite, It was difficult to improve the characteristics. In addition, as described above, the techniques described in Cited Documents 1 to 4 do not improve seam characteristics such as HAZ toughness in large-volume heat welding in which the heat input amount exceeds 200 kJ / cm.

그래서, 본 발명은 상기의 과제에 착안해서 이루어진 것이며, 용접 입열이 200kJ/cm이상으로 되는 대입열 용접하에 있어서도, 우수한 이음매 특성을 갖는 항복 강도가 460MPa이상이고, 판 두께가 25㎜이상 50㎜이하인 대입열 용접용 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.SUMMARY OF THE INVENTION The present invention has been made in view of the above problems, and it is an object of the present invention to provide a welded member having excellent yield characteristics with a yield strength of 460 MPa or more and a plate thickness of 25 mm or more and 50 mm or less It is an object of the present invention to provide a method of manufacturing a steel sheet for high heat input welding.

상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 하나의 양태에 관련한 대입열 용접용 강판의 제조 방법은 질량%로, C：0.03%이상 0.10%이하, Si：0.01%이상 0.10%이하, Mn：0.8%이상 2.0%이하, P：0.020%이하, S：0.0005%이상 0.0050%이하, Al：0.005%이상 0.100%이하, Nb：0.003%이상 0.030%이하, Ti：0.005%이상 0.050%이하, Cu：0.10%이상 0.50%이하, Ni：0.30%이상 2.00%이하, N：0.0030%이상 0.0100%이하, B：0.0003%이상 0.0025%이하, Ca：0.0005%이상 0.0030%이하, O：0.0040%미만을 함유하고, 또한 하기 (1)식에서 정의되는 ACR이 0초과 1미만, 하기 (2)식에서 정의되는 Ceq가 0.38이상 0.43이하를 만족시켜 각 성분이 함유되고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 소재를 1050℃이상 1200℃이상으로 가열하고, 가열한 강 소재를, 압연 후의 판 두께 t가 25㎜이상 50㎜이하, 누적 압하율이 40%이상으로 되도록, 850℃이하 또한 압연 종료시에 Ar3 변태점 이상으로 되는 온도역에서 열간 압연하고, 열간 압연한 강 소재를, 표면 온도가 (-t×1.5)+400℃이상 또한 (-t×1.5)+620℃이하로 될 때까지, 5℃/초 이상의 냉각 속도로 수랭하고, 수랭하고 강 소재를 공랭하는 것을 특징으로 한다.In order to achieve the above object, a method for manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention is characterized by comprising, by mass%, C: 0.03 to 0.10%, Si: 0.01 to 0.10% 0.001% or more and 0.100% or less of Al, 0.003% or more and 0.030% or less of Nb, 0.005% or more and 0.050% or less of Ti, 0.10% or less of Cu, At least 0.30% and not more than 0.000% of Ni; at least 0.30% and at most 2.00% of N; N: at least 0.0030% and not more than 0.0100% also the following (1) to the ACR that is an expression defined satisfies the following less than 0 1, to (2) the expression defined above C eq is 0.38 is 0.43, and containing the respective components, the balance being Fe and unavoidable steel raw material impurities The steel material is heated to 1050 DEG C or more and 1200 DEG C or more and heated to 850 DEG C or more so that the plate thickness t after rolling is 25 mm or more and 50 mm or less and the cumulative reduction rate is 40% In addition to the hot-rolling in a temperature range that is above Ar 3 transformation point at the end of rolling, the hot rolled steel material, the surface temperature (-t × 1.5) + 400 ℃ also be more than or less (-t × 1.5) + 620 ℃ Cooling at a cooling rate of 5 DEG C / sec or more, and cooling the steel material by air cooling.

ACR=(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)…(1) ACR = (Ca- (0.18 + 130 x Ca) x O) / (1.25 x S) (One)

Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2) C eq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (2)

또한, 표면 온도의 조건식에 있어서의 t는 열간 압연 후의 강 소재의 두께를 나타내고, (1)식 및 (2)식에 있어서, 각 원소 기호는 강 소재 중의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.In the expression of the surface temperature, t represents the thickness of the steel material after hot rolling. In the formulas (1) and (2), each element symbol represents the content (mass%) of each element in the steel material .

강 소재는 질량%로, V：0%초과 0.20%이하, Cr：0%초과 0.40%이하 및 Mo：0%초과 0.40%이하 중에서 선택되는 1종 이상을 더 함유해도 좋다.The steel material may further contain at least one member selected from the group consisting of V: more than 0% and not more than 0.20%, Cr: not less than 0% and not more than 0.40%, and Mo: not less than 0% and not more than 0.40%

강 소재는 질량%로, Mg：0.0005%이상 0.0050%이하, Zr：0.0010%이상 0.0200%이하, REM：0.0010%이상 0.0200%이하 중에서 선택되는 1종 이상을 더 함유해도 좋다.The steel material may further contain at least one selected from the group consisting of Mg: 0.0005% to 0.0050%, Zr: 0.0010% to 0.0200%, and REM: 0.0010% to 0.0200%.

본 발명에 따르면, 용접 입열이 200kJ/cm이상으로 되는 대입열 용접하에 있어서도, 우수한 이음매 특성을 갖는 항복 강도가 460MPa이상이고, 판 두께가 25㎜이상 50㎜이하의 대입열 용접용 강판의 제조 방법이 제공된다.According to the present invention, there is provided a method for manufacturing a high-strength heat-resistant steel sheet having excellent seam characteristics and having a yield strength of 460 MPa or more and a plate thickness of 25 mm or more and 50 mm or less even under large- / RTI >

본 발명의 대입열 용접용 강판은 판 두께가 25㎜이상 50㎜이하, 항복 강도가 460MPa이상이고, 또한 용접 입열이 200kJ/cm이상의 대입열 용접용의 비조질 고장력 강판이다. 이러한 대입열 용접용 강은 특히 이음매의 인장 강도의 확보를 위해, 판 두께가 50㎜초과의 후강판에 대한 판 두께 저감에 의한 모재의 소성 구속의 감소를 고려한 성분 설계가 실행될 할 필요가 있다. 한편, 대입열 용접용 강에 있어서 이음매 강도를 확보하기 위한 성분 설계가 실행되면, HAZ의 조립역에 있어서의 인성 확보가 곤란하게 된다. 또한, 이음매 강도를 확보하기 위한 상기 성분 설계를 적용한 대입열 용접용 강에 대해, 종래의 후강판의 제조 방법을 적용하면, 모재 강도가 과잉으로 되기 때문에, 모재의 연성이 저하한다.The high-strength steel sheet for large-volume heat welding according to the present invention is a non-tempered high-tensile steel sheet having a plate thickness of 25 mm to 50 mm, a yield strength of 460 MPa or more, and a weld heat input of 200 kJ / cm or more. In order to secure the tensile strength of the joint, it is necessary to carry out the component design considering the reduction of the plastic restraint of the base material due to the reduction of the plate thickness to the steel sheet having a plate thickness exceeding 50 mm. On the other hand, if the component design for securing the joint strength is carried out in the high-strength heat welding steel, it is difficult to secure toughness in the assembling region of the HAZ. In addition, when a conventional method for manufacturing a post-welded steel sheet is applied to a steel for high heat input welding to which the aforementioned component design for securing the joint strength is applied, the strength of the base steel becomes excessive and the ductility of the base steel is lowered.

이에 대해, 본 발명자들은 각종 검토를 거듭하고 이하의 (a)∼(c)의 지견을 얻었다.On the contrary, the inventors of the present invention repeated various studies and obtained the following knowledge (a) to (c).

(a) 대입열 용접 열 영향부의 인성 향상에는 고온 영역에서의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 그 후의 냉각 과정에 있어서 입내 페라이트를 생성시키는것에 의해, 베이나이트 중의 섬형상 마텐자이트(이하, 「MA」라고도 함)량을 저감시키는 것이 중요하다. 또한, MA량의 저감을 위해서는 강 조성에 있어서의 C, Si 및 P함유량의 저감이 중요하다.(a) Improvement in Toughness of Welding Heat Affected Zone of Adhering Heat By suppressing coarsening of austenite lips in a high temperature zone and generating ferrite inside the zone in the subsequent cooling process, islands martensite , &Quot; MA "). In order to reduce the amount of MA, it is important to reduce the content of C, Si and P in the steel composition.

(b) 담금질성의 지표인 탄소당량(Ceq)이 적정한 범위에 들어가도록 성분 조정을 실행하는 것에 의해, 이음매의 인장 강도와 인성을 양립시킬 수 있다.the tensile strength and toughness of the joint can be made compatible by performing component adjustment such that the carbon equivalent (C eq ), which is the index of hardenability (b), falls within an appropriate range.

(c) 모재 강도의 억제에는 복열에 의한 셀프 템퍼가 유효하고, 압연 후의 냉각에 있어서 판 두께에 따른 냉각 정지 온도 제어를 실행함으로써 모재 강도를 적정한 범위로 컨트롤할 수 있다. 또한, 판 두께에 따른 냉각 정지 온도 제어를 실행함으로써, 연성이나 인성 등의 모재 강도 이외의 다른 특성도 양립시킬 수 있다.(c) Self-tempering by double heat is effective for suppressing the base material strength, and by controlling the cooling stop temperature according to the plate thickness in cooling after rolling, the base material strength can be controlled within an appropriate range. By controlling the cooling stop temperature in accordance with the plate thickness, characteristics other than the base material strength such as ductility and toughness can be compatible with each other.

＜성분 조성＞<Component composition>

[기본 성분 조성][Basic composition]

다음에, 본 발명의 실시형태에 대해, 상세하게 설명한다. 우선, 본 발명의 강재가 가져야 할 기본 성분 조성에 대해 설명한다. 설명에 있어서, 화학 성분에 관한 %표시는 모두 질량%를 의미한다.Next, embodiments of the present invention will be described in detail. First, the basic composition of the steel of the present invention will be described. In the description, all the percentages with respect to chemical components mean% by mass.

C：0.03%이상 0.10%이하C: not less than 0.03% and not more than 0.10%

C는 강재의 강도를 높이는 원소이며, 구조용 강으로서 필요한 강도를 확보하기 위해서는 0.03%이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, C의 함유량이 0.10%를 넘으면, 본드부 근방의 HAZ에서 MA가 생성되기 쉬워지기 때문에, 상한은 0.10%이하로 한다. 바람직하게는 C의 함유량은 0.05%이상 0.08%이하이다. 여기서, 본드부 근방은 용융선 바로 옆의 HAZ중에서 가장 조립화가 현저한 영역을 의미한다.C is an element for increasing the strength of the steel, and it is necessary to contain at least 0.03% in order to secure the strength required for the structural steel. On the other hand, if the content of C exceeds 0.10%, MA tends to be generated in the HAZ near the bond portion, so the upper limit is 0.10% or less. The content of C is preferably 0.05% or more and 0.08% or less. Here, the vicinity of the bond portion means the region where the assembly is most prominent among the HAZs immediately adjacent to the melting wire.

Si：0.01%이상 0.10%이하Si: not less than 0.01% and not more than 0.10%

Si는 강을 용제할 때의 탈산제로서 첨가되는 원소이며, 0.01%이상의 첨가가 필요하다. 그러나, Si의 함유량이 0.10%를 넘으면, 모재의 인성이 저하한다. 또한, Si의 함유량이 0.10%를 넘으면, 대입열 용접 후의 본드부 근방의 HAZ에 MA가 생성함으로써, 인성의 저하가 생기기 쉬워진다. 따라서, Si의 함유량은 0.01%이상 0.10%이하의 범위로 한다. 바람직하게는 Si의 함유량은 0.08%이하이다.Si is an element to be added as a deoxidizer in the case of dissolving a steel, and it is necessary to add Si at 0.01% or more. However, if the content of Si exceeds 0.10%, the toughness of the base material decreases. On the other hand, if the content of Si exceeds 0.10%, MA is generated in the HAZ in the vicinity of the bond portion after the substitution heat welding, and toughness is likely to be lowered. Therefore, the content of Si is set in the range of 0.01% or more and 0.10% or less. Preferably, the content of Si is 0.08% or less.

Mn：0.8%이상 2.0%이하Mn: not less than 0.8% and not more than 2.0%

Mn은 모재의 강도를 확보하기 위해, 0.8%이상 첨가한다. 한편, Mn의 함유량이 2.0%를 넘으면 HAZ의 인성을 현저히 열화시키기 때문에, Mn의 함유량은 0.8%이상 2.0%이하로 한다. 바람직하게는 Mn의 함유량은 1.2%이상 2.0%이하이다.Mn is added by 0.8% or more to secure the strength of the base material. On the other hand, if the content of Mn exceeds 2.0%, the toughness of the HAZ tends to deteriorate considerably. Therefore, the content of Mn should be 0.8% or more and 2.0% or less. The content of Mn is preferably 1.2% or more and 2.0% or less.

P：0.020%이하P: not more than 0.020%

P는 본드부 근방의 HAZ에서의 MA 생성을 촉진시키고, 인성을 크게 저하시키기 때문에, 0.020%이하의 함유량으로 한다. 바람직하게는 P의 함유량은 0.010%이하이다.P promotes the generation of MA in the HAZ near the bond portion and significantly reduces the toughness, so that the content is 0.020% or less. Preferably, the content of P is 0.010% or less.

S：0.0005%이상 0.0050%이하S: 0.0005% or more and 0.0050% or less

S는 페라이트의 핵 생성 사이트로서 작용하는 MnS 혹은 CaS를 형성하기 위해 필요한 원소이다. 이 때문에, S의 함유량은 0.0005%이상으로 한다. 그러나, 과도하게 함유하면 모재의 인성의 저하를 초래하기 때문에, S의 함유량의 상한은 0.0050%로 한다.S is an element necessary for forming MnS or CaS serving as a nucleation site of ferrite. Therefore, the content of S is 0.0005% or more. However, if it is contained excessively, the toughness of the base material is lowered, so the upper limit of the content of S is 0.0050%.

Al：0.005%이상 0.100%이하 Al: 0.005% or more and 0.100% or less

Al은 강의 탈산을 위해 첨가되는 원소이며, 0.005%이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Al의 함유량이 0.100%를 넘으면, 모재의 인성뿐만 아니라, 용접 금속의 인성도 저하한다. 따라서, Al의 함유량은 0.005%이상 0.100%이하로 한다. 바람직하게는 Al의 함유량은 0.010%이상 0.100%이하이다.Al is an element added for deoxidation of steel, and it is necessary to contain Al in an amount of 0.005% or more. However, if the content of Al exceeds 0.100%, not only the toughness of the base metal but also the toughness of the weld metal deteriorates. Therefore, the content of Al should be 0.005% or more and 0.100% or less. Preferably, the content of Al is 0.010% or more and 0.100% or less.

Nb：0.003%이상 0.030%이하 Nb: not less than 0.003% and not more than 0.030%

Nb는 모재 및 이음매의 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.003%미만의 경우, 강도에의 향상 효과는 작다. 한편, Nb의 함유량이 0.030%를 넘는 경우, 본드부 근방의 HAZ에 MA가 생성되기 때문에 인성이 저하한다. 따라서, Nb의 함유량은 0.003%이상 0.030%이하의 범위로 한다. 바람직하게는 Nb의 함유량은 0.008%이상 0.0020%이하이다.Nb is an element necessary for securing the strength of the base material and the joint. However, when the content of Nb is less than 0.003%, the effect of improving the strength is small. On the other hand, when the content of Nb exceeds 0.030%, toughness is lowered because MA is generated in the HAZ near the bond portion. Therefore, the content of Nb is set in the range of 0.003% to 0.030%. Preferably, the content of Nb is 0.008% or more and 0.0020% or less.

Ti：0.005%이상 0.050%이하 Ti: not less than 0.005% and not more than 0.050%

Ti는 용강의 응고시에 TiN으로 되어 모재 중에 석출하고, 오스테나이트립의 조대화를 억제함으로써 모재 인성의 향상에 기여하는 원소이며, 첨가가 필수이다. 또 동시에, Ti는 B와 결합할 수 있는 N을 저감시키고, 강 중의 고용 B를 확보하기 위해, 모재 강도를 확보함에 있어서 유효하게 작용한다. 또, TiN은 HAZ에 있어서는 페라이트의 변태핵으로 되며, HAZ의 고인성화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ti의 함유량은 0.005%이상이 필요하고, 0.015%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ti의 함유량이 0.050%를 넘는 경우, 석출된 TiN이 조대화되고, 상기 효과가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Ti의 함유량은 0.005%이상 0.050%이하의 범위로 한다. 바람직하게는 Ti의 함유량은 0.010%이상 0.0035%이하이다.Ti is an element contributing to the improvement of the toughness of the base material by suppressing the coarsening of the austenitic grains by being precipitated in the base material as TiN when the molten steel solidifies, and it is necessary to add Ti. At the same time, Ti effectively works to secure the strength of the base material in order to reduce N that can bind to B and to secure solid solution B in the steel. In addition, TiN becomes a transformation nucleus of ferrite in HAZ, and contributes to the hyper-characterization of HAZ. In order to obtain such an effect, the content of Ti is required to be 0.005% or more, preferably 0.015% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.050%, the precipitated TiN is coarse, and the above effect can not be obtained. Therefore, the content of Ti is set in the range of 0.005% to 0.050%. Preferably, the content of Ti is 0.010% or more and 0.0035% or less.

Cu：0.10%이상 0.50%이하Cu: 0.10% or more and 0.50% or less

Cu는 모재 및 이음매의 강도 확보에 기여하는 원소이다. 특히, 본드부 근방의 HAZ에 있어서, 현저한 MA 생성을 수반하는 일 없이 이음매 강도의 향상에 기여하기 때문에 첨가가 필수이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Cu의 함유량은 0.10%이상으로 한다. 한편, Cu의 함유량이 0.50%를 넘는 경우, 모재 및 이음매의 강도 확보의 효과는 포화한다. 이 때문에, Cu의 함유량의 상한은 0.50%로 한다. 바람직하게는 Cu의 함유량은 0.020%이상 0.040%이하이다.Cu is an element contributing to the strength of the base material and the joint. Particularly, in the HAZ near the bond portion, addition is necessary because it contributes to improvement of the joint strength without accompanied by remarkable MA generation. To obtain this effect, the content of Cu should be 0.10% or more. On the other hand, when the content of Cu exceeds 0.50%, the effect of securing the strength of the base material and the seam becomes saturated. Therefore, the upper limit of the content of Cu is set to 0.50%. Preferably, the content of Cu is 0.020% or more and 0.040% or less.

Ni：0.30%이상 2.00%이하Ni: not less than 0.30% and not more than 2.00%

Ni는 모재의 인성을 향상시키는 동시에, 모재의 강도도 상승시키는 원소이다. 또, Ni는 Cu 첨가에 의한 연속 주조시의 깨짐의 발생을 억제하는 효과도 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ni의 함유량은 0.30%이상으로 한다. 한편, Ni의 함유량이 2.0%를 넘는 경우, 모재의 강도 향상의 효과는 포화한다. 이 때문에, Ni의 함유량은 0.30%이상 2.00%이하로 한다. 바람직하게는 Ni의 함유량은 0.50%이상 1.50%이하이다.Ni is an element that improves the toughness of the base material and also increases the strength of the base material. Ni also has the effect of suppressing the occurrence of cracking during continuous casting by Cu addition. To obtain this effect, the content of Ni should be 0.30% or more. On the other hand, when the content of Ni exceeds 2.0%, the effect of improving the strength of the base material is saturated. Therefore, the content of Ni is set to 0.30% or more and 2.00% or less. Preferably, the content of Ni is 0.50% or more and 1.50% or less.

N：0.0030%이상 0.0100%이하N: 0.0030% or more and 0.0100% or less

N은 용강의 응고시에 TiN으로 되어 모재 중에 석출하고, 오스테나이트립의 조대화를 억제함으로써 모재 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, N의 함유량은 0.0030%이상으로 한다. 한편, N의 함유량이 0.0100%를 넘는 경우, 용접 열 사이클에 의해 TiN이 용해하는 영역에 있어서, 고용 N이 증대함으로써 인성이 열화한다. 이 때문에, N의 함유량은 0.0030%이상 0.0100%이하로 한다. 바람직하게는 N의 함유량은 0.0040%이상 0.0080%이하이다.N is an element contributing to the improvement of the toughness of the base material by suppressing the coarsening of the austenitic grains by being precipitated in the base material as TiN when the molten steel solidifies. To obtain this effect, the content of N should be 0.0030% or more. On the other hand, when the content of N exceeds 0.0100%, toughness deteriorates due to increase of solid solution N in the region where TiN is dissolved by the welding heat cycle. Therefore, the content of N should be 0.0030% or more and 0.0100% or less. Preferably, the content of N is 0.0040% or more and 0.0080% or less.

B：0.0003%이상 0.0025%이하B: not less than 0.0003% and not more than 0.0025%

B는 HAZ에서 BN으로 됨으로써, 고용 N을 저감시키는 원소이며, ACR(Atomic concentration ratio) 제어와 조합함으로써 효과적인 페라이트 변태핵으로 되고, 페라이트를 생성하여 HAZ의 인성을 향상시킨다. 이들 효과를 얻기 위해, B의 함유량은 0.0003%이상으로 한다. 그러나, B의 함유량이 0.0025%를 넘는 경우, 모재인 강판 및 HAZ의 인성의 저하가 생긴다. 이 때문에, B의 함유량은 0.0003%이상 0.0025%이하의 범위로 한다. 바람직하게는 B의 함유량은 0.008%이상 0.0020%이하이다.B is BN in HAZ, thereby reducing the solid solution N. It is an effective ferrite transformation nucleus by combining with an ACR (Atomic Concentration Ratio) control and generates ferrite to improve the toughness of HAZ. In order to obtain these effects, the content of B should be 0.0003% or more. However, when the content of B exceeds 0.0025%, the toughness of the steel sheet as a base material and the HAZ are lowered. Therefore, the content of B is set in the range of 0.0003% or more and 0.0025% or less. Preferably, the content of B is 0.008% or more and 0.0020% or less.

Ca：0.0005%이상 0.0030%이하Ca: not less than 0.0005% and not more than 0.0030%

Ca는 페라이트의 생성핵으로서 이용되는 CaS로서 S를 고정시킴으로써 인성을 개선시키는 원소이며, ACR 제어를 함에 있어서 필수의 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ca의 함유량은 0.0005%이상으로 한다. 한편, Ca의 함유량이 0.0030%를 넘는 경우, 인성 개선의 효과가 포화한다. 이 때문에, Ca의 함유량은 0.0005%이상 0.0030%이하의 범위로 한다.Ca is an element which improves toughness by fixing S as CaS used as a nucleus of ferrite generation and is an essential element in ACR control. To obtain this effect, the content of Ca should be 0.0005% or more. On the other hand, when the content of Ca exceeds 0.0030%, the effect of improvement in toughness is saturated. Therefore, the content of Ca is set in the range of 0.0005% to 0.0030%.

O：0.0040%미만O: less than 0.0040%

O는 CaS상에 MnS가 석출한 복합 입화물의 생성에 간접적으로 영향을 주는 원소이다. 이 때문에, O의 함유량은 0.0040%미만으로 한다. 바람직하게는 O의 함유량은 0.0030%미만이다.O is an element that indirectly influences the formation of a composite material in which MnS precipitates on CaS. Therefore, the content of O is less than 0.0040%. Preferably, the content of O is less than 0.0030%.

본 발명의 대입열 용접용 강판에 있어서, 강재의 조성 성분은 상기 조성 범위를 만족시키는 것에 부가해서, 또한 하기 (1)식 및 (2)식에 정의하는 ACR 및 탄소당량 Ceq의 범위를 만족시킨다.In the steel sheet for high-temperature heat welding according to the present invention, the compositional components of the steel satisfy the ranges of the ACR and the carbon equivalent C eq defined in the following formulas (1) and (2) .

ACR=(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)…(1) ACR = (Ca- (0.18 + 130 x Ca) x O) / (1.25 x S) (One)

Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2) C eq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (2)

또한, (1)식 및 (2)식에 있어서, 각 원소 기호는 강재 중의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.In the expressions (1) and (2), each symbol represents the content (mass%) of each element in the steel.

ACR：0초과 1미만ACR: greater than 0 and less than 1

ACR은 각 성분 범위의 강을 대입열 용접했을 때, HAZ의 인성의 양호성을 나타내는 파라미터식이며, 0초과 1미만으로 한다. Ca, O 및 S의 함유량을 상기 ACR의 범위를 만족시키도록 규정하는 것에 의해, CaS상에 MnS가 석출된 복합 입화물이 생성되고, 페라이트의 생성핵으로 된다. 이 복합 입화물을 미세 분산시킴으로써 변태 조직이 미세화되고, 용접 열 영향부의 인성이 향상한다. ACR이 0이하의 경우, CaS가 정출하지 않고, S가 MnS 단체로서 석출한다. 석출된 MnS는 강판 제조시에 압연 방향으로 신장함으로써, 모재 인성을 저하시킨다. 또, HAZ에 있어서 MnS가 용융하기 때문에, 우수한 인성이 얻어지지 않는다. 한편, ACR이 1이상의 경우, 대부분의 S가 Ca에 의해서 고정되고, 페라이트 생성핵으로 되는 복합 개재물을 얻을 수 없다. 이 때문에, HAZ 조직이 미세화되지 않고, 인성 향상 효과를 얻을 수 없다. 또한, ACR을 0초과 1미만으로 함으로써, 미세 분산된 MnS 및 CaS의 복합 황화물상에 BN이 복합 석출되고, 더욱 능력이 높은 페라이트 생성핵으로서 이용 가능하게 되기 때문에, 가일층의 HAZ 인성의 향상을 달성할 수 있게 된다.ACR is a parameter formula that shows the goodness of the toughness of the HAZ when the steel of each component range is subjected to substitution heat welding. By defining the content of Ca, O and S so as to satisfy the above-mentioned range of ACR, a compounded product in which MnS is precipitated on CaS is produced, and it becomes ferrite generation nuclei. By finely dispersing the composite material, the transformation texture is refined and the toughness of the weld heat affected zone is improved. When the ACR is 0 or less, CaS does not crystallize and S precipitates as a MnS single crystal. The precipitated MnS elongates in the rolling direction during the production of the steel sheet, thereby deteriorating the toughness of the base material. In addition, since MnS is melted in the HAZ, excellent toughness can not be obtained. On the other hand, when the ACR is 1 or more, most of S is fixed by Ca, and a composite inclusion which is a ferrite generating nuclei can not be obtained. Therefore, the HAZ structure is not miniaturized and the toughness improving effect can not be obtained. Further, by setting the ACR to more than 0 and less than 1, BN is compounded on the finely dispersed composite sulfide of MnS and CaS, and can be used as ferrite generation nuclei with higher capability. Therefore, .

Ceq：0.38이상 0.43이하C eq : 0.38 or more and 0.43 or less

Ceq는 각 성분 범위의 강을 대입열 용접했을 때, 이음매 인장 강도 및 이음매 인성을 양립시키기 위한 지표로 되는 파라미터식이며, 0.38이상 0.43이하로 한다. (2)식 중의 원소의 함유량을, 상기 Ceq의 범위를 만족시키도록 규정하는 것에 의해, HAZ에 있어서 570MPa를 넘는 이음매 강도를 달성하면서, 양호한 인성을 확보할 수 있다. Ceq가 0.38이하의 경우, 강판의 담금질성이 부족하고, HAZ의 연화역의 경도가 현저히 저하하기 때문에, 원하는 이음매 강도를 얻을 수 없다. 한편, Ceq가 0.43이상의 경우, 강판의 담금질성이 과잉으로 되며, 본드부 근방에 있어서 페라이트 생성이 억제되는 동시에 MA의 생성이 촉진되기 때문에 우수한 인성을 얻을 수 없다. 또한, (2)식 중에는 Cr, Mo 및 V가 포함되지만, 본 발명의 기본 성분 조성에 있어서는 불가피하게 혼입하는 바와 같은 경우를 제외하고, Cr, Mo 및 V가 함유되어 있지 않아도 좋다.C eq is a parameter type which is an index parameter for achieving both joint tensile strength and seam toughness when the steel of each component range is subjected to substitution heat welding, and is set to be 0.38 or more and 0.43 or less. (2) while the content of the element in the formula, achieve, seam strength greater than 570MPa in the HAZ by regulation so as to satisfy the range of the C eq, it is possible to ensure a good toughness. When C eq is not more than 0.38, the hardenability of the steel sheet is insufficient and the hardness of the softened zone of the HAZ is remarkably reduced, so that the desired joint strength can not be obtained. On the other hand, when C eq is 0.43 or more, the hardenability of the steel sheet becomes excessive, ferrite formation is suppressed in the vicinity of the bond portion, and the generation of MA is promoted, so that excellent toughness can not be obtained. Further, Cr, Mo and V are included in the formula (2), but Cr, Mo and V may not be contained except for the case where the composition of the base of the present invention is inevitably incorporated.

이상이 본 발명의 대입열 용접용 강판의 기본 성분 조성이다. 또한, 상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.The above is the basic composition of the steel sheet for heat input welding according to the present invention. In addition, the remainder other than the above components is composed of Fe and unavoidable impurities.

[성분의 변형예][Modified Examples of Components]

다음에, 본 발명의 대입열 용접용 강판의 성분 조성의 변형예에 대해 설명한다. 본 발명의 대입열 용접용 강판은 상기의 기본 성분 조성에 부가하여, V, Cr 및 Mo 중에서 선택되는 1종 이상의 원소를 하기의 범위 또한 상기 (2)식을 만족시키는 범위에서 더 함유할 수 있다. V, Cr 및 Mo 중에서 선택되는 1종 이상을 선택적 원소로서 함유하는 것에 의해, 강도 향상 등의 효과를 얻을 수 있다.Next, modified examples of the component composition of the steel sheet for high-temperature heat welding according to the present invention will be described. The steel sheet for high-temperature heat welding of the present invention may further contain at least one element selected from among V, Cr and Mo in the following range and in the range satisfying the above-mentioned formula (2) . V, Cr and Mo as selective elements, it is possible to obtain effects such as strength improvement.

V：0%초과 0.20%이하V: more than 0% and not more than 0.20%

V는 VN으로서 석출되며, 모재의 강도·인성의 향상에 기여하는 동시에, 페라이트 생성핵으로서도 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 V의 함유량은 0.005%이상인 것이 바람직하다. 그러나, V의 함유량이 과잉으로 되는 경우, 인성의 저하를 초래하고, 또한 합금 코스트의 증가를 초래하기 때문에, V의 함유량의 상한은 0.20%로 하는 것이 바람직하다.V is precipitated as VN, contributing to improvement of the strength and toughness of the base material, and also serving as a ferrite generating nuclei. In order to obtain such an effect, the content of V is preferably 0.005% or more. However, when the V content is excessive, the toughness is lowered and the alloy cost is increased. Therefore, the upper limit of the V content is preferably 0.20%.

Cr：0%초과 0.40%이하Cr: more than 0% and not more than 0.40%

Cr은 모재의 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Cr의 함유량은 0.02%이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cr의 함유량이 과잉으로 되는 경우, Cr은 인성에 악영향을 미치고, 또한 합금 코스트의 증가를 초래한다. 이 때문에, Cr의 함유량의 상한은 0.40%로 하는 것이 바람직하다.Cr is an effective element for strengthening the base material. In order to obtain such an effect, the content of Cr is preferably 0.02% or more. However, when the Cr content is excessive, Cr adversely affects the toughness and also increases the alloy cost. Therefore, the upper limit of the Cr content is preferably 0.40%.

Mo：0%초과 0.40%이하Mo: more than 0% and not more than 0.40%

Mo는 Cr과 마찬가지로, 모재의 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Mo의 함유량은 0.02%이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo의 함유량이 과잉으로 되는 경우, Mo는 인성에 악영향을 미치고, 또한 합금 코스트의 증가를 초래한다. 이 때문에, Mo의 함유량의 상한은 0.40%로 하는 것이 바람직하다.Like Cr, Mo is an effective element for increasing the strength of a base material. In order to obtain such an effect, the content of Mo is preferably 0.02% or more. However, when the content of Mo is excessive, Mo adversely affects toughness and also causes an increase in alloy cost. Therefore, the upper limit of the Mo content is preferably 0.40%.

또한, 본 발명의 대입열 용접용 강판의 성분 조성은 기본 성분 조성 또는 기본 성분 조성에 V, Cr 및 Mo 중에서 선택되는 1종 이상의 원소를 함유한 상기의 성분 조성에 부가하여, Mg, Zr 및 REM에서 선택되는 1종 이상을 선택적 원소로서 하기의 범위에서 함유할 수 있다.The composition of the steel sheet for high-temperature heat welding according to the present invention is such that, in addition to the above-mentioned component composition containing at least one element selected from V, Cr and Mo in the basic component composition or the basic component composition, Mg, Zr and REM May be contained as the selective element in the following range.

Mg：0.0005%이상 0.0050%이하 Mg: not less than 0.0005% and not more than 0.0050%

Mg는 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는 Mg의 함유량은 0.0005%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mg의 함유량이 0.0050%를 넘는 경우에는 인성 개선 효과가 포화한다. 이 때문에, Mg의 함유량은 0.0005%이상 0.0050%이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.Mg is an element having an effect of improving toughness by dispersion of oxides. In order to exhibit such an effect, the content of Mg is preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the content of Mg exceeds 0.0050%, the toughness improving effect is saturated. For this reason, the content of Mg is preferably in the range of 0.0005% to 0.0050%.

Zr：0.0010%이상 0.0200%이하 Zr: 0.0010% or more and 0.0200% or less

Zr은 Mg와 마찬가지로, 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는 Zr의 함유량은 0.0005%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Zr의 함유량이 0.0200%를 넘는 경우에는 인성 개선 효과가 포화한다. 이 때문에, Zr의 함유량은 0.0005%이상 0.0200%이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.Like Mg, Zr is an element having an effect of improving toughness by dispersion of oxides. In order to exhibit such an effect, the content of Zr is preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the content of Zr exceeds 0.0200%, the toughness improving effect is saturated. Therefore, the content of Zr is preferably in the range of 0.0005% to 0.0200%.

REM：0.0010%이상 0.0200%이하 REM: 0.0010% or more and 0.0200% or less

REM은 Mg나 Zr과 마찬가지로, 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는 REM의 함유량은 0.0010%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, REM의 함유량이 0.0200%를 넘는 경우에는 인성 개선 효과가 포화한다. 이 때문에, REM의 함유량은 0.0010%이상 0.0200%이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.REM, like Mg and Zr, is an element having an effect of improving toughness by dispersion of oxides. In order to exhibit such an effect, the content of REM is preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the content of REM exceeds 0.0200%, the toughness improving effect is saturated. Therefore, the content of REM is preferably in the range of 0.0010% or more and 0.0200% or less.

＜대입열 용접용 강판의 제조 방법＞&Lt; Manufacturing method of steel sheet for large-volume heat welding &

다음에, 본 발명에 관한 대입열 용접용 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명에 관한 대입열용 강판의 제조 방법에서는 우선, 상기 조성의 용강이 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 정련 설비를 이용한 통상의 정련 방법으로 용제되고, 용제된 용강이 연속 주조법이나 조괴법 등의 주조 방법으로 주조됨으로써 슬래브 등의 강 소재가 제조된다. 또한, 이하의 제조 방법의 설명에 있어서, 강판 온도의 기술은 모두 강판 표면의 온도를 나타낸다.Next, a manufacturing method of a steel sheet for large-volume heat welding according to the present invention will be described. In the method of manufacturing a steel sheet for large-area heat according to the present invention, molten steel of the above composition is firstly subjected to a conventional refining method using a refining facility such as a converter, an electric furnace, or a vacuum melting furnace, and the molten steel is subjected to continuous casting, And a steel material such as a slab is produced by casting by a casting method. In the following description of the production method, the description of the steel sheet temperature all indicates the surface temperature of the steel sheet.

다음에, 제조한 강 소재가 가열로에서 1050℃이상 1200℃이하의 온도로 가열된다. 본 발명에서는 강 소재 중의 Nb 탄질화물을 완전히 고용시키기 위해, 강 소재의 가열 온도는 1050℃이상으로 한다. 한편, 가열 온도가 1200℃를 넘으면, TiN이 조대하게 되며 인성이 열화한다.Next, the produced steel material is heated in a heating furnace to a temperature of not lower than 1050 캜 and not higher than 1200 캜. In the present invention, the heating temperature of the steel material is set to 1050 DEG C or more in order to completely employ the Nb carbonitride in the steel material. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1200 ° C, the TiN becomes coarse and the toughness deteriorates.

또한, 가열한 강 소재가 압연 후의 판 두께 t가 25㎜이상 50㎜이하, 누적 압하율이 40%이상으로 되도록, 850℃이하 또한 압연 종료시에 Ar3 변태점 이상으로 되는 온도역에서 열간 압연되고, 강판으로 된다. Ar3 변태점(℃)는 강 소재의 조성에 따라 하기 (3)식에서 산출되는 온도이다.In addition, this is a steel material heating the plate thickness after rolling over 25㎜ 50㎜ t or less, the cumulative reduction rate is hot-rolled in a temperature range which is less than the transformation point Ar 3, below 850 ℃ also at the end of rolling so as to be at least 40%, Steel plate. The Ar 3 transformation point (° C) is a temperature calculated from the following formula (3) according to the composition of the steel material.

Ar3 변태점=900-332C+6Si-77Mn-20Cu-50Ni-18Cr-68Mo…(3) Ar 3 transformation point = 900-332C + 6Si-77Mn-20Cu-50Ni-18Cr-68Mo ... (3)

또한 (3)식에 있어서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr 및 Mo는 각 원소의 함유량(질량%)을 각각 나타낸다.In the formula (3), C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr and Mo represent the content (mass%) of each element.

열간 압연에서는 강판의 미크로 조직을 미세화하기 위해, 850℃이하의 온도역에서 누적 압하율 40%이상의 압연이 실행된다. 누적 압하율이 40%에 미치지 않는 경우에는 조직이 조대화로 되며, 강판의 인성이 저하한다. 또, 상기의 압연 조건에 부가하여, 압연 종료시의 온도를 Ar3 변태점 이상으로 되는 온도역에서 압연이 실행된다. 압연 종료시의 온도가 Ar3 변태점보다 낮은 경우, 압연 중 혹은 압연 직후에 페라이트가 생성되고, 표층 조직이 가공 페라이트로 되며 연성이 현저히 저하한다. 또한, 열간 압연에서는 850℃이하의 온도역에서 누적 압하율 40%이상의 압연이 포함되면 좋으며, 다른 압연이 배제되는 것은 아니다.In the hot rolling, rolling at a cumulative rolling reduction of 40% or more is carried out in a temperature range of 850 DEG C or less in order to make the microstructure of the steel sheet finer. If the cumulative rolling reduction is less than 40%, the structure becomes coarse and the toughness of the steel sheet deteriorates. In addition to the above rolling conditions, the rolling is performed in a temperature range where the temperature at the end of rolling is equal to or higher than the Ar 3 transformation point. When the temperature at the end of rolling is lower than the Ar 3 transformation point, ferrite is produced during rolling or immediately after rolling, and the surface structure becomes processed ferrite and ductility is remarkably lowered. In hot rolling, rolling at a cumulative rolling reduction of 40% or more may be included in a temperature range of 850 DEG C or lower, and other rolling is not excluded.

열간 압연한 후, 강판은 표면 온도가 (-t×1.5)+400℃이상 또한 (-t×1.5)+620℃이하로 될 때까지, 5℃/초과 이상의 냉각 속도로 수랭된다. 여기서, t는 강판의 두께를 나타낸다. 냉각 정지 온도가 (-t×1.5)+400℃미만인 경우, 복열에 의한 셀프 템퍼 효과가 충분히 얻어지지 않아 모재 강도가 과잉으로 되며, 연성 및 인성이 저하한다. 한편, 냉각 정지 온도가 (-t×1.5)+620℃보다 높은 경우, 모재가 페라이트 혹은 페라이트+베이나이트의 혼합 조직으로 되어 버려 모재 강도가 부족하다. 또, 본 발명의 강판에서는 460MPa이상의 항복 강도를 내기 위해, 강판의 금속 조직은 베이나이트 주체의 조직으로 한다. 가속 냉각시의 냉각 속도가 5℃/sec 미만의 경우, 충분히 베이크가 들어가지 않아 페라이트 주체의 미크로 조직을 띠고, 460MPa이상의 항복 강도를 확보하는 것이 곤란하게 된다.After hot rolling, the steel sheet is cooled at a cooling rate of 5 ° C or higher, until the surface temperature becomes (-t x 1.5) + 400 ° C or higher and (-t x 1.5) + 620 ° C or lower. Here, t represents the thickness of the steel sheet. When the cooling stop temperature is less than (-t × 1.5) + 400 ° C., the self-tempering effect due to double heat is not sufficiently obtained, and the strength of the base material becomes excessive, and the ductility and toughness deteriorate. On the other hand, when the cooling stop temperature is higher than (-t x 1.5) + 620 ° C, the base material becomes a mixed structure of ferrite or ferrite + bainite, and the strength of the base material is insufficient. In the steel sheet of the present invention, the steel sheet has a metal structure mainly composed of bainite in order to obtain a yield strength of 460 MPa or more. When the cooling rate at the time of accelerated cooling is less than 5 占 폚 / sec, it is difficult to sufficiently bake and secure the yield strength of 460 MPa or more while taking the microstructure of the ferrite-based body.

강판을 수랭한 후, 강판을 공랭함으로써, 대입열 용접용 강판이 제조된다.After cooling the steel sheet, the steel sheet is air-cooled to produce a steel sheet for high heat input welding.

＜정리＞<Summary>

(1) 본 발명에 관한 대입열 용접용 강판의 제조 방법은 질량%로, C：0.03%이상 0.10%이하, Si：0.01%이상 0.10%이하, Mn：0.8%이상 2.0%이하, P：0.020%이하, S：0.0005%이상 0.0050%이하, Al：0.005%이상 0.100%이하, Nb：0.003%이상 0.030%이하, Ti：0.005%이상 0.050%이하, Cu：0.10%이상 0.50%이하, Ni：0.30%이상 2.00%이하, N：0.0030%이상 0.0100%이하, B：0.0003%이상 0.0025%이하, Ca：0.0005%이상 0.0030%이하, O：0.0040%미만을 함유하고, 또한 하기 (1)식에서 정의되는 ACR이 0초과 1미만, 하기 (2)식에서 정의되는 Ceq가 0.38이상 0.43이하를 만족시켜 상기 성분이 함유되고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 소재를 1050℃이상 1200℃이상으로 가열하고, 가열한 강 소재를 압연 후의 판 두께 t가 25㎜이상 50㎜이하, 누적 압하율이 40%이상으로 되도록, 850℃이하 또한 압연 종료시에 Ar3 변태점 이상으로 되는 온도역에서 열간 압연하고, 열간 압연한 강 소재를, 표면 온도가 (-t×1.5)+400℃이상 또한 (-t×1.5)+620℃이하로 될 때까지, 5℃/sec이상의 냉각 속도로 수랭하고, 수랭하고 강 소재를 공랭한다.(1) A method for manufacturing a high-strength heat-treated steel sheet according to the present invention is characterized by comprising, by mass%, C: not less than 0.03% and not more than 0.10%, Si: not less than 0.01% and not more than 0.10% 0.001% or more and 0.0050% or less of S, 0.005% or more and 0.100% or less of Al, 0.003% or more and 0.030% or less of Nb, 0.0030% or more and 0.0030% or less, B: 0.0003% or more and 0.0025% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0030% or less, and O: less than 0.0040% The steel material having an ACR of more than 0 and less than 1 and having a Ceq of 0.38 or more and 0.43 or less as defined in the following formula (2) and containing the above components and the balance of Fe and unavoidable impurities is heated and a post-heating a steel material rolled plate thickness t than 25㎜ 50㎜ or less, so that the cumulative rolling reduction is 40% or more, more than Ar 3 transformation point below 850 ℃ also rolled end coming And the hot rolled steel material is cooled at a rate of 5 ° C / sec or more until the surface temperature becomes (-t x 1.5) + 400 ° C or higher and (-t x 1.5) + 620 ° C or lower Water, and water-cooled the steel material.

ACR=(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)…(1)ACR = (Ca- (0.18 + 130 x Ca) x O) / (1.25 x S) (One)

Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2) C eq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (2)

또한, 표면 온도의 조건식에 있어서의 t는 열간 압연 후의 강 소재의 두께를 나타내고, (1)식 및 (2)식에 있어서, 각 원소 기호는 강 소재 중의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.In the expression of the surface temperature, t represents the thickness of the steel material after hot rolling. In the formulas (1) and (2), each element symbol represents the content (mass%) of each element in the steel material .

본 발명에서는 특히 강 소재의 합금 함유량을 상기 (1)의 구성으로 하는 것에 의해, 용접을 받은 강판 조직에 있어서 고온 영역에서의 오스테나이트립의 조대화가 억제된다. 그리고, 그 후의 냉각 과정에 있어서, 미세 분산시킨 복합 개재물을 생성핵으로 하는 입내 페라이트에 의해 조직이 미세화되고, 또한 베이나이트 중의 MA량이 저감하기 때문에, HAZ의 인성이 향상한다. 아울러, Ceq의 범위를 상기 (1)의 구성으로 하는 것에 의해, 이음매의 인장 강도 및 인성의 향상을 양립시킬 수 있다.In the present invention, the composition of the alloy of the steel material in the steel material of the above (1) suppresses the coarsening of the austenite grains in the high-temperature region in the steel sheet subjected to the welding. In the subsequent cooling process, the microstructure is finely grained by the intergranular ferrite comprising the finely dispersed composite inclusion as the generating nuclei, and the amount of MA in the bainite is reduced, so that the toughness of the HAZ is improved. In addition, the tensile strength and the toughness of the joint can be improved by setting the range of C eq to the configuration of (1).

또한, 본 발명에서는 강 소재를 가열하는 온도를 상기 (1)의 구성으로 하는 것에 의해, TiN의 조대화에 수반하는 인성의 열화를 방지할 수 있다. 또, 열간 압연에 의한 누적 압하율 및 열간 압연시의 온도를 상기 (1)의 구성으로 하는 것에 의해, 모재 조직의 조대화에 의한 인성의 저하를 방지할 수 있다. 또한, 열간 압연 후의 온도를 상기 (1)의 구성으로 하는 것에 의해, 표면 조직이 가공 페라이트가 되는 것에 수반하는 연성의 저하를 방지할 수 있다. 또한, 본 발명에서는 냉각 정지 후의 표면 온도를 상기 (1)의 구성으로 하는 것에 의해, 모재 강도를 적정한 범위로 컨트롤할 수 있어, 더욱 연성이나 인성 등의 다른 특성의 향상을 양립시킬 수 있다.Further, in the present invention, by setting the temperature for heating the steel material to the above-mentioned structure (1), deterioration of toughness accompanying the coarsening of TiN can be prevented. The cumulative rolling reduction by hot rolling and the temperature at the time of hot rolling can be prevented from deteriorating due to coarsening of the base material structure by employing the structure (1). Further, by employing the above-mentioned structure (1) after the hot-rolling, it is possible to prevent the deterioration of the ductility caused by the surface texture becoming the processed ferrite. Further, in the present invention, by using the constitution of the above (1), the base material strength can be controlled within an appropriate range, and further improvement of other characteristics such as ductility and toughness can be achieved simultaneously.

따라서, 상기 (1)의 구성에 의하면, 용접 입열이 200kJ/cm이상의 대입열 용접하에 있어서도 우수한 이음매 특성을 갖고, 항복 강도가 460MPa이상, 본드부 HAZ인성을 나타내는 파면 천이 온도 vTrs가 -40℃이하 및 판 두께가 25㎜이상 50㎜이하로 되는 대입열 용접용 강판을 안정적으로 제조하는 것이 가능하게 된다.Therefore, according to the structure (1), the welded joint has excellent joint characteristics even under large heat welding of 200 kJ / cm or more in weld heat input, and the fracture surface transition temperature vTrs exhibiting a yield strength of 460 MPa or more, It is possible to stably manufacture a large-volume heat-use steel sheet having a plate thickness of 25 mm or more and 50 mm or less.

(2) 상기 (1)의 구성에 있어서, 강 소재는 질량%로, V：0%초과 0.20%이하, Cr：0%초과 0.40%이하 및 Mo：0%초과 0.40%이하 중에서 선택되는 1종 이상을 더 함유한다.(2) The steel material according to the above (1), wherein the steel material comprises, by mass%, at least one selected from the group consisting of V: more than 0% to less than 0.20%, Cr: more than 0% to less than 0.40% Or more.

상기 (2)의 구성에 의하면, 모재의 인성의 저하를 억제하면서도, 모재의 강도를 향상시킬 수 있다.According to the structure (2), the strength of the base material can be improved while suppressing the deterioration of the toughness of the base material.

(3) 상기 (1) 또는 (2)의 구성에 있어서, 강 소재는 질량%로, Mg：0.0005%이상 0.0050%이하, Zr：0.0010%이상 0.0200%이하, REM：0.0010%이상 0.0200%이하 중에서 선택되는 1종 이상을 더 함유한다.(3) The steel material according to the above (1) or (2), wherein the steel material comprises, by mass%, 0.0005 to 0.0050% of Mg, 0.0010 to 0.0200% of Zr, 0.0010 to 0.0200% And further contains at least one selected.

상기 (3)의 구성에 의하면, 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 얻을 수 있다.According to the structure (3), the toughness improving effect due to the dispersion of the oxide can be obtained.

[실시예][Example]

다음에, 본 발명자들이 실행한 실시예에 대해 설명한다.Next, an embodiment of the present invention will be described.

우선, 150kg의 고주파 용해로를 이용하여, 표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 No.1∼23의 용강을 각각 용제하고, 주조함으로써 강괴(강 소재)를 제조하였다. 다음에, 각 강괴를 열간 압연함으로써 각종 두께의 강편을 제조하였다. 또한, 얻어진 강편을 각종의 압연 및 가속 냉각 조건에 의해, 압연 및 가속 냉각함으로써 두께가 25㎜이상 50㎜미만의 강판을 제조하였다. 그 후, 각 강판으로부터 긴쪽 방향이 판폭 방향과 일치하도록 JISZ2201에 기재된 1A호 시험편을 채취하고, 항복 응력 YS(MPa), 인장 강도 TS(MPa) 및 전체 신장 El(%)를 계측하였다. 또한, 표 1에 있어서, 강 No.1∼8은 본 발명의 실시예이며, 강 No.9∼23은 성분 조성이 본 발명의 범위 외로 되는 비교예이다.First, molten steel Nos. 1 to 23 having the composition shown in Table 1 were respectively melted and cast using a high-frequency melting furnace of 150 kg to prepare a steel ingot (steel material). Next, steel bars of various thicknesses were produced by hot rolling each steel ingot. The steel sheet thus obtained was subjected to rolling and accelerated cooling under various rolling and accelerated cooling conditions to produce a steel sheet having a thickness of 25 mm or more and less than 50 mm. Thereafter, a 1A specimen described in JIS Z 2201 was sampled from each steel sheet so that the longitudinal direction thereof coincided with the plate width direction, and the yield stress YS (MPa), the tensile strength TS (MPa) and the total elongation El (%) were measured. In Table 1, Steel Nos. 1 to 8 are Examples of the present invention, and Steel Nos. 9 to 23 are Comparative Examples in which the composition of the components is out of the range of the present invention.

[표 1][Table 1]

Figure 112016124763712-pct00001
Figure 112016124763712-pct00001

또, 각 강편의 판 두께의 1/4로 되는 위치로부터 JISZ2202에 기재된 V노치 샤르피 충격 시험편을 채취하고, 채취한 샤르피 시험편에 대해 시험 온도가 -100℃∼40℃의 범위에서 적절히 샤르피 충격 시험을 실행하였다. 샤르피 시험의 결과로부터, 연성 파면율 50%로 되는 파면 천이 온도 vTrs(℃)를 구하고, 모재 인성을 평가하였다.The V-notch Charpy impact test specimen described in JIS Z2202 was taken from a position at 1/4 of the plate thickness of each piece, and Charpy impact test was carried out at a test temperature of -100 ° C to 40 ° C Respectively. From the results of the Charpy test, the fracture surface transition temperature vTrs (占 폚) at which the ductile wavefront ratio was 50% was determined, and the toughness of the base material was evaluated.

또한, 본드부 근방부의 HAZ 인성을 평가하기 위해, 각 후강판으로부터 폭 80㎜×길이 80㎜×두께 15㎜의 시험편을 채취하고, 채취한 시험편을 1450℃로 가열한 후, 800℃∼500℃의 사이를 250sec로 냉각하는 재현 열 사이클을 실시하였다. 열처리를 실시한 이들 시험편으로부터 2㎜V 노치 샤르피 시험편을 채취하고, 채취한 샤르피 시험편에 대해 시험 온도가 -100℃∼40℃의 범위에서 적절히 샤르피 충격 시험을 실행하였다. 샤르피 시험의 결과로부터, 연성 파면율 50%로 되는 파면 천이 온도 vTrs(℃)를 구하고, 본드부 근방부의 인성을 평가하였다. 또한, 재현 열 사이클의 조건은 입열량 300kJ/cm의 일렉트로 가스 용접의 경우의 본드부 근방의 열 사이클에 상당하며, 상정 최대 입열에 해당하는 판 두께 40㎜에서의 1패스 용접을 모의하였다.Further, in order to evaluate the HAZ toughness in the vicinity of the bond portion, test pieces each having a width of 80 mm, a length of 80 mm and a thickness of 15 mm were taken from each steel sheet after the test, and the obtained test pieces were heated to 1450 캜 and then heated to 800 캜 to 500 캜 Was repeated for 250 seconds. Charpy test specimens of 2 mmV notch were taken from these heat treated specimens. Charpy impact tests were carried out on Charpy test specimens taken at a test temperature in the range of -100 to 40 캜 as appropriate. From the results of the Charpy test, the fracture surface transition temperature vTrs (占 폚) at which the ductile wavefront ratio was 50% was determined, and the toughness at the vicinity of the bond portion was evaluated. The conditions of the recycling heat cycle corresponded to the heat cycle in the vicinity of the bond portion in the case of the electrogas welding with an input calorie of 300 kJ / cm, and simulated one-pass welding at a plate thickness of 40 mm corresponding to the assumed maximum heat input.

표 2에, 압연 조건, 가속 냉각 조건, 상기 수순으로 평가를 실행한 모재의 인장 특성(YS, TS, El), 및 본드부 근방 HAZ 인성의 시험 결과를 아울러 나타낸다. 또한, 표 2에 있어서, 강판 No.1∼16은 본 발명의 실시예이며, 강판 No.17∼22는 강 No.1∼8로부터 채취한 강판을 본 발명의 범위 외로 되는 조건에서 압연 및 냉각한 비교예이며, 강판 No.23∼44는 강 No.9∼30으로부터 채취한 강판을 본 발명의 범위 외로 되는 조건에서 압연 및 냉각한 비교예이다.Table 2 also shows the rolling conditions, the accelerated cooling conditions, the tensile properties (YS, TS, El) of the base material subjected to the evaluation in the above procedure, and the test results of the HAZ toughness near the bond portion. In Table 2, the steel sheets Nos. 1 to 16 are examples of the present invention, and the steel sheets Nos. 17 to 22 are obtained by rolling and cooling under the conditions outside the scope of the present invention, And Steel Nos. 23 to 44 are comparative examples in which the steel sheets collected from Steel Nos. 9 to 30 were rolled and cooled under the conditions outside the scope of the present invention.

[표 2][Table 2]

Figure 112016124763712-pct00002
Figure 112016124763712-pct00002

실시예인 강판 No.1∼16은 항복 응력 YS가 460MPa이상, 인장력 TS가 570MPa이상, 전체 신장 El가 16%이상, 모재 인성의 평가로 되는 파면 천이 온도 vTrs가 -50℃이하의 우수한 모재 특성을 갖는 것을 확인할 수 있었다. 또, 강판 No.1∼16은 본드부 근방 HAZ 인성의 평가가 되는 파면 천이 온도 vTrs가 -40℃이하로 되고, 대입열 용접부에 있어서 우수한 인성이 얻어지는 것을 확인할 수 있었다.The steel plates Nos. 1 to 16, which are Examples, exhibit excellent properties of a base material having a yield stress YS of 460 MPa or more, a tensile strength TS of 570 MPa or more, a total elongation El of 16% or more, and a fracture transition temperature vTrs . Also, it was confirmed that the steel sheet Nos. 1 to 16 had a fracture surface transition temperature vTrs of not more than -40 DEG C, which was an evaluation of the HAZ toughness in the vicinity of the bond portion, and excellent toughness was obtained in the substitution heat welded portion.

한편, 비교예인 강판 No.17∼22에 있어서는 강의 성분 조성이 본 발명에 포함되지만, 제조 조건이 어긋나 있기 때문에, 모재의 인장 특성, 인성 혹은 신장의 어느 하나 혹은 복수가 실시예에 대해 저위로 되는 것을 확인할 수 있었다. 또, 비교예인 강판 No.23∼44에 있어서는 제조 조건이 본 발명에 합치하고 있지만, 강의 성분 조성이 어긋나 있기 때문에, 특히 본드부 근방 HAZ 인성 혹은 이음매의 인장 강도의 어느 하나 혹은 쌍방이 실시예에 대해, 저위의 값으로 되는 것을 확인할 수 있었다.On the other hand, in the steel sheets Nos. 17 to 22, which are comparative examples, the composition of the steel is included in the present invention. However, since the manufacturing conditions are different, any one or more of the tensile properties, toughness or elongation . In the steel sheets Nos. 23 to 44, which are comparative examples, the production conditions are in accordance with the present invention, but since the composition of the steel component is out of order, any one or both of the tensile strength of HAZ toughness near the bond portion, , It can be confirmed that the value is low.

Claims (3)

질량%로,
C：0.03%이상 0.10%이하,
Si：0.01%이상 0.10%이하,
Mn：0.8%이상 2.0%이하, 　
P：0.020%이하, 　
S：0.0005%이상 0.0050%이하,
Al：0.005%이상 0.100%이하,
Nb：0.003%이상 0.030%이하,
Ti：0.005%이상 0.050%이하,
Cu：0.10%이상 0.50%이하,
Ni：0.30%이상 2.00%이하,
N：0.0030%이상 0.0100%이하,
B：0.0003%초과 0.0025%이하,
Ca：0.0005%이상 0.0030%이하,
O：0.0040%미만을 함유하고, 또한
하기 (1)식에서 정의되는 ACR이 0초과 1미만, 하기 (2)식에서 정의되는 Ceq가 0.38이상 0.43이하를 만족시켜 각 성분이 함유되고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 소재를 1050℃이상 1200℃이하로 가열하고,
가열한 상기 강 소재를, 압연 후의 판 두께가 25㎜이상 50㎜이하, 누적 압하율이 40%이상으로 되도록, 850℃이하 또한 압연 종료시에 Ar3 변태점 이상으로 되는 온도역에서 열간 압연하고,
열간 압연한 상기 강 소재를, 표면 온도가 (-t×1.5)+400℃이상 또한 (-t×1.5)+620℃이하이고, 또한 465℃이상으로 될 때까지, 5℃/sec이상의 냉각 속도로 수랭하고,
수랭하고 상기 강 소재를 공랭하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강판의 제조 방법:
ACR=(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)…(1)
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2)
또한, 표면 온도의 조건식에 있어서의 t는 열간 압연 후의 상기 강 소재의 두께를 나타내고, (1)식 및 (2)식에 있어서, 각 원소 기호는 상기 강 소재 중의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.In terms of% by mass,
C: not less than 0.03% and not more than 0.10%
Si: not less than 0.01% and not more than 0.10%
Mn: not less than 0.8% and not more than 2.0%
P: 0.020% or less,
S: not less than 0.0005% and not more than 0.0050%
Al: 0.005% or more and 0.100% or less,
Nb: 0.003% or more and 0.030% or less,
Ti: 0.005% or more and 0.050% or less,
Cu: not less than 0.10% and not more than 0.50%
Ni: not less than 0.30% and not more than 2.00%
N: 0.0030% or more and 0.0100% or less,
B: more than 0.0003% and not more than 0.0025%
Ca: not less than 0.0005% and not more than 0.0030%
O: less than 0.0040%, and
A steel material having an ACR defined by the following formula (1) of less than 1 and having a Ceq of 0.38 or more and 0.43 or less as defined in the following formula (2) and containing the respective components and the balance of Fe and unavoidable impurities, Lt; RTI ID = 0.0 &gt; 1200 C &
The hot rolled steel material is hot rolled at a temperature not higher than 850 캜 and at a temperature not lower than the Ar 3 transformation point at the end of rolling so that the rolled steel sheet has a thickness of not less than 25 mm and not more than 50 mm and a cumulative rolling reduction of not less than 40%
The hot-rolled steel material is cooled at a cooling rate of 5 占 폚 / sec or more until the surface temperature becomes (-t 占 1.5) + 400 占 폚 or higher and (-t 占 1.5) + 620 占 폚 or lower, Lt; / RTI &gt;
And cooling the steel material by air cooling.
ACR = (Ca- (0.18 + 130 x Ca) x O) / (1.25 x S) (One)
C eq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (2)
T represents the thickness of the steel material after the hot rolling, and in the formulas (1) and (2), each element symbol represents the content (mass%) of each element in the steel material. . 제 1 항에 있어서,
상기 강 소재는 질량%로, V：0%초과 0.20%이하, Cr：0%초과 0.40%이하 및 Mo：0%초과 0.40%이하 중에서 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강판의 제조 방법.The method according to claim 1,
Wherein the steel material further contains at least one selected from the group consisting of V: more than 0% to 0.20%, Cr: more than 0% to 0.40%, and Mo: more than 0% to 0.40% A method of manufacturing a steel sheet for welding. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강 소재는 질량%로, Mg：0.0005%이상 0.0050%이하, Zr：0.0010%이상 0.0200%이하, REM：0.0010%이상 0.0200%이하 중에서 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강판의 제조 방법.
3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein the steel material further contains at least one selected from the group consisting of Mg: at least 0.0005% and at most 0.0050%, at least one of Zr: at least 0.0010% and at most 0.0200%, and REM: at least 0.0010% A method of manufacturing a steel sheet for welding.
KR1020167035571A 2014-07-15 2015-06-23 Method of manufacturing steel plate for high-heat input welding KR101971772B1 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014144864 2014-07-15
JPJP-P-2014-144864 2014-07-15
PCT/JP2015/003142 WO2016009595A1 (en) 2014-07-15 2015-06-23 Method of manufacturing steel plate for high-heat input welding

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20170007815A KR20170007815A (en) 2017-01-20
KR101971772B1 true KR101971772B1 (en) 2019-04-23

Family

ID=55078109

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167035571A KR101971772B1 (en) 2014-07-15 2015-06-23 Method of manufacturing steel plate for high-heat input welding

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP6048627B2 (en)
KR (1) KR101971772B1 (en)
CN (1) CN106574316B (en)
WO (1) WO2016009595A1 (en)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018079026A1 (en) * 2016-10-27 2018-05-03 Ｊｆｅスチール株式会社 Steel for high heat input welding
KR20180074415A (en) * 2016-12-23 2018-07-03 주식회사 포스코 High heat input welded joint having excellent impact toughtness
WO2018216665A1 (en) * 2017-05-22 2018-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 Thick steel plate and method for manufacturing same
CN114703424B (en) * 2022-03-31 2023-02-28 张家港荣盛特钢有限公司 High heat input welded steel sheet and method for producing same

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101289728A (en) * 2007-04-20 2008-10-22 宝山钢铁股份有限公司 Low-yield ratio, high heat input welding, high-strength and high ductility steel plate and method of manufacture
JP2011074403A (en) * 2009-09-16 2011-04-14 Jfe Steel Corp Steel for high heat input welding
JP2014029019A (en) 2012-07-03 2014-02-13 Jfe Steel Corp Method for producing steel sheet for large heat input welding excellent in brittle crack arrest property

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS546308A (en) 1977-06-16 1979-01-18 Ishikawajima Harima Heavy Ind Pedestal in steel
JPS5751243A (en) 1980-09-12 1982-03-26 Nippon Steel Corp Steel products for welding
JPS60204863A (en) 1984-03-28 1985-10-16 Kobe Steel Ltd Steel for high heat input welded structure
JPS62170459A (en) 1986-01-22 1987-07-27 Sumitomo Metal Ind Ltd High tension steel plate for high heat input welding
JPH0414180A (en) 1990-05-07 1992-01-20 Toshiba Corp Image forming and storing device
JP4035990B2 (en) * 2001-12-13 2008-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 Super high heat input welding HAZ toughness and low yield ratio steel plate for building structure and method for producing the same
JP5233365B2 (en) * 2008-03-31 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 Steel material for large heat input welding
JP5439887B2 (en) * 2008-03-31 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength steel and manufacturing method thereof
JP5365145B2 (en) * 2008-11-07 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 Low yield ratio steel sheet for construction excellent in toughness of large heat input welds and method for producing the same
CN102041459B (en) * 2009-10-23 2012-09-19 宝山钢铁股份有限公司 Steel plate HT690 capable of being subjected to high heat input welding and manufacturing method thereof
JP5772620B2 (en) * 2011-01-18 2015-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 Tapered plate manufacturing method
CN102719745B (en) * 2012-06-25 2014-07-23 宝山钢铁股份有限公司 High-strength low-temperature steel with high hydrogen induced cracking (HIC) and sulfide stress corrosion cracking (SSC) resistance and manufacturing method thereof
JP5958428B2 (en) * 2012-07-30 2016-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 Manufacturing method of steel plates for high heat input welding
CN103320719B (en) * 2013-06-19 2015-05-20 宝山钢铁股份有限公司 Low-cost large-heat-input-weldable high-toughness steel plate and manufacturing method thereof

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101289728A (en) * 2007-04-20 2008-10-22 宝山钢铁股份有限公司 Low-yield ratio, high heat input welding, high-strength and high ductility steel plate and method of manufacture
JP2011074403A (en) * 2009-09-16 2011-04-14 Jfe Steel Corp Steel for high heat input welding
JP2014029019A (en) 2012-07-03 2014-02-13 Jfe Steel Corp Method for producing steel sheet for large heat input welding excellent in brittle crack arrest property

Also Published As

Publication number Publication date
JP6048627B2 (en) 2016-12-21
CN106574316B (en) 2019-10-01
CN106574316A (en) 2017-04-19
WO2016009595A1 (en) 2016-01-21
KR20170007815A (en) 2017-01-20
JPWO2016009595A1 (en) 2017-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101846759B1 (en) Steel plate and method for manufacturing same
JP5177310B2 (en) High tensile strength steel sheet with excellent low temperature toughness of weld heat affected zone and method for producing the same
JP4673784B2 (en) High strength steel sheet having excellent weld heat affected zone toughness and method for producing the same
JP5076658B2 (en) Steel material for large heat input welding
JP6245352B2 (en) High-tensile steel plate and manufacturing method thereof
KR101971772B1 (en) Method of manufacturing steel plate for high-heat input welding
JP5796636B2 (en) Steel material for large heat input welding
KR101930181B1 (en) Steel material for high heat input welding
TWI526545B (en) Steel material for welding
JP4237904B2 (en) Ferritic heat resistant steel sheet with excellent creep strength and toughness of base metal and welded joint and method for producing the same
US10300564B2 (en) Weld joint
JPWO2019050010A1 (en) Steel sheet and manufacturing method thereof
JP6226163B2 (en) High-tensile steel plate with excellent low-temperature toughness in heat affected zone and its manufacturing method
JP6299676B2 (en) High-tensile steel plate and manufacturing method thereof
JP2020204091A (en) High strength steel sheet for high heat input welding
JP7272471B2 (en) steel plate
JP7323086B1 (en) Steel plate and its manufacturing method
JP6036884B2 (en) A method for producing a non-tempered high-tensile steel sheet with excellent high heat input welding characteristics and ductility.
JP2020204092A (en) High strength steel sheet for high heat input welding
CN118119723A (en) Steel sheet and method for producing same
JP2020204074A (en) High strength steel sheet for high heat input welding

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment
X701 Decision to grant (after re-examination)
GRNT Written decision to grant