KR20010024757A - Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness - Google Patents

Abstract

용접시 기판과 열 영향대(HAZ)에서의 극저온 인성이 우수하고 인장 강도가 830MPa(120ksi)를 초과하고 주로 세립화된 래드 마르텐사이트 및/또는 하 베이나이트를 포함하는 미세구조를 갖는 초고강도 용접 가능한 저합금 강은 탄소, 망간, 니켈, 질소, 구리, 크롬, 몰리브덴, 규소, 니오브, 바나듐, 티탄, 알루미늄 및 붕소 부가물의 일부 또는 모두를 철과 함께 포함하는 강 슬라브를 가열하고; 강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서 1회 이상의 통과로 압하시켜 판을 형성시키고; 판을 오스테나이트 재결정화 온도 미만, 약 Ar₃변형 온도 초과의 온도 범위에서 1회 이상의 통과로 다듬질 압연시키고; 다듬질 압연된 판(10"')을 적합한 급냉 중지 온도로 급냉시키고; 급냉을 중지하고; 판(10"')을 적합한 온도에서 경화성 입자의 침전을 유발하기에 충분한 시간 동안 템퍼링함으로써 제조된다.Ultra-high strength welding with microstructures with excellent cryogenic toughness in the substrate and heat-affected zone (HAZ) during welding and a tensile strength exceeding 830 MPa (120 ksi) and comprising mainly fine-grained rad martensite and / or havinite Possible low alloy steels heat steel slabs comprising some or all of carbon, manganese, nickel, nitrogen, copper, chromium, molybdenum, silicon, niobium, vanadium, titanium, aluminum and boron adducts with iron; The steel slab is pressed into one or more passes in the temperature range where austenite is recrystallized to form a plate; The plate is trimmed rolled in one or more passes in a temperature range below the austenite recrystallization temperature and above the Ar ₃ strain temperature; It is prepared by quenching the finished rolled plate 10 "'to a suitable quench stop temperature; stopping the quench; tempering the plate 10"' for a time sufficient to cause precipitation of curable particles at a suitable temperature.

Description

극저온 인성이 우수한 초고강도 강{Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness}Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness}

각종 용어가 다음 명세서에서 정의된다. 편의상, 용어 해설은 본원에서 청구의 범위 바로 앞에 제공된다.Various terms are defined in the following specification. For convenience, the terminology is provided immediately before the claims herein.

종종, 압축된 휘발성 유체를 극저온, 즉 약 -40℃(-40℉) 미만의 온도에서 저장하거나 수송할 필요가 있다. 예를 들면, 압축 액화 천연 가스(PLNG)를 약 1035kPa(150psia) 내지 약 7590kPa(1100psia)의 넓은 범위의 압력 및 약 -123℃(-190℉) 내지 약 -62℃(-80℉) 범위의 온도에서 저장 및 수송하기 위한 용기가 필요하다. 또한, 증기압이 높은 기타 휘발성 유체, 예를 들면, 메탄, 에탄 및 프로판을 극저온에서 안전하고 경제적으로 저장하고 수송하기 위한 용기가 필요하다. 용접 강으로 구성된 용기에 있어서, 당해 강은 유체 압력을 견디기에 적합한 강도 및, 작동 조건하에 기재 강 및 HAZ 둘 다에서의 파면, 즉 파괴의 개시를 방지하기에 적합한 인성을 가져야 한다.Often, compressed volatile fluids need to be stored or transported at cryogenic temperatures, that is, at temperatures below about -40 ° C (-40 ° F). For example, compressed liquefied natural gas (PLNG) may have a wide pressure range of about 1035 kPa (150 psia) to about 7590 kPa (1100 psia) and a range of about -123 ° C. (-190 ° F.) to about -62 ° C. (-80 ° F.). There is a need for a container for storage and transport at temperature. There is also a need for a container for the storage and transport of other volatile fluids with high vapor pressure, such as methane, ethane and propane, safely and economically at cryogenic temperatures. In containers made of welded steel, the steel must have a strength suitable to withstand fluid pressure and a toughness suitable to prevent the fracture of both the base steel and the HAZ, ie the onset of breakdown, under operating conditions.

연성에서 취성으로의 천이 온도(DBTT)는 구조 강에서의 2가지의 파면 양상을 나타낸다. DBTT 이하의 온도에서, 강의 파괴는 저에너지 분열(취성) 파면에 의해 발생되는 경향이 있지만, DBTT 이상의 온도에서 강의 파괴는 고에너지 연성 파면에 의해 발생되는 경향이 있다. 상기한 극저온에서의 사용 및 기타 하중을 갖고 극저온에서 사용하기 위한 저장 및 수송용 용기의 구성에 사용되는 용접 강은 DBTT가 기재 강 및 HAZ 둘 다에서의 사용 온도보다 상당히 낮아서 저에너지 분열 파면에 의한 파괴를 피해야 한다.The ductility to brittle transition temperature (DBTT) represents two wavefront behaviors in structural steels. At temperatures below DBTT, the fracture of the steel tends to be caused by low energy fracture (brittle) wavefronts, while at temperatures above DBTT the fracture of steel tends to be caused by high energy ductile wavefronts. Welded steel used in the construction of containers for storage and transport for use at cryogenic temperatures with other cryogenic uses and other loads has a DBTT that is significantly lower than the operating temperature in both base steel and HAZ, resulting in low energy fracture fractures. Should be avoided.

극저온 구조적 용도로 통상적으로 사용되는 니켈 함유 강, 예를 들면, 니켈 함량이 약 3중량%를 초과하는 강은 DBTT가 낮고, 인장 강도도 또한 비교적 낮다. 통상적으로, 시판되는 3.5중량% Ni, 5.5중량% Ni 및 9중량% Ni 강의 DBTT는 각각 약 -100℃(-150℉), -155℃(-250℉) 및 -175℃(-280℉)이고, 인장 강도는 각각 약 485MPa(70ksi) 이하, 620MPa(90ksi) 이하 및 830MPa(120ksi) 이하이다. 이러한 강도 및 인성의 조합을 달성하기 위해서, 강은 일반적으로 고가의 가공, 예를 들면, 이중 어닐링 처리를 수행한다. 극저온 용도의 경우, 산업계에서는 현재 저온에서의 우수한 인성으로 인해 시판되고 있는 상기 니켈 함유 강을 사용하고 있지만, 이의 비교적 낮은 인장 강도에 접근하여 고안되어야 한다. 이러한 고안은 일반적으로 하중을 갖는 극저온용으로 과도한 강 두께를 요구한다. 따라서, 하중이 있는 저온용으로 당해 니켈 함유 강을 사용하는 것은 필요한 강 두께에 따르는 강의 고 비용으로 인해 고가가 되는 경향이 있다.Nickel-containing steels commonly used for cryogenic structural applications, such as those with nickel content greater than about 3% by weight, have a low DBTT and a relatively low tensile strength. Typically, commercial DBTTs of 3.5 wt% Ni, 5.5 wt% Ni, and 9 wt% Ni steels are about -100 ° C. (-150 ° F.), -155 ° C. (-250 ° F.), and -175 ° C. (-280 ° F.), respectively. And tensile strengths of about 485 MPa (70 ksi) or less, 620 MPa (90 ksi) or less and 830 MPa (120 ksi) or less, respectively. To achieve this combination of strength and toughness, steels generally undergo expensive processing, for example double annealing treatments. For cryogenic applications, the industry uses the nickel-containing steels that are currently commercially available due to their good toughness at low temperatures, but must be devised to approach their relatively low tensile strength. This design generally requires excessive steel thickness for cryogenic loads. Therefore, the use of the nickel-containing steel for low temperature with load tends to be expensive due to the high cost of the steel depending on the required steel thickness.

한편, 몇몇 시판되고 있는 최신 기술의 저탄소 및 중탄소 고강도 저합금(HSLA) 강, 예를 들면, AISI 4320 또는 4330 강은 인장 강도가 우수하고(예: 약 830MPa(120ksi) 초과) 저렴하지만, 일반적인 영역, 특히 용접 열 영향대(HAZ)에서의 DBTT가 비교적 높다는 단점이 있다. 일반적으로, 이들 강은 인장 강도가 증가함에 따라 용접성 및 저온 인성이 감소하는 경향이 있다. 이러한 이유로 현재 시판되고 있는 최신 기술의 HSLA 강은 일반적으로 극저온용으로는 고려되지 않는다. 이들 강의 HAZ의 높은 DBTT는 일반적으로 조악하게 결정립화되고 임계적으로 재가열된 HAZ, 즉 약 Ac₁변형 온도 내지 약 Ac₃변형 온도의 온도로 가열된 HAZ에서의 용접 열 사이클로부터 발생하는 바람직하지 않은 미세구조의 형성으로 인한 것이다. (Ac₁및 Ac₃변형 온도의 정의에 대한 용어 해설을 참조하라). DBTT는 HAZ 중의 결정립 크기가 증가하고 마르텐사이트-오스테나이트(MA) 군과 같은 미세구조 성분을 취화함에 따라 상당히 증가된다. 예를 들면, 오일 및 가스 전달용 최신 기술의 HSLA 강, X100 라인파이프 속의 HAZ에 대한 DBTT는 약 -50℃(-60℉)를 초과한다. 상기한 시판되는 니켈 함유 강의 저온 인성 특성과 HSLA 강의 고강도 및 저 비용 특성을 합한 신규 강을 개발하는 것은 에너지 저장 및 수송 부문에 상당히 자극적이면서, 우수한 용접성 및 목적하는 두께의 가능성, 즉 두께가 약 2.5cm(1in)를 초과하는 실질적으로 균일한 미세구조 및 특성(예: 강도 및 인성)도 제공한다.On the other hand, some of the state-of-the-art low-carbon and medium-carbon high-strength low alloy (HSLA) steels, such as AISI 4320 or 4330 steels, are excellent in tensile strength (e.g. above about 830 MPa (120 ksi)) and are inexpensive, but common The disadvantage is that the DBTT in the region, in particular the weld heat affected zone (HAZ), is relatively high. In general, these steels tend to decrease weldability and low temperature toughness as the tensile strength increases. For this reason, current state-of-the-art HSLA steels are not generally considered for cryogenic applications. The high DBTT of the HAZ of these steels is generally undesirable due to welding heat cycles in coarse grained and critically reheated HAZs, ie HAZs heated to temperatures from about Ac ₁ strain temperature to about Ac ₃ strain temperature. This is due to the formation of microstructures. (See Glossary for definition of Ac ₁ and Ac ₃ strain temperatures). DBTT increases significantly with increasing grain size in HAZ and embrittling microstructural components such as martensite-austenite (MA) groups. For example, the state-of-the-art HSLA steel for oil and gas delivery, DBTT for HAZ in X100 linepipe, exceeds about -50 ° C (-60 ° F). Developing a new steel that combines the low temperature toughness properties of the commercially available nickel-containing steels with the high strength and low cost properties of HSLA steels is quite exciting for the energy storage and transportation sector, while offering good weldability and the desired thickness, ie, a thickness of about 2.5 It also provides substantially uniform microstructures and properties (eg, strength and toughness) greater than 1 inch (cm).

비극저온용으로 대부분의 시판되는 최신 기술의 저탄소 및 중탄소 HSLA 강은 고강도에서의 이들의 비교적 저인성으로 인해 낮은 강도의 파면에서 고안되거나, 허용되는 인성을 달성하기 위해서 강도를 낮추도록 가공된다. 공학 분야에서, 당해 접근법은 단면 두께를 증가시킴에 따라서, 고강도 전위 HSLA 강이 완전히 사용될 수 있는 경우보다 성분 중량이 높고 결국 비용이 높아진다. 고성능 기어와 같은 몇몇 중요한 용도에 있어서, Ni를 약 3중량% 초과로 함유하는 강(예: AISI 48XX, SAE 93XX 등)이 충분한 인성을 유지시키는 데 사용된다. 이러한 접근법은 HSLA 강의 우수한 강도에 접근하기 위한 비용 면에서 상당한 불이익을 초래한다. 표준 상업용 HSLA 강의 사용시 직면하는 또 다른 문제는 특히 저열 투입 용접(low heat input welding)이 사용되는 경우에 HAZ에서의 수소 균열이다.Most commercially available low carbon and medium carbon HSLA steels for non-cold use are designed at low strength fractures due to their relatively low toughness at high strength, or machined to lower strength to achieve acceptable toughness. In the field of engineering, this approach increases the cross-sectional thickness, resulting in higher component weights and eventually higher costs than when high strength dislocation HSLA steels can be used completely. In some critical applications, such as high performance gears, steels containing more than about 3 weight percent Ni (eg, AISI 48XX, SAE 93XX, etc.) are used to maintain sufficient toughness. This approach results in significant disadvantages in terms of access to the superior strength of the HSLA steel. Another problem encountered with the use of standard commercial HSLA steel is hydrogen cracking in the HAZ, especially when low heat input welding is used.

저합금 강의 고강도 및 초고강도에서 인성을 저비용으로 상승시키는 것에 대한 상당한 경제적 동기와 명확한 공학적 요구가 있어 왔다. 특히, 상업적인 극저온 용도에 사용하기 위한, 기판 및 HAZ 둘 다에서 초고강도, 예를 들면, 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도 및 우수한 극저온 인성, 예를 들면, 약 -73℃(-100℉) 미만의 DBTT를 갖는 합리적인 가격의 강이 요구되고 있다.There have been significant economic incentives and clear engineering demands for low cost, high toughness at low and high strengths of low alloy steels. In particular, for use in commercial cryogenic applications, ultra high strength, for example, greater than 830 MPa (120 ksi) tensile strength and excellent cryogenic toughness, such as about -73 ° C (-100 ° F), for both substrate and HAZ There is a need for a reasonably priced steel with a DBTT of less than.

따라서, 본 발명의 1차 목적은 (i) 기재 강 및 용접 HAZ에서의 DBTT를 약 -73℃(-100℉) 미만으로 감소시키는 영역, (ii) 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도를 달성하는 영역 및 (iii) 우수한 용접성을 제공하는 3가지의 중요한 영역에서 극저온에서 응용하기 위한 현 상태의 고강도 저합금 강 기술을 개선시키는 것이다. 본 발명의 또 다른 목적은 통과 두께가 상당히 균일한 미세구조 및 특성을 갖고 두께가 약 2.5cm(1in)를 초과하는 상기한 HSLA 강을 수득하고, 현재 상업적으로 입수할 수 있는 가공 기술을 사용하여 상업적인 극저온 가공에서 이러한 강의 사용이 경제적으로 적합하도록 하는 것이다.Accordingly, the primary object of the present invention is to achieve (i) a region of reducing DBTT in substrate steel and welded HAZ to less than about −73 ° C. (−100 ° F.), and (ii) a tensile strength in excess of 830 MPa (120 ksi). And (iii) three critical areas that provide good weldability, to improve the state-of-the-art high strength low alloy steel technology for cryogenic applications. It is yet another object of the present invention to obtain the above-described HSLA steels having microstructures and properties of fairly uniform pass thickness and greater than about 1 inch (2.5 cm) in thickness, using current commercially available processing techniques. The use of such steels in commercial cryogenic processing is economically feasible.

발명의 요약Summary of the Invention

상기한 본 발명의 목적에 부응하여, 목적하는 화학 조성의 강 슬라브를 적합한 온도로 재가열한 후, 열간 압연시켜 강판을 형성시킨 다음, 열간 압연 말기에 물과 같은 적합한 유체로 급냉시켜 적합한 급냉 중지 온도(QST)로 신속하게 냉각시켜 강의 미세구조를 바람직하게는 주로 세립화된 래드 마르텐사이트(lath martensite), 세립화된 하 베이나이트(lower bainite) 또는 이들의 혼합물로 변형시킨 다음, 적당한 온도 범위내에서 템퍼링하여(tempering) 템퍼링된 강에 바람직하게는 주로 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트, 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트 또는 이들의 혼합물을 포함하거나, 보다 바람직하게는 실질적으로 100% 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트를 포함하는 미세구조를 형성시키는 가공 방법론이 제공되어 있다. 본 발명을 기술하는 데 사용된 급냉은 강을 상온으로 공기 냉각시키는 것과 대조적으로, 강의 냉각 속도를 증가시키는 경향으로 인해 선택된 유체를 사용하는 방법에 의해 촉진되는 냉각을 의미한다. 본 발명의 하나의 양태에서, 강판은 급냉이 중단된 후, 템퍼링하기 전에 상온으로 공기 냉각된다.In accordance with the above object of the present invention, after reheating a steel slab of a desired chemical composition to a suitable temperature, hot rolling to form a steel sheet, and then quenched with a suitable fluid such as water at the end of the hot rolling to a suitable quench stop temperature Rapid cooling to (QST) transforms the steel microstructures, preferably into predominantly finely grained lath martensite, finely grained lower bainite, or mixtures thereof, and then within a suitable temperature range. The tempered steel preferably comprises tempered finely grained rad martensite, tempered finely grained ha bainite or mixtures thereof, more preferably substantially 100% tempered in tempered steel at There is provided a processing methodology for forming a microstructure comprising ized martensite. Quenching, as used to describe the present invention, refers to cooling promoted by a method of using a selected fluid due to its tendency to increase the cooling rate of the steel as opposed to air cooling the steel to room temperature. In one embodiment of the present invention, the steel sheet is air cooled to room temperature after quenching is stopped and before tempering.

또한, 상기한 본 발명의 목적에 부응하여, 본 발명에 따라서 가공된 강은, 바람직하게는 강판 두께가 약 2.5cm(1in) 이상인 강이 (i) 기재 강 및 용접 HAZ에서 약 -73℃(-100℉) 미만의 DBTT, (ii) 830MPa(120ksi) 초과, 바람직하게는 약 860MPa(125ksi) 초과, 보다 바람직하게는 약 900MPa(130ksi)를 초과하는 인장 강도, (iii) 우수한 용접성, (iv) 통과 두께가 실질적으로 균일한 미세구조 및 특성, (v) 시판되는 표준 HSLA 강보다 향상된 인성과 같은 특성을 갖는 다수의 극저온 용도에 특히 적합하다. 이들 강의 인장 강도는 약 930MPa(135ksi) 초과 또는 약 965MPa(140ksi) 초과 또는 약 1000MPa(145ksi) 초과일 수 있다.In addition, in accordance with the object of the present invention described above, the steel processed according to the present invention is preferably about -73 ° C in the (i) base steel and welded HAZ steel having a steel plate thickness of about 2.5 cm (1 in) or more. DBTT less than -100 ° F.), (ii) tensile strength greater than 830 MPa (120 ksi), preferably greater than about 860 MPa (125 ksi), more preferably greater than about 900 MPa (130 ksi), (iii) good weldability, (iv A) is particularly suitable for many cryogenic applications having properties such as microstructures and properties of substantially uniform through thickness, and (v) improved toughness over commercially available standard HSLA steels. The tensile strength of these steels may be greater than about 930 MPa (135 ksi) or greater than about 965 MPa (140 ksi) or greater than about 1000 MPa (145 ksi).

본 발명은 용접시 기판과 열 영향대(HAZ) 둘 다에서의 극저온 인성이 우수한 초고강도 용접 가능한 저합금 강판에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 이러한 강판의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an ultra high strength weldable low alloy steel sheet having excellent cryogenic toughness in both the substrate and the heat affected zone (HAZ) during welding. The present invention also relates to a method for producing such a steel sheet.

본 발명의 이점은 다음 상세한 설명 및 첨부된 도면을 참고함으로써 보다 잘 이해될 것이다:The advantages of the invention will be better understood by reference to the following detailed description and the accompanying drawings:

도 1a는 본 발명에 따라서 재가열한 후 강 슬라브 중의 오스테나이트 결정립 크기의 개략도이고,1A is a schematic representation of the size of austenite grains in a steel slab after reheating in accordance with the present invention;

도 1b는 본 발명에 따라서 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서 열간 압연한 후, 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 범위에서 열간 압연하기 전의 강 슬라브 중의 이전 오스테나이트 결정립 크기(참조: 용어 해설)의 개략도이고,1B shows the previous austenite grain size (see Glossary) in a steel slab after hot rolling in a temperature range in which austenite is recrystallized and before hot rolling in a temperature range in which austenite is not recrystallized. Schematic,

도 1c는 본 발명에 따라서 TMCP의 완결시 전반적인 두께 방향에서의 강판의 유효 결정립 크기가 매우 미세한 오스테나이트의 신장된 팬케이크 결정립 구조의 개략도이다.1C is a schematic diagram of an austenitic elongated pancake grain structure of very fine grain size of the steel sheet in the overall thickness direction upon completion of the TMCP in accordance with the present invention.

본 발명은 이의 바람직한 양태와 관련하여 기술되지만, 본 발명을 이로써 제한하지 않는 것으로 이해되어야 한다. 이에 반하여, 본 발명은 첨부된 청구의 범위에 한정된 본 발명의 취지 및 범주 이내에 포함될 수 있는 모든 대안, 변형물 및 등가물을 포함하고자 한다.While the invention has been described in connection with its preferred embodiments, it should be understood that it does not limit the invention thereby. On the contrary, the invention is intended to embrace all alternatives, modifications and equivalents that may be included within the spirit and scope of the invention as defined in the appended claims.

본 발명은 상기한 요건을 충족시키는 신규한 HSLA 강을 개발하는 것이다. 본 발명은 DBTT를 감소시키고 높은 인장 강도에서의 인성을 향상시키는 고유 강화 및 미세구조적 강화 둘 다를 제공하는 가공과 강의 화학 조성의 신규 조합을 기본으로 한다. 고유 강화는 본원에서 상세히 기재된 강 중의 중요한 합금 원소들의 적절한 균형에 의해 달성된다. 미세구조적 강화는 매우 미세한 유효 결정립 크기를 달성할 뿐만 아니라 상기한 오스테나이트 결정립보다 훨씬 더 미세한 평균 치수를 갖는 미세한 패킷에서 발생하는 세립화된 마르텐사이트 및/또는 하 베이나이트 래드를 생성한다. 추가로, 본 발명에서, 미세한 구리 침전물 및 혼합된 카바이드 및/또는 카보니트라이드로부터 분산 강화시켜 마르텐사이트/베이나이트 구조물을 템퍼링하는 동안 강도 및 인성을 최적화한다.The present invention is to develop a novel HSLA steel that meets the above requirements. The present invention is based on a novel combination of processing and chemical composition of steel that provides both intrinsic and microstructural reinforcement that reduces DBTT and improves toughness at high tensile strength. Intrinsic reinforcement is achieved by proper balance of important alloying elements in the steels described in detail herein. Microstructural reinforcement not only achieves very fine effective grain sizes but also produces finer martensite and / or havinite rods that occur in fine packets with average dimensions much finer than the austenite grains described above. Additionally, in the present invention, dispersion strengthening from fine copper precipitates and mixed carbides and / or carbonitrides optimizes strength and toughness during tempering martensite / bainite structures.

전술한 바에 따라서, (a) (i) 강 슬라브를 실질적으로 균질화하고, (ii) 강 슬라브 중의 니오브와 바나듐의 실질적으로 모든 카바이드 및 카보니트라이드를 용해시키고, (iii) 미세한 초기 오스테나이트 결정립을 강 슬라브 중에 정착시키기에 충분히 높은 재가열 온도로 강 슬라브를 가열하는 단계; (b) 강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 제1 온도 범위에서 1회 이상 열간 압연 통과로 압하시켜 강판을 형성하는 단계; (c) 강판을 약 T_nr온도 미만, 약 Ar₃변형 온도 초과의 제2 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 추가로 압하시키는 단계; (d) 강판을 약 10℃/sec 내지 약 40℃/sec(18℉/sec 내지 72℉/sec)의 냉각 속도로, 바람직하게는 약 M_s변형 온도 + 200℃(360℉) 미만의 급냉 중지 온도(QST)로 급냉시키는 단계; (e) 급냉을 중단하는 단계 및 (f) 강판을 약 400℃(752℉) 내지 약 Ac₁변형 온도, 바람직하게는 Ac₁변형 온도를 포함하지 않는 템퍼링 온도에서 경화성 입자, 즉 하나 이상의 ε-구리, Mo₂C, 또는 니오브 및 바나듐의 카바이드 및 카보니트라이드의 침전을 유발하기에 충분한 시간 동안 템퍼링하는 단계를 포함하여, 주로 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트, 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트 또는 이의 혼합물을 포함하는 미세구조를 갖는 초고강도 강판을 제조하는 방법이 제공된다. 경화성 입자의 침전을 유발하기에 충분한 시간은 주로 강판의 두께, 강판의 화학 조성, 템퍼링 온도에 좌우되고, 당해 기술 분야의 숙련가에 의해 결정될 수 있다. (주로, 경화성 입자, T_nr온도, Ar₃, M_s및 Ar₁변형 온도 및 Mo₂C에 대한 용어 해설을 참조하라.)In accordance with the foregoing, (a) substantially homogenizing the (i) steel slab, (ii) dissolving substantially all the carbides and carbonitrides of niobium and vanadium in the steel slab, and (iii) providing fine initial austenite grains. Heating the steel slab to a reheat temperature high enough to settle in the steel slab; (b) pressing the steel slab through a hot rolling pass one or more times in a first temperature range where austenite is recrystallized to form a steel sheet; (c) further rolling the steel sheet in one or more hot rolling passes in a second temperature range below about T _nr temperature and above about Ar ₃ strain temperature; (d) quench the steel sheet at a cooling rate of about 10 ° C./sec to about 40 ° C./sec (18 ° F./sec to 72 ° F./sec), preferably less than about M _s strain temperature + 200 ° C. (360 ° F.) Quenching to a stop temperature (QST); (e) the step of stopping the quenching and (f) a steel sheet of about 400 ℃ (752 ℉) to about Ac ₁ transformation temperature, preferably curable particles in tempering temperature which does not include the Ac ₁ transformation temperature, that is, one or more ε- Tempered fine-grained rad martensite, tempered fine-grained havinite, including tempering for a time sufficient to cause precipitation of carbide and carbonitride of copper, Mo ₂ C, or niobium and vanadium Or a method of manufacturing an ultra-high strength steel sheet having a microstructure comprising a mixture thereof. The time sufficient to cause precipitation of the curable particles depends mainly on the thickness of the steel sheet, the chemical composition of the steel sheet, the tempering temperature, and can be determined by a person skilled in the art. (See primarily the glossary of curable particles, T _nr temperatures, Ar ₃ , M _s and Ar ₁ strain temperatures, and Mo ₂ C.)

상온 및 극저온 인성을 보장하기 위해서, 본 발명에 따르는 강은 주로 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트, 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 갖는다. 상 베이나이트, 쌍정 마르텐사이트 및 MA와 같은 취화 성분의 형성을 실질적으로 최소화하는 것이 바람직하다. 본 발명의 기술 및 청구의 범위에 사용되는 "주로"는 약 50용적% 이상을 의미한다. 보다 바람직하게는, 미세구조는 약 60용적% 내지 약 80용적%의 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트, 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함한다. 보다 더 바람직하게는, 미세구조는 약 90용적% 이상의 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트, 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함한다. 가장 바람직하게는, 미세구조는 실질적으로 100% 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트를 포함한다.In order to ensure room temperature and cryogenic toughness, the steel according to the invention has a microstructure mainly comprising tempered finely grained ha bainite, tempered finely grained rad martensite or mixtures thereof. It is desirable to substantially minimize the formation of embrittlement components such as phase bainite, twin martensite and MA. As used in the description and claims of the present invention, "mainly" means at least about 50% by volume. More preferably, the microstructure comprises about 60% to about 80% by volume of tempered finely grained ha bainite, tempered finely grained rad martensite or mixtures thereof. Even more preferably, the microstructure comprises at least about 90% by volume tempered finely grained ha bainite, tempered finely grained rad martensite or mixtures thereof. Most preferably, the microstructure comprises substantially 100% tempered fined rad martensite.

본 발명에 따라서 가공된 강 슬라브는 통상적인 방식으로 제조되고, 하나의 양태로, 다음 합금 원소들을 바람직하게는 다음 표 1에 지시된 범위의 중량으로 철과 함께 포함한다.Steel slabs processed in accordance with the invention are produced in a conventional manner and, in one embodiment, comprise the following alloying elements together with iron in a weight in the range preferably indicated in the following table.

합금 원소Alloy elements 범위(중량%)Range (% by weight) 탄소(C)Carbon (C) 0.04 내지 1.12, 보다 바람직하게는 0.04 내지 0.070.04 to 1.12, more preferably 0.04 to 0.07 망간(Mn)Manganese (Mn) 0.5 내지 2.5, 보다 바람직하게는 1.0 내지 1.80.5 to 2.5, more preferably 1.0 to 1.8 니켈(Ni)Nickel (Ni) 1.0 내지 3.0, 보다 바람직하게는 1.5 내지 2.51.0 to 3.0, more preferably 1.5 to 2.5 구리(Cu)Copper (Cu) 0.1 내지 1.5, 보다 바람직하게는 0.5 내지 1.00.1 to 1.5, more preferably 0.5 to 1.0 몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo) 0.1 내지 0.8, 보다 바람직하게는 0.2 내지 0.50.1 to 0.8, more preferably 0.2 to 0.5 니오브(Nb)Niobium (Nb) 0.02 내지 0.1, 보다 바람직하게는 0.03 내지 0.050.02 to 0.1, more preferably 0.03 to 0.05 티탄(Ti)Titanium (Ti) 0.008 내지 0.03, 보다 바람직하게는 0.01 내지 0.020.008 to 0.03, more preferably 0.01 to 0.02 알루미늄(Al)Aluminum (Al) 0.001 내지 0.05, 보다 바람직하게는 0.005 내지 0.030.001 to 0.05, more preferably 0.005 to 0.03 질소(N)Nitrogen (N) 0.002 내지 0.005, 보다 바람직하게는 0.002 내지 0.0030.002 to 0.005, more preferably 0.002 to 0.003

바나듐(V)은 때때로 바람직하게는 약 0.10중량% 이하, 보다 바람직하게는 약 0.02중량% 내지 약 0.05중량%로 강에 첨가된다.Vanadium (V) is sometimes added to the steel, preferably at most about 0.10% by weight, more preferably from about 0.02% to about 0.05% by weight.

크롬(Cr)은 때때로 바람직하게는 약 1.0중량% 이하, 보다 바람직하게는 약 0.2중량% 내지 약 0.6중량%로 강에 첨가된다.Chromium (Cr) is sometimes added to the steel, preferably at most about 1.0% by weight, more preferably at about 0.2% to about 0.6% by weight.

규소(Si)는 때때로 바람직하게는 약 0.5중량% 이하, 보다 바람직하게는 약 0.01중량% 내지 약 0.5중량%, 보다 더 바람직하게는 약 0.05중량% 내지 약 0.1중량%로 강에 첨가된다.Silicon (Si) is sometimes added to the steel at preferably about 0.5% by weight or less, more preferably from about 0.01% to about 0.5% by weight, even more preferably from about 0.05% to about 0.1% by weight.

붕소(B)는 때때로 바람직하게는 약 0.0020중량% 이하, 보다 바람직하게는 약 0.0006중량% 내지 약 0.0010중량%로 강에 첨가된다.Boron (B) is sometimes added to the steel, preferably at most about 0.0020% by weight, more preferably from about 0.0006% to about 0.0010% by weight.

강은 바람직하게는 약 1중량% 이상의 니켈을 함유한다. 강의 니켈 함량은 용접 후 성능을 향상시키는 것을 목적으로 할 경우, 약 3중량% 초과로 증가시킬 수 있다. 니켈 1중량%를 첨가할 때마다 강의 DBTT가 약 10℃(18℉)씩 감소될 것으로 예상된다. 니켈 함량은 바람직하게는 9중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 6중량% 미만이다. 니켈 함량은 바람직하게는 강의 비용을 최소화하기 위해서 최소화된다. 니켈 함량이 3중량%를 초과하는 양으로 증가되는 경우, 망간 함량은 약 0.5중량% 내지 0.0중량%로 감소될 수 있다.The steel preferably contains at least about 1% nickel by weight. The nickel content of the steel can be increased to greater than about 3 weight percent, for the purpose of improving performance after welding. It is expected that the DBTT of the steel will be reduced by about 10 ° C. (18 ° F.) each time 1 weight percent nickel is added. The nickel content is preferably less than 9% by weight, more preferably less than about 6% by weight. The nickel content is preferably minimized to minimize the cost of the steel. If the nickel content is increased in an amount exceeding 3% by weight, the manganese content may be reduced from about 0.5% by weight to 0.0% by weight.

추가로, 잔여 성분들은 바람직하게는 강에서 실질적으로 최소화된다. 인(P) 함량은 바람직하게는 약 0.01중량% 미만이다. 황(S) 함량은 바람직하게는 약 0.004중량% 미만이다. 산소(O) 함량은 바람직하게는 약 0.002중량% 미만이다.In addition, the residual components are preferably substantially minimized in the steel. The phosphorus (P) content is preferably less than about 0.01% by weight. The sulfur (S) content is preferably less than about 0.004% by weight. The oxygen (O) content is preferably less than about 0.002% by weight.

강 슬라브의 가공Machining of steel slabs

(1) DBTT의 감소(1) reduction of DBTT

낮은 DBTT, 예를 들면, 약 -73℃(-100℉) 미만의 DBTT를 달성하는 것은 극저온용 신규 HSLA 강의 개발에 있어서 중요한 요건이다. 기술적 요건은, DBTT를 감소시키면서 당해 HSLA 기술에서, 특히 HAZ에서 강도를 유지시키고/증가시키는 것이다. 본 발명은 이하 기술되는 바와 같이, 합금 및 가공의 조합을 사용하여 기판 및 HAZ에서의 극저온 특성이 우수한 저합금 강을 생성시키는 방법으로 내파면성에 대한 고유 기여 및 미세구조적 기여 둘 다를 변형시킨다.Achieving low DBTT, eg, DBTT below about −73 ° C. (−100 ° F.), is an important requirement in the development of new HSLA steels for cryogenic temperatures. The technical requirement is to maintain and increase strength in this HSLA technique, especially in HAZ, while reducing DBTT. The present invention modifies both intrinsic and microstructural contributions to wave resistance in a manner that uses a combination of alloy and processing to produce low alloyed steels with excellent cryogenic properties in substrates and HAZs, as described below.

본 발명에서, 미세구조적 강화는 기재 강의 DBTT를 감소시키기 위해 이용된다. 당해 미세구조적 강화의 중요한 요소는 강판의 단위 용적당 고각 경계의 면적을 증가시킬 목적으로, 이전 오스테나이트 결정립 크기를 정련하고, 결정립 형태를 변형시키는 것으로 이루어진다. 당해 기술 분야의 숙련가들에게 익숙한 바와 같이, 본원에서 사용되는 "결정립"은 다결정성 물질 속의 개별 결정을 의미하고, 본원에서 사용되는 "결정립 경계"는 하나의 결정학적 배향으로부터 다른 결정학적 배향으로의 전이에 상응하여 하나의 결정립을 다른 결정립으로부터 분리하는 금속의 협소한 영역을 의미한다. 본원에서 사용되는 "고각 결정립 경계"는 결정학적 배향이 약 8°이상 상이한 인접하는 2개의 결정립을 분리시키는 결정립 경계가다. 또한, 본원에서 사용되는 "고각 경계"는 고각 결정립 경계로서 효과적으로 작용하는 경계, 즉 전파되는 균열 또는 파면을 편향시킴으로써 파단 경로의 비틀림을 유도하는 경계이다.In the present invention, microstructural reinforcement is used to reduce the DBTT of the substrate steel. An important element of this microstructural reinforcement consists in refining the former austenite grain size and modifying the grain shape for the purpose of increasing the area of the elevation boundary per unit volume of the steel sheet. As is familiar to those skilled in the art, as used herein, "crystal grain" refers to individual crystals in a polycrystalline material, and as used herein, "crystal grain boundary" means from one crystallographic orientation to another crystallographic orientation. By a transition it is meant a narrow region of metal that separates one grain from another. As used herein, an "elevation grain boundary" is a grain boundary that separates two adjacent grains that differ in crystallographic orientation by at least about 8 °. Also, as used herein, an "elevation boundary" is a boundary that effectively acts as an elevation grain boundary, i.e., a boundary that induces torsion of the fracture path by deflecting propagating cracks or fractures.

단위 용적당 고각 경계의 총 면적에 대한 열-기계적 조절 압연 가공(TMCP)의 기여도(Sν)는 다음 수학식으로 정의된다.The contribution (Sv) of thermo-mechanical controlled rolling (TMCP) to the total area of the elevation boundary per unit volume is defined by the following equation.

상기 수학식에서,In the above equation,

d는 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 범위에서 압연시키기 전에 열간 압연된 강판의 평균 오스테나이트 결정립 크기(이전 오스테나이트 결정립 크기)이고,d is the average austenite grain size (formerly austenite grain size) of the hot rolled steel sheet before rolling in a temperature range where austenite is not recrystallized,

R은 압하율(초기 강 슬라브 두께/최종 강판 두께)이고,R is the reduction ratio (initial steel slab thickness / final steel sheet thickness),

r은 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 범위에서의 열간 압연으로 인한 강의 두께 압하율(%)이다.r is the thickness reduction rate (%) of the steel due to hot rolling in the temperature range where austenite is not recrystallized.

강의 Sν가 증가함에 따라, 고각 경계에서의 파면 경로에서의 균열 편향 및 부수적인 비틀림으로 인해 DBTT가 감소한다는 것은 당해 기술분야에 익히 공지되어 있다. 통상의 TMCP 실행시, R의 값은 소정의 판 두께에 대해 일정하고, r값의 상한치는 통상적으로 75이다. R과 r의 값이 일정한 경우, Sν는 상기 수학식으로부터 명백한 바와 같이, d를 감소시킴으로써 단지 실질적으로 증가될 수 있다. 본 발명에 따라서 강의 d를 감소시키기 위해서, Ti-Nb 미세합금화를 최적화된 TMCP 실행과 함께 실행한다. 열간 압연/변형 동안의 동일한 총 압하량을 위해서, 초기에 보다 미세한 평균 오스테나이트 결정립 크기를 갖는 강은 더욱 더 미세한 다듬질된 평균 오스테나이트 결정립 크기를 생성한다. 따라서, 본 발명에 있어서, Ti-Nb 첨가량은 TMCP 동안에 목적하는 오스테나이트 결정립 성장을 억제하면서 낮은 재가열 실행을 위해서 최적화된다. 도 1a를 참고하면, 비교적 낮은 재가열 온도, 바람직하게는 약 955℃ 내지 약 1065℃(1750℉ 내지 1950℉)를 사용하여 열간 변형전에 재가열된 강 슬라브(10')의 약 120μ 미만의 평균 오스테나이트 결정립 크기(D')를 초기에 수득한다. 본 발명에 따르는 가공은 통상적인 TMCP에서의 높은 재가열 온도, 즉 약 1095℃(2000℉)를 초과하는 온도를 사용함으로써 초래되는 과도한 오스테나이트 결정립 성장을 방지한다. 동적 재결정화 유도된 결정립 정련을 촉진시키기 위해서, 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서 열간 압연시키는 동안에 통과당 약 10%를 초과하는 큰 압하율을 사용한다. 도 1b를 참고하면, 본 발명에 따르는 가공은 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서 열간 압연(변형) 후, 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 범위에서의 열간 압연 이전에 강 슬라브(10")에 약 30㎛ 미만, 바람직하게는 약 20㎛ 미만, 보다 바람직하게는 약 10㎛ 미만의 평균 이전 오스테나이트 결정립 크기 D"(즉, d)를 제공한다. 추가로, 통과 두께 방향에서 바람직하게는 약 70% 누적율을 초과하는 큰 압하율로 약 T_nr온도 미만, 약 Ar₃변형 온도 초과의 온도 범위에서 수행된다. 도 1c를 참고하면, 본 발명에 따르는 TMCP는 통과 두께 방향에서의 유효 결정립 크기(D"')가 매우 미세한, 예를 들면, 유효 결정립 크기(D"')가 약 10μ 미만, 바람직하게는 약 8μ 미만, 보다 바람직하게는 약 5μ 미만인 다듬질 압연된 강판(10"')에 신장된 팬케이크 결정립 구조의 오스테나이트를 형성시켜, 당해 기술 분야의 숙련가들이 이해하는 바와 같이, 강판(10"')의 단위 용적당 고각 경계의 면적, 예를 들면 11을 증가시킨다.It is well known in the art that as the Sv of the steel increases, the DBTT decreases due to crack deflection and incidental torsion in the wavefront path at the elevation boundary. In a typical TMCP implementation, the value of R is constant for a given sheet thickness, and the upper limit of the r value is typically 75. If the values of R and r are constant, Sv can only be substantially increased by decreasing d, as is apparent from the above equation. In order to reduce the d of the steel according to the invention, Ti-Nb microalloying is carried out with an optimized TMCP run. For the same total rolling reduction during hot rolling / straining, steel initially having a finer average austenite grain size produces even finer averaged austenite grain size. Therefore, in the present invention, the Ti-Nb addition amount is optimized for low reheating execution while suppressing the desired austenite grain growth during TMCP. Referring to FIG. 1A, an average austenite of less than about 120 μ of steel slab 10 ′ reheated prior to hot deformation using a relatively low reheat temperature, preferably from about 955 ° C. to about 1065 ° C. (1750 ° F. to 1950 ° F.). Grain size (D ') is initially obtained. Processing according to the present invention prevents excessive austenite grain growth caused by using high reheat temperatures in conventional TMCP, ie, temperatures in excess of about 1095 ° C. (2000 ° F.). In order to facilitate dynamic recrystallization induced grain refining, a large reduction ratio of greater than about 10% per pass is used during hot rolling in the temperature range in which austenite is recrystallized. Referring to FIG. 1 b, the process according to the invention is applied to the steel slab 10 ″ after hot rolling (deformation) in the temperature range in which the austenite is recrystallized and before hot rolling in the temperature range in which the austenite is not recrystallized. An average previous austenite grain size D ″ (ie, d) of less than about 30 μm, preferably less than about 20 μm, more preferably less than about 10 μm. In addition, it is carried out in a temperature range above about T _nr temperature and above about Ar ₃ deformation temperature with a large reduction ratio in the pass thickness direction, preferably exceeding about 70% accumulation rate. Referring to FIG. 1C, the TMCP according to the present invention has a very fine effective grain size (D ″ ′) in the pass thickness direction, for example, an effective grain size (D ″ ′) of less than about 10 μ, preferably about Austenite of elongated pancake grain structure is formed on the finished rolled steel sheet 10 "'less than 8 microns, more preferably less than about 5 microns, so that those skilled in the art will understand that the steel sheet 10 " Increase the area of the elevation boundary per unit volume, for example 11.

다소 보다 상세하게, 본 발명에 따르는 강은 이하 기재하는 바와 같은 목적하는 조성의 슬라브를 형성시키고; 슬라브를 약 955℃ 내지 약 1065℃(1750℉ 내지 1950℉)의 온도로 가열하고; 슬라브를 오스테나이트가 결정화되는 온도, 즉 약 T_nr온도 초과의 제1 온도 범위에서 1회 이상의 통과로 약 30% 내지 약 70% 압하되도록 열간 압연시켜 강판을 형성시키고; 강판을 약 T_nr온도 미만, 약 Ar₃변형 온도 초과의 제2 온도 범위에서 1회 이상의 통과로 약 40% 내지 약 80% 압하되도록 추가로 열간 압연시킴으로써 제조된다. 이어서, 열간 압연된 강판을 약 10℃/sec 내지 약 40℃/sec(18℉/sec 내지 72℉/sec)의 냉각 속도로 급냉이 종결되는 약 M_s변형 온도 + 200℃(360℉) 미만의 적합한 급냉 중지 온도(QST)로 급냉시킨다. 본 발명의 하나의 양태에서, 강판은 상온으로 공기 냉각시킨다. 이러한 가공을 사용하여, 바람직하게는 주로 세립화된 래드 마르텐사이트, 세립화된 하 베이나이트 또는 이들의 혼합물을 포함하거나, 보다 바람직하게는 실질적으로 100% 세립화된 래드 마르텐사이트를 포함하는 미세구조를 생성한다.In more detail, the steel according to the invention forms a slab of the desired composition as described below; The slab is heated to a temperature of about 955 ° C. to about 1065 ° C. (1750 ° F. to 1950 ° F.); The slab is hot rolled to form a steel sheet at a temperature at which austenite is crystallized, ie, reduced from about 30% to about 70% in one or more passes in the first temperature range above the T _nr temperature; The steel sheet is made by further hot rolling to reduce from about 40% to about 80% in one or more passes in a second temperature range below about T _nr temperature and above about Ar ₃ strain temperature. The hot rolled steel sheet is then less than about M _s strain temperature plus 200 ° C. (360 ° F.), where the quenching is terminated at a cooling rate of about 10 ° C./sec to about 40 ° C./sec (18 ° F./sec to 72 ° F./sec). Is quenched to a suitable quench stop temperature (QST). In one embodiment of the invention, the steel sheet is air cooled to room temperature. Using this process, the microstructures preferably comprise mainly refined rad martensite, finely grained ha bainite or mixtures thereof, or more preferably comprise substantially 100% finely grained rad martensite. Create

본 발명에 따르는 강 중의 이렇게 직접 급냉된 마르텐사이트는 고강도를 갖지만, 이의 인성은 약 400℃(752℉) 내지 약 Ac₁변형 온도의 적합한 온도에서 템퍼링함으로써 개선시킬 수 있다. 상기한 온도 범위 내에서의 강의 템퍼링은 또한 인성을 향상시키는 급냉 응력을 또한 감소시킨다. 템퍼링된 강의 인성을 향상시킬 수 있지만, 이는 일반적으로 강도의 실질적인 손실을 유발한다. 본 발명에서, 템퍼링에 의한 일반적인 강도 손실은 침전물 분산 경화를 유도함으로써 보충된다. 미세한 구리 침전물 및 혼합된 카바이드 및 카보니트라이드로부터의 분산 경화는 마르텐사이트 구조를 템퍼링하는 동안 강도 및 인성을 최적화하기 위해 사용된다. 본 발명의 강의 독특한 화학 조성은 급냉시 강도의 손실없이 약 400℃ 내지 약 650℃(750℉ 내지 1200℉)의 넓은 범위 내에서의 템퍼링을 가능하게 한다. 강판은 바람직하게는 약 400℃(752℉) 초과, Ac₁변형 온도 미만의 템퍼링 온도에서 경화성 입자(상기한 바와 같음)의 침전을 유발하기에 충분한 시간 동안 템퍼링한다. 이러한 공정은 강판의 미세구조의 주로 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트, 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트 또는 이들의 혼합물로의 변형을 촉진시킨다. 또한, 경화성 입자의 침전을 유발하기에 충분한 시간은 주로 강판의 두께, 강판의 화학 조성 및 템퍼링 온도에 의해 좌우되고, 당해 기술분야의 숙련가에 의해 결정될 수 있다.This directly quenched martensite in the steel according to the invention has high strength, but its toughness can be improved by tempering at a suitable temperature of about 400 ° C. (752 ° F.) to about Ac ₁ strain temperature. Tempering of the steel within the above temperature range also reduces the quench stress, which also improves toughness. Although the toughness of the tempered steel can be improved, this generally causes a substantial loss of strength. In the present invention, the general loss of strength by tempering is compensated by inducing precipitate dispersion hardening. Fine copper precipitates and dispersion hardening from mixed carbides and carbonitrides are used to optimize strength and toughness while tempering martensite structures. The unique chemical composition of the steel of the present invention allows for tempering in a wide range from about 400 ° C. to about 650 ° C. (750 ° F. to 1200 ° F.) without loss of quench strength. The steel sheet is preferably tempered for a time sufficient to cause precipitation of the curable particles (as described above) at tempering temperatures above about 400 ° C. (752 ° F.) and below the Ac ₁ strain temperature. This process promotes the transformation of the microstructure of the steel sheet into predominantly tempered finely grained rad martensite, tempered finely grained ha bainite or mixtures thereof. In addition, the time sufficient to cause precipitation of the curable particles depends mainly on the thickness of the steel sheet, the chemical composition of the steel sheet and the tempering temperature, and can be determined by those skilled in the art.

당해 기술분야의 숙련가들이 이해하고 있는 바와 같이, 본원에서 사용되는 두께의 "압하율(%)"은 참조된 압하 이전의 강 슬라브 또는 강판 두께의 압하율(%)을 의미한다. 단지 설명하기 위해, 이로써 본 발명을 제한하지 않고, 약 25.4cm(10in) 두께의 강 슬라브는 제1 온도 범위에서 약 12.7cm(5in)의 두께로 약 50% 압하된 다음(50% 압하), 제2 온도 범위에서 약 2.5cm(1in)의 두께로 약 80% 압하될(80% 압하) 수 있다. 본원에서 사용되는 "슬라브"는 특정 치수의 강 조각을 의미한다.As will be understood by those skilled in the art, “% reduction” in thickness as used herein means the percentage reduction in steel slab or sheet thickness prior to the referenced reduction. For purposes of illustration only, without limiting the present invention, a steel slab of about 25.4 cm (10 in) thick is pressed down about 50% (50% down) to a thickness of about 12.7 cm (5 in) in the first temperature range, It can be reduced by about 80% (80% reduction) to a thickness of about 2.5 cm (1 inch) in the second temperature range. As used herein, "slab" refers to a piece of steel of a particular dimension.

강 슬라브는 바람직하게는, 예를 들면, 일정 시간 동안 슬라브를 노 속에 위치시킴으로써 실질적으로 전체 슬라브, 바람직하게는 전체 슬라브의 온도를 목적하는 재가열 온도로 상승시키기에 적합한 수단에 의해 가열된다. 본 발명의 범위 내의 강 조성물에 사용되어야 하는 특정 재가열 온도는 실험 또는 적합한 모델을 사용하는 계산에 의해서 당해 기술분야의 숙련가들이 쉽게 결정할 수 있다. 추가로, 실질적으로 전체 슬라브, 바람직하게는 전체 슬라브의 온도를 목적하는 재가열 온도로 상승시키는 데 필요한 노 온도 및 재가열 시간은 표준 산업 출판물을 참조함으로써 당해 기술분야의 숙련가들이 쉽게 결정할 수 있다.The steel slab is preferably heated by means suitable for raising the temperature of substantially the entire slab, preferably the entire slab to the desired reheating temperature, for example by placing the slab in the furnace for a period of time. The particular reheat temperature that should be used for steel compositions within the scope of the present invention can be readily determined by those skilled in the art by calculation using experiments or suitable models. In addition, the furnace temperature and reheat time required to raise substantially the entire slab, preferably the temperature of the entire slab, to the desired reheat temperature can be readily determined by those skilled in the art by referring to standard industrial publications.

실질적으로 전체 슬라브에 적용하는 재가열 온도를 제외하고, 본 발명의 가공 방법을 기술하는 데 언급되는 이후의 온도는 강의 표면에서 측정된 온도이다. 강의 표면 온도는 광학 고온계를 사용하거나, 예를 들면, 강의 표면 온도를 측정하기에 적합한 다른 장치에 의해 측정할 수 있다. 본원에서 언급되는 냉각 속도는 판 두께의 중심 또는 실질적으로 중심에서의 온도이고, 급냉 중지 온도(QST)는 판의 중간 두께로부터 전달된 열로 인해 급냉이 중단된 후 판 표면에서 도달하는 가장 높은 온도 또는 실질적으로 가장 높은 온도이다. 예를 들면, 본 발명에 따르는 강 조성물을 실험 열로 가공하는 동안, 열전쌍을 중심 온도 측정을 위한 강판 두께의 중심 또는 실질적으로 중심에 위치시키고, 표면 온도는 광학 고온계를 사용하여 측정한다. 중심 온도와 표면 온도간의 상관 관계는 동일하거나 실질적으로 동일한 강 조성물을 후속 가공하는 동안에 사용하기 위하여 전개되어 중심 온도가 표면 온도의 직접 측정을 통해 결정될 수 있도록 한다. 또한, 목적하는 가속화 냉각 속도를 달성하기 위한 급냉 유체의 필요한 온도 및 유속은 표준 산업 출판물을 참조하여 당해 기술분야의 숙련가들이 결정할 수 있다.Except for the reheating temperatures that apply substantially to the entire slab, the subsequent temperatures mentioned in describing the processing method of the present invention are those measured at the surface of the steel. The surface temperature of the steel can be measured using an optical pyrometer or by another device suitable for measuring the surface temperature of the steel, for example. The cooling rate referred to herein is the temperature at or substantially at the center of the plate thickness and the quench stop temperature (QST) is the highest temperature reached at the plate surface after the quench has ceased due to the heat transferred from the middle thickness of the plate or Practically the highest temperature. For example, during processing of the steel composition according to the invention into experimental heat, the thermocouple is placed at or substantially centered in the thickness of the steel sheet for the center temperature measurement, and the surface temperature is measured using an optical pyrometer. The correlation between the center temperature and the surface temperature is developed for use during subsequent processing of the same or substantially the same steel composition so that the center temperature can be determined through direct measurement of the surface temperature. In addition, the required temperature and flow rate of the quench fluid to achieve the desired accelerated cooling rate can be determined by those skilled in the art with reference to standard industry publications.

본 발명의 범위 내의 모든 강 조성물에 있어서, 재결정화 범위와 비재결정화 범위의 경계를 규정하는 온도, T_nr온도는 강의 화학 조성, 특히 탄소 농도 및 니오브 농도, 압연 전의 재가열 온도 및 압연 통과로 제공된 압하량에 좌우된다. 당해 기술분야의 숙련가는 실험 또는 모델 계산에 의해서 본 발명에 따르는 특정 강에 대한 상기 온도를 결정할 수 있다. 유사하게, 본원에서 참조된 Ac₁, Ar₃및 M_s변형 온도는 실험 또는 모델 계산에 의해 본 발명에 따르는 모든 강에 대해 당해 기술분야의 숙련가가 결정할 수 있다.For all steel compositions within the scope of the present invention, the temperature defining the boundary between the recrystallization range and the non-recrystallization range, the T _nr temperature is the chemical composition of the steel, in particular the carbon concentration and niobium concentration, the reheating temperature before rolling and the rolling reduction provided by the rolling pass. Depends on the quantity. One skilled in the art can determine the temperature for a particular steel according to the present invention by experiment or model calculation. Similarly, the Ac ₁ , Ar ₃ and M _s strain temperatures referenced herein can be determined by one skilled in the art for all steels according to the invention by experimental or model calculations.

상기한 미세구조적 접근법은 기재 강판에서의 DBTT를 감소시키는 데는 유용하지만, 용접 HAZ의 조악하게 결정립화된 영역에서 DBTT를 충분히 낮게 유지시키는 데는 완전히 효과적이지 못하다. 따라서, 본 발명은 다음에 기재하는 바와 같은 합금 원소의 고유 효과를 사용함으로써, 용접 HAZ의 조악하게 결정립화된 영역에서 DBTT를 충분히 낮게 유지시키는 방법을 제공한다.The microstructured approach described above is useful for reducing DBTT in base steel sheets, but is not completely effective at keeping DBTT low enough in the coarse grained areas of the welded HAZ. Accordingly, the present invention provides a method of keeping DBTT sufficiently low in the coarse grained region of the welded HAZ by using the inherent effects of the alloying elements as described below.

페라이트 극저온 강을 유도하는 것은 일반적으로 체심 입방(BCC) 결정 격자를 기본으로 한다. 당해 결정 시스템은 적은 비용으로 고강도를 제공할 가능성을 제공하지만, 온도가 저하됨에 따라 연성에서 취성으로의 파면 거동을 침적 천이하는 문제가 있다. 이는 근본적으로 BCC 시스템에서 온도에 대한 임계 분해된 전단 응력(CRSS)(이하 정의됨)의 강한 민감성에 기인하는데, CRSS는 온도가 저하됨에 따라 급격히 상승하여 전단 공정을 제공하여 연성 파면을 보다 곤란하게 한다. 한편, 분할과 같은 취성 파면 공정에 대한 임계 응력은 온도에 덜 민감하다. 따라서, 온도가 저하됨에 따라, 분할은 양호한 파면 방식이 되어 저에너지 취성 파면을 개시한다. CRSS는 강의 고유 특성으로, 전위가 변형시에 교차 슬립할 수 있는 용이성에 민감할 수 있고; 즉, 교차 슬립이 보다 용이한 강은 또한 CRSS가 낮아서 DBTT가 낮다. Ni와 같은 몇몇 면심 입방(FCC) 안정화제는 교차 슬립을 촉진시키는 것으로 공지되어 있는 반면, Si, Al, Mo, Nb 및 V와 같은 BCC 안정화 합금 원소는 교차 슬립을 방해한다. 본 발명에서, Ni 및 Cu와 같은 FCC 안정화 합금 원소의 함량은, 비용 및 DBTT를 감소시키는 유리한 효과를 고려하여, 바람직하게는 Ni 합금을 바람직하게는 약 1.0중량% 이상, 보다 바람직하게는 약 1.5중량% 이상 사용하여 최적화되고, 강 중의 BCC 안정화 합금 원소의 함량은 실질적으로 최소화된다.Inducing ferrite cryogenic steels is generally based on body-centered cubic (BCC) crystal lattice. The crystal system offers the possibility of providing high strength at low cost, but there is a problem of deposit transition transition from ductility to brittleness as the temperature decreases. This is fundamentally due to the strong sensitivity of critically resolved shear stress (CRSS) (defined below) to temperature in BCC systems, where CRSS rises sharply as temperature decreases, providing a shearing process to make the ductile wavefront more difficult do. On the other hand, critical stresses for brittle wavefront processes such as splitting are less sensitive to temperature. Therefore, as the temperature is lowered, the division becomes a good wavefront method and starts a low energy brittle wavefront. CRSS is an inherent property of steel and can be sensitive to the ease with which dislocations can slip slip during deformation; That is, steels with easier cross slip also have lower DBSS due to lower CRSS. Some face centered cubic (FCC) stabilizers such as Ni are known to promote cross slip, while BCC stabilized alloying elements such as Si, Al, Mo, Nb and V interfere with cross slip. In the present invention, the content of FCC stabilized alloying elements such as Ni and Cu is preferably at least about 1.0% by weight, more preferably about 1.5, based on the Ni alloy, taking into account the advantageous effect of reducing the cost and DBTT. Optimized for use by weight percent or more, the content of BCC stabilized alloying elements in the steel is substantially minimized.

본 발명에 따르는 강의 화학 조성 및 가공의 독특한 조합으로부터 생성된 고유 강화 및 미세구조적 강화의 결과로서, 강은 용접 후 기판과 HAZ 둘 다에서의 극저온 인성이 우수하다. 당해 강의 용접 후 기판과 HAZ 둘 다에서의 DBTT는 약 -73℃(-100℉) 미만이고, 약 -107℃(-160℉) 미만일 수 있다.As a result of the intrinsic and microstructural strengthening resulting from the unique combination of chemical composition and processing of the steel according to the invention, the steel has excellent cryogenic toughness in both the substrate and the HAZ after welding. After welding of the steel, the DBTT at both the substrate and the HAZ may be less than about −73 ° C. (−100 ° F.) and may be less than about −107 ° C. (−160 ° F.).

(2) 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도 및 미세구조의 통과 두께 균일성 및 특성(2) Tensile strength and microstructure through-pass thickness uniformity and characteristics exceeding 830 MPa (120 ksi)

일반적으로, 템퍼링시, 강한 탄화물 형성제를 포함하지 않는 명백한 탄소 및 저합금 마르텐사이트성 강은 이들의 급냉시 강도를 약화시키거나 손실하고, 이러한 강도 손실 정도는 강의 특정 화학 조성 및 템퍼링 온도 및 시간의 함수이다. 본 발명의 강에서, 템퍼링 동안의 강도 손실량은 실질적으로 경화성 입자의 미세 침전에 의해 개선된다. 본 발명의 독특한 화학 조성은 급냉시 강도의 상당한 손실 없이 약 400℃ 내지 약 650℃(750℉ 내지 1200℉)의 넓은 범위 내에서의 템퍼링을 가능하게 한다. 이러한 넓은 템퍼링 범위내에서, 강화하면 다양한 온도 양식에서 발생하거나 피크되는 경화성 입자의 침전을 일으키고; 즉, 상기한 넓은 범위내에서, 경화성 입자의 충분한 침전이 발생하여 일반적으로 템퍼링에 관련되는 강도 손실을 보상하기에 적합한 누적 강도를 제공한다. 상기한 넓은 범위내에서의 템퍼링 성능에 의해 제공된 가공 유연성이 유리하다.In general, when tempering, apparent carbon and low alloy martensitic steels that do not contain strong carbide formers weaken or lose their quench strength, and this degree of strength loss is dependent upon the specific chemical composition and tempering temperature and time of the steel. Is a function of. In the steel of the present invention, the amount of strength loss during tempering is substantially improved by fine precipitation of the curable particles. The unique chemical composition of the present invention allows for tempering in a wide range of about 400 ° C. to about 650 ° C. (750 ° F. to 1200 ° F.) without significant loss of quench strength. Within this wide tempering range, strengthening results in precipitation of curable particles that occur or peak at various temperature regimes; In other words, within the broad range described above, sufficient precipitation of the curable particles occurs to provide a cumulative strength suitable for compensating for the loss of strength generally associated with tempering. The processing flexibility provided by the tempering performance within the above wide range is advantageous.

본 발명에서, 목적한 강도는 용접성 및 기재 강 및 HAZ 둘 다에서의 우수한 인성의 부가적인 이점과 함께 비교적 낮은 탄소 함량에서 수득된다. 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도를 수득하기 위해서, 전체 합금에 최소 약 0.04중량%의 C가 바람직하다.In the present invention, the desired strength is obtained at relatively low carbon content with the added advantage of weldability and good toughness in both the base steel and the HAZ. In order to obtain a tensile strength in excess of 830 MPa (120 ksi), at least about 0.04% by weight of C in the total alloy is preferred.

본 발명에 따르는 강 중의 C 이외의 합금 원소는 최대 획득 가능한 강의 강도면에서 실질적으로 중요하지 않지만, 이들 성분들은 약 2.5cm(1in)를 초과하는 판 두께 및 가공 유연성에 바람직한 냉각 속도의 범위에 대해 요구되는 미세구조의 통과 두께 균일성 및 강도를 제공하는 데 바람직하다. 이는 두꺼운 판의 중간 부분에서의 실제 냉각 속도가 표면의 냉각 속도보다 낮기 때문에 중요하다. 따라서, 표면 및 중심의 미세구조는 강이 판의 표면과 중심 사이의 냉각 속도 차에 대한 민감성을 제거하도록 고안되지 않는다면, 매우 상이할 수 있다. 이와 관련하여, Mn 및 Mo 합금 부가물 및 특히 Mo와 B의 조합 부가물이 특히 효과적이다. 본 발명에서, 이러한 부가물은 경화성, 용접성, 낮은 DBTT 및 비용을 고려하여 최적화된다. 본 명세서에서 이미 언급한 바와 같이, DBTT를 감소시키는 견지에서, 총 BCC 합금 부가량을 최대로 유지시키는 것이 필수적이다. 바람직한 화학 조성 표적 및 범위는 본 발명의 상기한 요건 및 다른 요건을 충족시키도록 설정된다.Alloying elements other than C in the steel according to the present invention are of no practical importance in terms of strength of the maximum obtainable steel, but these components are suitable for a range of cooling rates desirable for sheet thicknesses and processing flexibility in excess of about 2.5 cm (1 inch). It is desirable to provide the pass thickness uniformity and strength of the required microstructures. This is important because the actual cooling rate in the middle of the thick plate is lower than the cooling rate of the surface. Thus, the surface and center microstructure can be very different if the steel is not designed to eliminate the sensitivity to the difference in cooling rate between the surface and the center of the plate. In this connection, Mn and Mo alloy adducts and especially combination adducts of Mo and B are particularly effective. In the present invention, these adducts are optimized in consideration of curability, weldability, low DBTT and cost. As already mentioned herein, in terms of reducing DBTT, it is essential to keep the total amount of BCC alloy added at a maximum. Preferred chemical composition targets and ranges are set to meet the above and other requirements of the present invention.

(3) 저열 투입 용접에 대한 우수한 용접성(3) Excellent weldability for low heat input welding

본 발명의 강은 용접성이 우수하도록 고안된다. 특히 저열 투입 용접시의 가장 중요한 관심사는 조악하게 결정립화된 HAZ에서의 냉각에 의한 균열 또는 수소에 의한 균열이다. 본 발명의 강에 대하여 냉각에 의한 균열에 대한 민감성은 탄소 함량 및 HAZ 미세구조의 유형에 의해서 결정적으로 영향을 받지만, 당해 기술분야에서 중요한 파라미터인 것으로 고려되는 경도 및 탄소 당량에 의해서는 영향을 받지 않는다. 강이 예비가열 없이 또는 낮은 예열(약 100℃(212℉) 미만) 용접 조건하에 용접되는 경우에 냉각에 의한 균열을 피하기 위해서, 바람직한 탄소 부가량의 상한치는 약 0.1중량%이다. 본원에서 사용되는 바와 같이, 특정 국면으로 본 발명을 제한하지 않고, "저열 투입 용접"은 약 2.5kJ/mm(7.6kJ/in) 이하의 아아크 에너지를 사용하는 용접을 의미한다.The steel of the present invention is designed to be excellent in weldability. Of particular interest in low heat input welding are cracking by hydrogen or cracking by hydrogen in coarse grained HAZ. For steels of the present invention, the susceptibility to cracking by cooling is critically influenced by the carbon content and the type of HAZ microstructure, but not by the hardness and carbon equivalents considered to be an important parameter in the art. Do not. In order to avoid cracking by cooling when steel is welded without preheating or under low preheat (less than about 100 ° C. (212 ° F.)) welding conditions, the upper limit of the preferred carbon addition is about 0.1% by weight. As used herein, without limiting the invention to certain aspects, "low heat input welding" means welding using arc energy of about 2.5 kJ / mm (7.6 kJ / in) or less.

하 베이나이트 또는 자동 템퍼링된 래드 마르텐사이트 미세구조는 냉각에 의한 균열에 대한 우수한 내성을 제공한다. 본 발명의 강 중의 다른 합금 원소는 경화성 및 강도 요건에 상응하도록 신중하게 균형을 맞추어 조악하게 결정립화된 HAZ 속에서 상기 바람직한 미세구조가 형성되는 것을 보장한다.Ha bainite or automatically tempered rad martensite microstructures provide excellent resistance to cracking by cooling. Other alloying elements in the steel of the present invention are carefully balanced to correspond to the hardenability and strength requirements to ensure that the desired microstructures are formed in coarse grained HAZ.

강 슬라브 속의 합금 원소의 역할Role of Alloying Elements in Steel Slabs

본 발명에 있어서 각종 합금 원소의 역할 및 이들의 바람직한 농도 한계를 다음에 기재한다:The role of various alloying elements in the present invention and their preferred concentration limits are described below:

탄소(C)는 강 중의 가장 유효한 강화 원소 중의 하나이다. 이는 또한 Ti, Nb, V 및 Mo와 같은 강 중의 강한 탄화물 형성제와 혼합되어 템퍼링 동안 결정립 성장을 억제하고 침전을 강화시킨다. 탄소는 또한 경화성, 즉 냉각 동안에 강에 보다 경질이고 강한 미세구조를 형성시키는 능력을 향상시킨다. 탄소 함량이 약 0.04중량% 미만이면, 일반적으로 강 중에서 목적하는 강화도, 즉 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도를 유도하는 데는 충분하지 않다. 탄소 함량이 약 0.12중량%를 초과하면, 일반적으로 당해 강은 용접 동안에 냉각에 의한 균열에 민감하고, 용접시 강판과 이의 HAZ에서의 인성이 저하된다. 목적하는 강도 및 HAZ 미세구조, 즉 자동 템퍼링된 래드 마르텐사이트 및 하 베이나이트를 생성시키는 데는 약 0.04중량% 내지 약 0.12중량% 범위의 탄소 함량이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 탄소 함량의 상한치는 약 0.07중량%이다.Carbon (C) is one of the most effective reinforcing elements in steel. It also mixes with strong carbide formers in steels such as Ti, Nb, V and Mo to inhibit grain growth and enhance precipitation during tempering. Carbon also improves curability, ie the ability to form harder and stronger microstructures in the steel during cooling. If the carbon content is less than about 0.04% by weight, it is generally not sufficient to induce the desired degree of strengthening in steel, i.e. tensile strength above 830 MPa (120 ksi). If the carbon content exceeds about 0.12% by weight, the steel is generally susceptible to cracking by cooling during welding, and the toughness in the steel sheet and its HAZ decreases during welding. A carbon content in the range of about 0.04% to about 0.12% by weight is preferred for producing the desired strength and HAZ microstructures, ie, auto-tempered rad martensite and ha bainite. More preferably, the upper limit of the carbon content is about 0.07% by weight.

망간(Mn)은 강의 매트릭스 강화제이며 경화성에도 강력하게 기여한다. 0.5중량%의 Mn의 최소량이 약 2.5cm(1in)를 초과하는 판 두께에서의 목적하는 고강도를 달성하는 데 바람직하고, 약 1.0중량% 이상의 Mn의 최소량이 보다 바람직하다. 그러나, 너무 많은 Mn은 인성에 유해할 수 있어서 약 2.5중량%의 Mn 상한치가 본 발명에서 바람직하다. 당해 상한치는 Mn 함량이 높은 경우 발생하고 계속적으로 강을 캐스팅하는 경향이 있는 중심선 분리 및 미세구조의 부가적인 통과 두께의 비균일성 및 특성을 실질적으로 최소화하는 데도 바람직하다. 보다 바람직하게는, Mn 함량의 상한치는 약 1.8중량%이다. 니켈 함량이 약 3중량% 초과로 증가되는 경우, 목적하는 고강도는 망간을 첨가하지 않고 달성될 수 있다. 따라서, 광범위하게는 약 2.5중량% 이하의 망간이 바람직하다.Manganese (Mn) is a matrix reinforcement for steels and contributes strongly to hardenability. A minimum amount of 0.5% by weight of Mn is preferred to achieve the desired high strength at a plate thickness of greater than about 2.5 cm (1 inch), and more preferably a minimum amount of Mn of about 1.0% by weight or more. However, too much Mn can be detrimental to toughness and an upper Mn upper limit of about 2.5% by weight is preferred in the present invention. This upper limit is also desirable to substantially minimize the non-uniformity and characteristics of the additional line thickness of the centerline separation and microstructures that occur when the Mn content is high and tend to continue to cast steel. More preferably, the upper limit of the Mn content is about 1.8% by weight. If the nickel content is increased above about 3% by weight, the desired high strength can be achieved without adding manganese. Therefore, a wide range of manganese of about 2.5% by weight or less is preferred.

규소(Si)는 탈산화 목적으로 강에 첨가될 수 있고, 최소 약 0.01중량%가 당해 목적에 바람직하다. 그러나, Si는 강한 BCC 안정화제이므로 DBTT를 상승시키고 인성에 대한 역효과도 갖는다. 이러한 이유들로 인해, Si가 첨가되는 경우, 약 0.5중량%의 Si의 상한치가 바람직하다. 보다 바람직하게는, Si가 첨가되는 경우, Si 함량의 상한치는 약 0.1중량%이다. 탈산화용으로 규소가 항상 필요한 것은 아닌데, 이는 알루미늄 또는 티탄이 동일한 작용을 수행할 수 있기 때문이다.Silicon (Si) may be added to the steel for deoxidation purposes and at least about 0.01% by weight is preferred for this purpose. However, Si is a strong BCC stabilizer, which raises the DBTT and adversely affects toughness. For these reasons, when Si is added, an upper limit of about 0.5% by weight of Si is preferable. More preferably, when Si is added, the upper limit of the Si content is about 0.1% by weight. Silicon is not always needed for deoxidation because aluminum or titanium can perform the same action.

니오브(Nb)는 강의 압연된 미세구조의 결정립 정련을 촉진시키기 위해서 첨가되어 강도와 인성 둘 다를 향상시킨다. 열간 압연 동안의 니오브의 카바이드 및 카보니트라이드 침전은 재결정화를 지연시키고 결정립 성장을 억제하여 오스테나이트 결정립 정련 수단을 제공한다. 또한, 템퍼링 동안 니오브의 카바이드 및 카보하이드라이드의 침전은 약 500℃(930℉)를 초과하는 온도에서 템퍼링할 경우, 일반적으로 강에서 관찰되는 강도 손실을 보상하는 바람직한 2차 경화를 제공한다. 이러한 이유로, 약 0.02중량% 이상의 Nb가 바람직하고, 약 0.03중량% 이상이 더욱 더 바람직하다. 그러나, Nb는 강력한 BCC 안정화제이므로, DBTT를 상승시킨다. 너무 많은 Nb는 용접성 및 HAZ 인성에 유해할 수 있어서, 최대 약 0.1중량%가 바람직하다. 보다 바람직하게는, Nb 함량의 상한치는 약 0.05중량%이다.Niobium (Nb) is added to promote grain refining of the rolled microstructure of the steel to improve both strength and toughness. Carbide and carbonitride precipitation of niobium during hot rolling delays recrystallization and inhibits grain growth, providing austenite grain refining means. In addition, the precipitation of carbide and carbohydride of niobium during tempering provides a desirable secondary cure that compensates for the strength loss typically observed in steel when tempering at temperatures above about 500 ° C. (930 ° F.). For this reason, at least about 0.02% by weight of Nb is preferred, and at least about 0.03% by weight is even more preferred. However, Nb is a potent BCC stabilizer and therefore raises DBTT. Too much Nb can be detrimental to weldability and HAZ toughness, so a maximum of about 0.1 weight percent is preferred. More preferably, the upper limit of the Nb content is about 0.05% by weight.

바나듐(V)은 때때로 첨가되어 템퍼링시 강에 및 용접 후 냉각시 이의 HAZ에 바나듐의 카바이드 및 카보니트라이드의 미립자를 형성시킴으로써 침전을 강화시킨다. 오스테나이트에 용해될 경우, V는 경화성에 대해 강하고 유리한 효과를 갖는다. V가 본 발명의 강에 첨가될 경우, 약 0.02중량%가 바람직하다. 그러나, 과도한 V는 용접시 냉각에 의한 균열을 유도하는데 도움이 되고, 또한 기재 강 및 이의 HAZ의 인성을 악화시킨다. 따라서, V의 첨가량은 바람직하게는 최대 0.1중량%, 보다 바람직하게는 최대 0.05중량%로 제한된다.Vanadium (V) is sometimes added to enhance precipitation by forming fine particles of carbide and carbonitride of vanadium in the steel upon tempering and in its HAZ upon cooling after welding. When dissolved in austenite, V has a strong and beneficial effect on curability. When V is added to the steel of the present invention, about 0.02% by weight is preferred. However, excessive V helps to induce cracks by cooling during welding and also worsens the toughness of the substrate steel and its HAZ. Therefore, the amount of V added is preferably limited to at most 0.1% by weight, more preferably at most 0.05% by weight.

티탄(Ti)은 소량으로 첨가되는 경우, 강의 압연 구조물 및 HAZ 둘 다에서의 결정립 크기를 정련하는 미세한 질화티탄(TiN) 입자를 형성시키는 데 효과적이다. 따라서, 강의 인성은 향상된다. Ti는 Ti/N의 중량비가 바람직하게는 약 3.4인 양으로 첨가된한다. Ti는 강력한 BCC 안정화제이므로, DBTT를 상승시킨다. 과도한 Ti는 보다 조악한 TiN 또는 탄화티탄(TiC) 입자를 형성시킴으로써, 강의 인성을 악화시키는 경향이 있다. 약 0.008중량% 미만의 Ti 함량은 일반적으로 충분히 미세한 결정립 크기를 제공할 수 없거나 강 중의 N을 TiN으로 제한할 수 없지만, 약 0.03중량% 이상은 인성을 악화시킬 수 있다. 보다 바람직하게는, 강은 약 0.01중량% 내지 약 0.02중량%의 Ti를 함유한다.Titanium (Ti), when added in small amounts, is effective in forming fine titanium nitride (TiN) particles that refine grain sizes in both the rolled structure of steel and HAZ. Thus, the toughness of the steel is improved. Ti is added in an amount such that the weight ratio of Ti / N is preferably about 3.4. Ti is a strong BCC stabilizer and therefore raises DBTT. Excessive Ti tends to deteriorate the toughness of the steel by forming coarser TiN or titanium carbide (TiC) particles. Ti contents of less than about 0.008% by weight generally cannot provide sufficiently fine grain sizes or limit N in the steel to TiN, but more than about 0.03% by weight can deteriorate toughness. More preferably, the steel contains about 0.01 wt% to about 0.02 wt% Ti.

알루미늄(Al)은 탈산화 목적으로 본 발명의 강에 첨가된다. 약 0.001중량% 이상의 Al이 당해 목적으로 바람직하고, 약 0.005중량% 이상의 Al이 보다 바람직하다. Al은 또한 HAZ 속에 용해된 질소로 제한된다. 그러나, Al은 강력한 BCC 안정화제이므로, DBTT를 상승시킨다. Al 함량이 너무 높을 경우, 즉 약 0.05중량% 이상인 경우, 강 및 이의 HAZ의 인성에 유해한 산화알루미늄(Al₂O₃)형 함입물을 형성시키는 경향이 있다. 보다 바람직하게는, Al 함량의 상한치는 약 0.03중량%이다.Aluminum (Al) is added to the steel of the present invention for deoxidation purposes. At least about 0.001% by weight of Al is preferred for this purpose, and at least about 0.005% by weight of Al is more preferred. Al is also limited to nitrogen dissolved in HAZ. However, Al is a strong BCC stabilizer, which raises the DBTT. If the Al content is too high, ie at least about 0.05% by weight, there is a tendency to form aluminum oxide (Al ₂ O ₃ ) type inclusions that are detrimental to the toughness of the steel and its HAZ. More preferably, the upper limit of Al content is about 0.03% by weight.

몰리브덴(Mo)은 직접 급냉시, 특히 붕소 및 니오브와 혼합될 경우, 강의 경화성을 증가시킨다. Mo는 또한 미세한 Mo₂C 탄화물을 제공함으로써, 강의 템퍼링 동안 2차 경화를 촉진시키기는데 바람직하다. 약 0.1중량% 이상의 Mo가 바람직하고, 0.02중량% 이상이 더욱 바람직하다. 그러나, Mo는 강력한 BCC 안정화제이므로, DBTT를 상승시킨다. 과도한 Mo는 용접시 냉각에 의한 균열을 유도하는데 도움이 되고, 강 및 HAZ의 인성을 악화시키는 경향도 있으므로, 최대 약 0.8중량%가 바람직하고, 최대 0.5중량%가 더욱 바람직하다.Molybdenum (Mo) increases the hardenability of the steel when directly quenched, especially when mixed with boron and niobium. Mo is also preferred to promote secondary hardening during tempering of the steel by providing fine Mo ₂ C carbides. Mo is preferably at least about 0.1% by weight, more preferably at least 0.02% by weight. However, Mo is a potent BCC stabilizer and therefore raises DBTT. Excessive Mo helps in inducing cracks by cooling during welding and tends to deteriorate the toughness of steel and HAZ, so a maximum of about 0.8% by weight is preferred, and a maximum of 0.5% by weight is more preferred.

크롬(Cr)은 직접 급냉시 강의 경화성을 증가시키는 경향이 있다. Cr은 또한 내식성 및 수소 유도된 균열(HIC) 내성을 향상시킨다. Mo와 유사하게, 과도한 Cr은 용접시 냉각에 의한 균열을 초래하는 경향이 있으며, 강 및 이의 HAZ의 인성을 악화시키는 경향이 있으므로, Cr을 첨가하는 경우, 최대 약 1.0중량%이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr을 첨가하는 경우, Cr 함량은 약 0.2중량% 내지 약 0.6중량%이다.Chromium (Cr) tends to increase the hardenability of the steel upon direct quenching. Cr also improves corrosion resistance and hydrogen induced cracking (HIC) resistance. Similar to Mo, excessive Cr tends to cause cracking by cooling during welding, and tends to deteriorate the toughness of the steel and its HAZ, so when Cr is added up to about 1.0 wt% is preferred. More preferably, when Cr is added, the Cr content is about 0.2% by weight to about 0.6% by weight.

니켈(Ni)은, 특히 HAZ에서 목적하는 DBTT를 수득하기 위한 본 발명의 강의 중요한 합금 부가물이다. 이는 강 중의 가장 강력한 FCC 안정화제들 중의 하나이다. 강에 Ni를 첨가하면 교차 슬립을 향상시켜, DBTT를 감소시킨다. Mn과 Mo를 첨가하는 경우와 동일한 정도는 아니지만, 강에 Ni를 첨가하면 또한 경화성을 향상시키므로, 미세구조의 통과 두께 균일성 및 두꺼운(즉 약 2.5cm(1in)보다 두껍다) 단면의 특성을 향상시킨다. 용접 HAZ에서 목적하는 DBTT를 달성하기 위해서, 최소 Ni 함량은 바람직하게는 약 1.0중량%, 보다 바람직하게는 약 1.5중량%이다. Ni가 고가의 합금 원소이기 때문에, 강의 Ni 함량은 실질적으로 강의 비용을 최소화하기 위해, 바람직하게는 약 3.0중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 2.5중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 2.0중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 1.8중량% 미만이다.Nickel (Ni) is an important alloy adduct of the steels of the invention, particularly to obtain the desired DBTT in HAZ. This is one of the strongest FCC stabilizers in steel. Adding Ni to the steel improves cross slip, reducing DBTT. Although not the same as adding Mn and Mo, adding Ni to steel also improves hardenability, which improves the uniformity of the thickness of the microstructure and the characteristics of thick (ie thicker than about 2.5 cm (1 inch)) cross sections. Let's do it. In order to achieve the desired DBTT in the weld HAZ, the minimum Ni content is preferably about 1.0% by weight, more preferably about 1.5% by weight. Since Ni is an expensive alloying element, the Ni content of the steel is preferably less than about 3.0 wt%, more preferably less than about 2.5 wt%, more preferably less than about 2.0 wt% to substantially minimize the cost of the steel. More preferably less than about 1.8% by weight.

구리(Cu)는 ε-구리 침전물을 통해 경화성을 제공하는 유용한 합금 부가물이다. 바람직하게는, 이러한 목적으로 약 0.1중량%, 더욱 바람직하게는 약 0.5중량%가 첨가된다. Cu는 또한 강 중의 FCC 안정화제이고, DBTT를 소량 감소시키는 데 기여할 수 있다. Cu는 또한 내식성 및 HIC 내성이 유리하다. 보다 많은 양에서, Cu는 과도한 침전 경화를 유도하고, 인성을 저하시킬 수 있고 기판과 HAZ 둘 다에서의 DBTT를 상승시킬 수 있다. 보다 많은 Cu는 슬라브 캐스팅 및 열간 압연 동안에 취화를 유발하여 이동을 위해 Ni의 동시 첨가를 요구할 수 있다. 상기한 이유들로 인해, 약 1.5중량%의 Cu 상한치가 바람직하고, 약 1.0중량%의 Cu 상한치가 보다 바람직하다.Copper (Cu) is a useful alloy adduct that provides curability through ε-copper precipitates. Preferably, about 0.1% by weight, more preferably about 0.5% by weight is added for this purpose. Cu is also an FCC stabilizer in steel and can contribute to small amounts of DBTT. Cu is also advantageous in corrosion resistance and HIC resistance. In larger amounts, Cu can induce excessive precipitation cure, degrade toughness and raise DBTT on both the substrate and the HAZ. More Cu may cause embrittlement during slab casting and hot rolling, requiring simultaneous addition of Ni for migration. For the above reasons, an upper limit of about 1.5 wt% Cu is preferred, and an upper limit of about 1.0 wt% Cu is more preferred.

소량의 붕소(B)는 강의 경화성을 상당히 증가시킬 수 있고 기판과 조악하게 결정립화된된 HAZ 둘 다에서 상 베이나이트의 형성을 억제함으로써, 래드 마르텐사이트, 하 베이나이트 및 페라이트의 강 미세구조의 형성을 촉진시킨다. 일반적으로, 약 0.0004중량% 이상의 B가 당해 목적으로 필요하다. 붕소를 본 발명의 강에 첨가하는 경우, 약 0.0006중량% 내지 약 0.0020중량%가 바람직하고, 약 0.0010중량%의 상한치가 보다 바람직하다. 그러나, 붕소는 강 중의 다른 함금이 적합한 경화성과 목적하는 미세구조를 제공하는 경우에는 첨가할 필요가 없을 수도 있다.Small amounts of boron (B) can significantly increase the hardenability of the steel and inhibit the formation of phase bainite in both the substrate and the coarsely crystallized HAZ, thereby reducing the strength of the steel microstructures of rod martensite, havenite and ferrite. Promotes formation. Generally, at least about 0.0004% by weight of B is needed for this purpose. When boron is added to the steel of the present invention, about 0.0006% by weight to about 0.0020% by weight is preferable, and an upper limit of about 0.0010% by weight is more preferable. However, boron may not need to be added if other alloys in the steel provide suitable curability and the desired microstructure.

본 발명의 강의 특성의 이러한 조합은 확실한 극저온 공정, 예를 들면, 저온에서의 천연 가스의 저장 및 수송에 대해 저렴한 비용을 가능하게 하는 기술을 제공한다. 이러한 신규 강은 일반적으로 훨씬 높은 니켈 함량(약 9중량% 이하)을 요구하고 훨씬 낮은 강도(약 830MPa(120ksi) 미만)의 현 기술의 상업적 강에 대한 극저온 용도에 있어서 재료 비용을 상당히 절감시킬 수 있다. 화학 조성 및 미세구조 고안은 DBTT를 감소시키고 약 2.5cm(1in)를 초과하는 단면 두께에 대한 통과 두께에 있어서의 균일한 기계적 특성을 제공하는데 사용된다. 이러한 신규한 강은, 바람직하게는 니켈 함량이 약 3중량% 미만이고 인장 강도가 830MPa(120ksi) 초과, 바람직하게는 약 860MPa(125ksi) 초과, 보다 바람직하게는 약 900MPa(130ksi)를 초과하고, 연성에서 취성으로의 천이 온도(DBTT)가 약 -73℃(-100℉) 미만이고, DBTT에서 우수한 인성을 제공한다. 당해 신규한 강은 인장 강도가 약 930MPa(135ksi) 초과 또는 약 965MPa(140ksi) 초과 또는 약 1000MPa(145ksi)를 초과한다. 이들 강의 니켈 함량은 용접 후에 성능을 향상시키고자 할 경우, 약 3중량% 초과로 증가시킬 수 있다. 니켈을 1중량% 첨가할 때마다 강의 DBTT가 약 10℃(18℉)씩 감소될 것으로 예상된다. 니켈 함량은 바람직하게는 9중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 6중량% 미만이다. 니켈 함량은 바람직하게는 강의 비용을 최소화하기 위해서 최소화된다.This combination of the properties of the steels of the present invention provides a technique that enables low cost for reliable cryogenic processes, for example the storage and transportation of natural gas at low temperatures. These new steels generally require much higher nickel content (up to about 9% by weight) and can significantly reduce material costs for cryogenic applications for commercial steels of the current technology of much lower strength (less than about 830 MPa (120 ksi)). have. Chemical composition and microstructure design is used to reduce DBTT and provide uniform mechanical properties in the pass thickness for cross-sectional thicknesses greater than about 1 inch (2.5 cm). These new steels preferably have a nickel content of less than about 3 weight percent and a tensile strength of greater than 830 MPa (120 ksi), preferably greater than about 860 MPa (125 ksi), more preferably greater than about 900 MPa (130 ksi), The transition temperature from ductile to brittle (DBTT) is less than about −73 ° C. (−100 ° F.) and provides good toughness in DBTT. The new steel has a tensile strength greater than about 930 MPa (135 ksi) or greater than about 965 MPa (140 ksi) or greater than about 1000 MPa (145 ksi). The nickel content of these steels can be increased to greater than about 3% by weight if desired to improve performance after welding. It is anticipated that the DBTT of the steel will be reduced by about 10 ° C. (18 ° F.) with each addition of 1% nickel. The nickel content is preferably less than 9% by weight, more preferably less than about 6% by weight. The nickel content is preferably minimized to minimize the cost of the steel.

상기한 발명은 하나 이상의 바람직한 양태면에서 기술되었지만, 다음 청구의 범위에 제시되어 있는 본 발명의 범위로부터 벗어나지 않고 다른 변형이 형성될 수 있다는 것이 이해되어야 한다.While the foregoing invention has been described in terms of one or more preferred embodiments, it should be understood that other modifications may be made without departing from the scope of the invention as set forth in the following claims.

용어 해설Glossary of Terms

Ac₁변형 온도: 가열 동안에 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도;Ac ₁ strain temperature: The temperature at which austenite begins to form during heating;

Ac₃변형 온도: 가열 동안에 페라이트의 오스테나이트로의 변형이 종결되는 온도;Ac ₃ strain temperature: The temperature at which the strain of ferrite to austenite terminates during heating;

Al₂O₃: 산화알루미늄;Al ₂ O ₃ : aluminum oxide;

Ar₃변형 온도: 냉각 동안에 오스테나이트가 페라이트로 변형되기 시작하는 온도;Ar ₃ strain temperature: The temperature at which austenite begins to transform into ferrite during cooling;

BCC: 체심 입방;BCC: body centered cubic;

냉각 속도: 판 두께의 중심, 또는 실질적으로 중심에서의 냉각 속도Cooling rate: Cooling rate at or substantially center of sheet thickness

CRSS(임계 용해된 전단 응력): 전위가 변형시에 교차 슬립할 수 있는 용이성에 민감한 강의 고유 특성으로서, 즉 교차 슬립이 보다 용이한 강은 CRSS가 낮아서 DBTT도 낮고;CRSS (Critical Melt Shear Stress): An inherent property of steels that is susceptible to cross slip when dislocations are deformed, ie, steels with easier cross slip have lower CRSS and thus lower DBTT;

극저온: 약 -40℃(-40℉) 미만의 온도;Cryogenic: temperature below about -40 ° C (-40 ° F);

DBTT(연성에서 취성으로의 천이 온도): 구조 강의 두가지 파면 양식을 묘사하는 용어로서, DBTT 미만의 온도에서 파괴는 저에너지 분할(취성) 파면에 의해 발생되는 경향이 있지만, DBTT 초과의 온도에서는 파괴가 고에너지 연성 파면에 의해 발생되는 경향이 있고;DBTT (ductile to brittle transition temperature): A term describing two wavefront modalities of structural steel, where breakdown at temperatures below DBTT tends to be caused by low-energy splitting (brittle) wavefront, but at temperatures above DBTT Tends to be caused by high energy ductile wavefronts;

FCC: 면심 입방;FCC: faced cubic;

결정립: 다결정성 물질 중의 개별 결정;Grains: individual crystals in the polycrystalline material;

결정립 경계: 하나의 결정학적 배향으로부터 다른 결정학적 배향으로의 전이에 상응하여 하나의 결정립을 다른 결정립으로부터 분리시키는 금속의 협소한 영역;Grain Boundaries: a narrow region of metal that separates one grain from another grain corresponding to a transition from one crystallographic orientation to another crystallographic orientation;

경화성 입자: 하나 이상의 ε-구리, Mo₂C, 또는 니오브 및 바나듐의 카바이드 및 카보니트라이드;Curable particles: carbides and carbonitrides of one or more ε-copper, Mo ₂ C, or niobium and vanadium;

HAZ: 열 영향대;HAZ: heat affected zone;

HIC: 수소 유도된 균열;HIC: hydrogen induced crack;

고각 경계: 고각 결정립 경계로서 효과적으로 거동하는 경계, 즉 전파되는 균열 또는 파면을 편향시키는 경향이 있어서 파면 경로에 비틀림을 유도하는 경계;Elevation boundaries: boundaries that effectively act as elevation grain boundaries, i.e., boundaries that tend to deflect propagating cracks or wavefronts to induce distortion in the wavefront path;

고각 결정립 경계: 결정학적 배향이 약 8°이상 상이한 인접하는 2개의 결정립을 분리하는 결정립 경계;Elevated Grain Boundaries: Grain boundaries that separate two adjacent grains that differ in crystallographic orientation by at least about 8 °;

HSLA: 고강도 저합금;HSLA: high strength low alloy;

임계적으로 재가열된: 약 Ac₁변형 온도 내지 약 Ac₃변형 온도의 온도로 가열된(또는 재가열된);Critically reheated: heated (or reheated) to a temperature from about Ac ₁ strain temperature to about Ac ₃ strain temperature;

저합금 강: 약 10중량% 미만의 총 합금 부가물을 철과 함께 함유하는 강;Low alloy steels: steels containing less than about 10% by weight total alloy adduct with iron;

저열 투입 용접: 약 2.5kJ/mm(7.6kJ/in) 이하의 아아크 에너지를 사용하는 용접;Low heat input welding: welding using arc energy of about 2.5 kJ / mm (7.6 kJ / in) or less;

MA; 마르텐사이트-오스테나이트;MA; Martensite-austenite;

Mo₂C: 탄화몰리브덴 형태;Mo ₂ C: molybdenum carbide form;

M_s변형 온도: 냉각 동안에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변형되기 시작하는 온도;M _s strain temperature: The temperature at which austenite begins to transform into martensite during cooling;

주로: 본 발명의 기술하는 데 사용되는 바와 같이, 약 50용적% 이상을 의미하고;Predominantly: as used to describe the invention, means about 50% by volume or more;

이전 오스테나이트 결정립 크기: 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 범위에서 압연시키기 전에 열간 압연된 강판의 평균 오스테나이트 결정립 크기;Previous austenite grain size: average austenite grain size of hot rolled steel sheet before rolling in a temperature range where austenite is not recrystallized;

급냉: 본 발명의 기술하는 데 사용되는 바와 같이, 공기 냉각과 대조적으로, 강의 냉각 속도를 증가시키는 경향으로 인해 선택된 유체를 사용하는 수단에 의한 가속화된 냉각;Quenching: As used to describe the present invention, in contrast to air cooling, accelerated cooling by means of using a selected fluid due to a tendency to increase the cooling rate of the steel;

급냉 중지 온도(QST): 판의 중간 두께로부터 전달된 열로 인해 급냉이 중단된 후 판의 표면에서 도달하는 가장 높은 온도, 또는 실질적으로 가장 높은 온도;Quench stop temperature (QST): highest temperature reached at the surface of the plate after the quench is stopped due to heat transferred from the middle thickness of the plate, or substantially the highest temperature;

슬라브: 특정 치수의 강 조각;Slab: a piece of steel of a certain dimension;

Sν: 강판에서의 단위 용적당 고각 경계의 총 면적;Sv: total area of the elevation boundary per unit volume in the steel sheet;

인장 강도: 인장 시험시의 최대 하중 대 초기 단면적의 비;Tensile strength: ratio of maximum load to initial cross-sectional area in the tensile test;

TiC: 탄화티탄;TiC: titanium carbide;

TiN: 질화티탄;TiN: titanium nitride;

T_nr온도: 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 미만의 온도; 및T _nr temperature: below the temperature at which austenite does not recrystallize; And

TMCP: 열-기계적 조절된 압연 가공.TMCP: Thermo-mechanically controlled rolling.

Claims (19)

(a) (i) 강 슬라브를 실질적으로 균질화하고, (ii) 강 슬라브 중의 니오브와 바나듐의 실질적으로 모든 카바이드 및 카보니트라이드를 용해시키고, (iii) 미세한 초기 오스테나이트 결정립을 강 슬라브 중에 정착시키기에 충분히 높은 재가열 온도로 강 슬라브를 가열하는 단계;(a) substantially homogenizing the steel slab, (ii) dissolving substantially all the carbides and carbonitrides of niobium and vanadium in the steel slab, and (iii) fixing the fine initial austenite grains in the steel slab. Heating the steel slab to a sufficiently high reheat temperature; (b) 강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 제1 온도 범위에서 1회 이상 열간 압연 통과로 압하시켜 강판을 형성하는 단계;(b) pressing the steel slab through a hot rolling pass one or more times in a first temperature range where austenite is recrystallized to form a steel sheet; (c) 강판을 약 T_nr온도 미만, 약 Ar₃변형 온도 초과의 제2 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 추가로 압하시키는 단계;(c) further rolling the steel sheet in one or more hot rolling passes in a second temperature range below about T _nr temperature and above about Ar ₃ strain temperature; (d) 강판을 약 10℃/sec 내지 약 40℃/sec(18℉/sec 내지 72℉/sec)의 냉각 속도로 약 M_s변형 온도 + 200℃(360℉) 미만의 급냉 중지 온도(QST)로 급냉시키는 단계;(d) the steel sheet was subjected to a cooling rate of about 10 ° C./sec to about 40 ° C./sec (18 ° F./sec to 72 ° F./sec) of about M _s strain temperature + 200 ° C. (360 ° F.) and quench stop temperature (QST Quenching); (e) 급냉을 중지하는 단계 및(e) stopping the quench and (f) 강판을 약 400℃(752℉) 내지 약 Ac₁변형 온도의 템퍼링 온도에서 경화성 입자의 침전을 유발하기에 충분한 시간 동안 템퍼링하여 강판의 미세구조가 주로 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트, 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트 또는 이들의 혼합물로 변형되는 것을 촉진시키는 단계를 포함하여, 주로 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트, 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 갖는 강판을 제조하는 방법.(f) the steel sheet is tempered at a temperature sufficient to cause precipitation of the curable particles at a tempering temperature of about 400 ° C. (752 ° F.) to about Ac ₁ strain temperature, so that the fine structure of the steel sheet is predominantly tempered finely grained rad martensite, Microstructures comprising predominantly tempered fine-grained rad martensite, tempered fine-grained ha-bainite, or mixtures thereof, including the step of promoting transformation into tempered finely grained ha bainite or mixtures thereof Method for producing a steel sheet having a. 제1항에 있어서, 단계(a)의 재가열 온도가 약 955℃ 내지 약 1065℃(1750℉ 내지 1950℉)인 방법.The process of claim 1 wherein the reheating temperature of step (a) is between about 955 ° C. and about 1065 ° C. (1750 ° F. to 1950 ° F.). 제1항에 있어서, 단계(a)의 미세한 초기 오스테나이트 결정립의 결정립 크기가 약 120μ 미만인 방법.The method of claim 1, wherein the grain size of the fine initial austenite grains of step (a) is less than about 120 μ. 제1항에 있어서, 강 슬라브의 두께가 단계(b)에서 약 30% 내지 약 70% 압하되는 방법.The method of claim 1 wherein the thickness of the steel slab is reduced from about 30% to about 70% in step (b). 제1항에 있어서, 강판의 두께가 단계(c)에서 약 40% 내지 약 80% 압하되는 방법.The method of claim 1 wherein the thickness of the steel sheet is reduced from about 40% to about 80% in step (c). 제1항에 있어서, 강판을, 강판을 단계(f)에서 템퍼링하기 전에 급냉 중지 온도로부터 상온으로 공기 냉각시키는 단계를 추가로 포함하는 방법.The method of claim 1, further comprising air cooling the steel sheet from the quench stop temperature to room temperature before tempering the steel sheet in step (f). 제1항에 있어서, 단계(a)의 강 슬라브가 약 0.04 내지 약 0.12중량%의 C, 약 1중량% 이상의 Ni, 약 0.1 내지 약 1.5중량%의 Cu, 약 0.1 내지 약 0.8중량%의 Mo, 약 0.02 내지 약 0.1중량%의 Nb, 약 0.008 내지 약 0.03중량%의 Ti, 약 0.001 내지 약 0.05중량%의 Al 및 약 0.002 내지 약 0.005중량%의 N의 합금 원소를 철과 함께 포함하는 방법.The steel slab of step (a), wherein the steel slab of step (a) is about 0.04 to about 0.12 weight percent C, at least about 1 weight percent Ni, about 0.1 to about 1.5 weight percent Cu, about 0.1 to about 0.8 weight percent Mo , About 0.02 to about 0.1 weight percent Nb, about 0.008 to about 0.03 weight percent Ti, about 0.001 to about 0.05 weight percent Al and about 0.002 to about 0.005 weight percent alloy elements of N together with iron . 제7항에 있어서, 강 슬라브가 약 6중량% 미만의 Ni를 포함하는 방법.8. The method of claim 7, wherein the steel slab comprises less than about 6 weight percent Ni. 제7항에 있어서, 강 슬라브가 약 3중량% 미만의 Ni를 포함하고, 약 0.5중량% 내지 약 2.5중량%의 Mn을 추가로 포함하는 방법.The method of claim 7, wherein the steel slab comprises less than about 3 weight percent Ni and further comprises about 0.5 weight percent to about 2.5 weight percent Mn. 제7항에 있어서, 강 슬라브가 (i) 약 1.0중량% 이하의 Cr, (ii) 약 0.5중량% 이하의 Si, (iii) 약 0.1중량% 이하의 V 및 (iv) 약 2.5중량% 이하의 Mn으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 부가물을 추가로 포함하는 방법.The steel slab of claim 7, wherein the steel slab comprises (i) up to about 1.0 weight percent Cr, (ii) up to about 0.5 weight percent Si, (iii) up to about 0.1 weight percent V and (iv) up to about 2.5 weight percent And at least one adduct selected from the group consisting of Mn. 제7항에 있어서, 강 슬라브가 약 0.0004중량% 내지 약 0.0020중량%의 B를 추가로 포함하는 방법.8. The method of claim 7, wherein the steel slab further comprises from about 0.0004% to about 0.0020% by weight of B. 제1항에 있어서, 단계(f)의 템퍼링 후, 강판의 연성에서 취성으로의 천이 온도(DBTT)가 강판과 이의 열 영향대(HAZ) 둘 다에서 약 -73℃(-100℉) 미만이고, 인장 강도가 830MPa(120ksi)를 초과하는 방법.The method according to claim 1, wherein after tempering of step (f), the transition temperature (DBTT) of ductility to brittleness of the steel sheet is less than about −73 ° C. (−100 ° F.) at both the steel sheet and its heat affected zone (HAZ). And, tensile strength in excess of 830 MPa (120 ksi). 제1항에 있어서, 강판이 단계(f)의 템퍼링 후, 실질적으로 100% 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트를 포함하는 방법.The method of claim 1, wherein the steel sheet comprises substantially 100% tempered refined rad martensite after tempering in step (f). 강판과 이의 HAZ 둘 다에서의 DBTT가 약 -73℃(-100℉) 미만이고, 인장 강도가 830MPa(120ksi)를 초과하고, 주로 템퍼링된 세립화된 래드 마르텐사이트, 템퍼링된 세립화된 하 베이나이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 갖고, 약 0.04중량% 내지 약 0.12중량%의 C, 약 1중량% 이상의 Ni, 약 0.1중량% 내지 약 1.5중량%의 Cu, 약 0.1중량% 내지 약 0.8중량%의 Mo, 약 0.02중량% 내지 약 0.1중량%의 Nb, 약 0.008중량% 내지 약 0.03중량%의 Ti, 약 0.001중량% 내지 약 0.05중량%의 Al 및 약 0.002중량% 내지 약 0.005중량%의 N의 합금 원소를 철과 함께 포함하는 재가열된 강 슬라브로부터 생성되는 강판.DBTT on both the steel plate and its HAZ is less than about −73 ° C. (−100 ° F.), tensile strength is greater than 830 MPa (120 ksi), and mainly tempered fine grained rad martensite, tempered fine grained habay Having a microstructure comprising knight or mixtures thereof, from about 0.04% to about 0.12% C, at least about 1% Ni, about 0.1% to about 1.5% Cu, about 0.1% to about 0.8 wt% Mo, about 0.02 wt% to about 0.1 wt% Nb, about 0.008 wt% to about 0.03 wt% Ti, about 0.001 wt% to about 0.05 wt% Al and about 0.002 wt% to about 0.005 wt% A steel sheet produced from a reheated steel slab comprising% alloying elements of N together with iron. 제14항에 있어서, 강 슬라브가 약 6중량% 미만의 Ni를 포함하는 강판.The steel sheet of claim 14, wherein the steel slab comprises less than about 6 weight percent Ni. 제14항에 있어서, 강 슬라브가 약 3중량% 미만의 Ni를 포함하고, 약 0.5중량% 내지 약 2.5중량%의 Mn을 추가로 포함하는 강판.The steel sheet of claim 14, wherein the steel slab comprises less than about 3 weight percent Ni and further comprises about 0.5 weight percent to about 2.5 weight percent Mn. 제14항에 있어서, (i) 약 1.0중량% 이하의 Cr, (ii) 약 0.5중량% 이하의 Si, (iii) 약 0.1중량% 이하의 V 및 (iv) 약 2.5중량% 이하의 Mn으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 부가물을 추가로 포함하는 강판.15. The method of claim 14 further comprising: (i) up to about 1.0 weight percent Cr, (ii) up to about 0.5 weight percent Si, (iii) up to about 0.1 weight percent V and (iv) up to about 2.5 weight percent Mn. A steel sheet further comprising one or more adducts selected from the group consisting of. 제14항에 있어서, 약 0.0004중량% 내지 약 0.0020중량%의 B를 추가로 포함하는 강판.15. The steel sheet of claim 14 further comprising about 0.0004% to about 0.0020% by weight of B. 약 1.0중량% 이상의 Ni와 약 0.1중량% 이상의 Cu를 첨가하고 BCC 안정화 원소를 실질적으로 최소로 부가함으로써, 강판의 HAZ에서 약 -73℃(-100℉) 미만의 DBTT를 수득하는 방법.A method of obtaining a DBTT of less than about −73 ° C. (−100 ° F.) in a HAZ of a steel sheet by adding at least about 1.0 wt.% Ni and at least about 0.1 wt.% Cu and adding substantially minimal BCC stabilizing elements.