KR20100116701A

KR20100116701A - High-tensile strength steel and manufacturing method thereof

Info

Publication number: KR20100116701A
Application number: KR1020107021621A
Authority: KR
Inventors: 가츠유키 이치미야; 도모유키 요코타; 기미히로 니시무라; 노부오 시카나이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-03-31
Filing date: 2009-03-27
Publication date: 2010-11-01
Also published as: KR20130035277A; EP2272994B1; WO2009123292A1; KR20150094793A; CN102124133A; JP2009263777A; JP5439887B2; CN105821313A; EP2272994A1; EP2272994A4

Abstract

후육의 고강도 강판에 있어서도, 모재의 강도·인성이 우수함과 함께, 용접열부의 인성도 우수한 고장력강과 그 유리한 제조 방법을 제안한다. 구체적으로는, mass% 로, C : 0.03∼0.10 %, Si : 0.30 % 이하, Mn : 1.60∼2.30 %, P : 0.015 % 이하, S : 0.005 % 이하, Al : 0.005∼0.06 %, Nb : 0.004∼0.05 %, Ti : 0.005∼0.02 %, N : 0.001∼0.005 %, Ca : 0.0005∼0.003 % 를 함유하고, 또한 Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식 ;
0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)
여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)
을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 고장력강이다.Also in the high strength steel plate of the thick, the high tensile strength steel which is excellent in the strength and toughness of a base material, and also the toughness of a welding heat part, and its advantageous manufacturing method are proposed. Specifically, in mass%, C: 0.03 to 0.10%, Si: 0.30% or less, Mn: 1.60 to 2.30%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.06%, Nb: 0.004 -0.05%, Ti: 0.005-0.02%, N: 0.001-0.005%, Ca: 0.0005-0.003%, and Ca, S, and O are following formula (1);
0 <(Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) /1.25/S <1... (One)
Here, Ca, S, and O are content (mass%) of each element
It satisfies and contains, and remainder is a high tensile strength steel which has a component composition which consists of Fe and an unavoidable impurity.

Description

고장력강 및 그 제조 방법{HIGH-TENSILE STRENGTH STEEL AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}High tensile steel and its manufacturing method {HIGH-TENSILE STRENGTH STEEL AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 선박 (ship) 이나 해양 구조물 (marine structure), 라인 파이프 (line pipe), 압력 용기 (pressure vessel) 등에 사용되는 고장력강 (high-tensile strength steels) 과 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 항복 응력 (YS (yield stress)) 이 460 ㎫ 이상이고, 모재 (base material) 의 강도 (strength) 및 인성 (toughness) 이 우수할 뿐만 아니라 용접부 (weld zone) 의 인성 (CTOD (crack tip opening displacement) 특성) 도 우수한 고장력강과 그 제조 방법에 관한 것이다.FIELD OF THE INVENTION The present invention relates to high-tensile strength steels used in ships, marine structures, line pipes, pressure vessels, and the like, and in particular, to yielding. YS (yield stress) is 460 MPa or more, not only the strength and toughness of the base material but also the toughness (crack tip opening displacement) characteristics of the weld zone ) Also relates to a high tensile strength steel and a method of manufacturing the same.

선박이나 해양 구조물 등에 사용되는 강은, 용접 접합 (welding joint) 하여 원하는 형상의 구조물 등으로 마무리되는 것이 보통이다. 그 때문에, 이들 강에는, 구조물 등의 안전성 (safety) 을 확보하는 관점에서, 모재 자체의 강도나 인성이 우수한 것은 물론, 용접 이음매 (weld joint) 의 용접부 (용접 금속 (weld metal) 이나 열 영향부 (heat-affected zone)) 의 인성도 우수한 것이 요구된다.Steel used in ships, offshore structures and the like is usually welded and finished with a structure having a desired shape. Therefore, these steels are excellent in strength and toughness of the base material itself from the viewpoint of securing safety of structures and the like, as well as welded portions (welded metal or heat affected parts) of welded joints. (heat-affected zone) is also required to have good toughness.

강의 인성의 평가 기준 (evaluation standards) 으로는, 종래, 주로 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) 에 의한 흡수 에너지 (absorbed energy) 가 이용되어 왔다. 그러나, 최근에는, 보다 신뢰성 (reliability) 을 높이기 위해, 균열 개구 변위 시험 (Crack Tip Opening Displacement Test, 이후 「CTOD 시험」이라고 약기한다) 이 사용되는 경우가 많다. 이 시험은, 인성의 평가부에 피로 예균열 (fatigue precrack) 을 발생시킨 시험편을 3 점 굽힘 (three-point bending) 하고, 파괴 직전의 균열 바닥 (bottom of crack) 의 개구량 (value of opening displacement) (소성 변형량 (value of plastic deformation)) 을 측정하고, 취성 파괴 (brittle fracture) 의 발생 저항 (occurrence resistance) 을 평가하는 것이다.As evaluation standards of toughness of steel, absorbed energy has been mainly used by Charpy impact test. However, in recent years, in order to improve the reliability, the crack tip opening displacement test (hereinafter abbreviated as "CTOD test") is often used. In this test, three-point bending of a specimen that caused fatigue precrack in the evaluation section of toughness was performed, and the value of opening displacement of the bottom of crack immediately before fracture. ) (Value of plastic deformation) is measured and the occurrence resistance of brittle fracture is evaluated.

그런데, 상기 용도에 사용되는 판두께가 두꺼운 강에는, 일반적으로 다층 용접 (multi-pass welding) 이 실시되는데, 이와 같은 용접에서는, 열 영향부는 복잡한 열이력 (thermal history) 을 받으므로, 국소 취화역이 발생하기 쉽고, 특히 본드부 (bond) (용접 금속과 모재의 경계) 나 2 상역 (相域) 재열부 (inter-critically reheated zone) (용접 1 사이클째에 조립 (粗粒) 이 되고, 2 사이클째에 α 와 γ 의 2 상역에 가열되는 영역) 의 인성의 저하가 크다는 문제가 있다. 본드부는, 용융점 바로 아래의 고온에 노출되므로, 오스테나이트 입자 (austenite grain) 가 조대화되고, 계속되는 냉각에 의해, 취약한 상부 베이나이트 조직 (upper bainitic structure) 으로 변태되기 쉽기 때문이다. 또, 본드부에는, 위드만스테텐 조직 (Widmannstatten structure) 이나 섬 형상 마르텐사이트 (island martensite, M-A constituent) 등의 취화 조직 (embrittlement structure) 이 생성되므로, 인성은 더욱 저하된다.By the way, thick-plate steel used for the said application is generally subjected to multi-pass welding. In such welding, since the heat-affecting zone receives a complicated thermal history, it has a local embrittlement zone. This is likely to occur, and in particular, a bond (boundary between the weld metal and the base material) or an inter-critically reheated zone (assembled at the first cycle of welding, 2 There exists a problem that the toughness of the area | region heated to two phases of (alpha) and (gamma) is large in a cycle. This is because the bond portion is exposed to a high temperature just below the melting point, so that the austenite grains coarsen and are susceptible to transformation into a weak upper bainitic structure by continuous cooling. In the bond portion, embrittlement structures such as Wiedmannstatten structure and island martensite (M-A constituent) are formed, so that the toughness is further reduced.

상기 문제에 대한 대책으로서, 예를 들어 강 중에 TiN 을 미세하게 분산시켜, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하거나, 페라이트 변태핵 (nucleus of ferrite transformation) 으로서 이용하거나 하는 기술이 실용화되어 있다. 또한, 일본 특허공보 평03-053367호나 일본 공개특허공보 소60-184663호에는, 희토 원소 (REM (rare-earth metal)) 를 Ti 와 함께 복합 첨가하여 강 중에 미세 입자를 분산시킴으로써, 오스테나이트 입자 성장을 억제하고, 용접부의 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그 밖에, Ti 의 산화물 (oxide) 을 분산시키는 기술이나, BN 의 페라이트핵 생성능과 산화물 분산을 조합하는 기술, 나아가서는 Ca 나 REM 을 첨가하여 황화물 (sulfide) 의 형태 (shape) 를 제어함으로써 인성을 높이는 기술도 제안되어 있다.As a countermeasure against the above problem, for example, a technique of finely dispersing TiN in steel to suppress coarsening of austenite particles or using it as a nucleus of ferrite transformation has been put to practical use. In addition, Japanese Patent Application Laid-Open No. 03-053367 and Japanese Laid-Open Patent Publication No. 60-184663 add a rare earth element (REM (rare-earth metal)) together with Ti to disperse fine particles in steel, thereby forming austenite particles. The technique which suppresses growth and improves the toughness of a welded part is disclosed. In addition, a technique of dispersing Ti oxide, a technique of combining ferrite nucleation ability of BN with oxide dispersion, and furthermore, controlling the shape of the sulfide by adding Ca or REM to improve toughness The technique of raising is also proposed.

한편, 상기 2 상역 재열부, 즉 최초의 용접으로 융점 바로 아래의 고온에 노출된 영역이, 계속되는 용접시의 재가열에 의해 페라이트와 오스테나이트의 2 상역이 되는 영역이, 가장 취화되는 원인은, 2 패스째 이후의 용접시의 재가열에 의해, 오스테나이트 영역에 탄소가 농화되고, 이것이 냉각 중에, 섬 형상 마르텐사이트를 포함하는 취약한 베이나이트 조직을 생성하고, 인성을 저하시키기 때문이다. 그래서, 이 대책으로서, 저 C, 저 Si 화함으로써 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 억제하고, 추가로 Cu 를 첨가함으로써 모재 강도를 확보하는 기술이 개시되어 있다 (예를 들어, 일본 공개특허공보 평05-186823호 참조).On the other hand, the reason why the two-phase reheating portion, that is, the region exposed to the high temperature just below the melting point by the first welding, becomes the two-phase region of ferrite and austenite due to reheating during subsequent welding is most likely to be caused by 2 This is because carbon is concentrated in the austenite region by the reheating at the time of welding after the pass, which creates a weak bainite structure including island-like martensite during cooling, thereby lowering the toughness. Therefore, as a countermeasure, a technique of suppressing formation of island-like martensite by reducing C and low Si, and further securing the base metal strength by adding Cu is disclosed (for example, Japanese Patent Laid-Open No. 05). -186823).

또한, 일본 공개특허공보 2007-231312호에서는, 상기 용접시의 재가열에 의한 취화 조직의 생성을 억제하는 방법으로서, 황화물의 형태 제어를 위해 첨가되어 있는 Ca 의 첨가량을 적정 범위로 제어한 후, Ni 를 첨가함으로써, 용접열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.In addition, Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2007-231312 discloses a method of suppressing the formation of embrittlement structure by reheating during welding, and after controlling the amount of Ca added to control the form of sulfide in an appropriate range, By adding, a technique of improving the toughness (CTOD characteristics) of a weld heat affected zone is disclosed.

그러나, 열 영향부의 인성이 저하된다는 상기 서술한 문제는, 상기 종래 기술에 의해 어느 정도의 개선이 이루어졌지만, 아직 몇 개의 해결해야 할 문제점이 남아 있다. 예를 들어, TiN 을 이용하는 기술에서는, TiN 이 용해되는 온도역까지 가열되는 본드부에 있어서는 그 작용이 없어지고, 그 뿐만 아니라, 고용 Ti 및 고용 N 에 의한 기지 (基地) 조직의 취화에 의해 현저한 인성의 저하가 일어나는 경우가 있다. 또, Ti 의 산화물을 이용하는 기술에서는, 산화물의 미세 분산을 충분히 균질하게 할 수 없다는 문제가 있다. 또한, 최근, 선박이나 해양 구조물 등이 대형화됨에 따라, 그것들에 사용되는 강재에는, 보다 고강도화, 후육화될 것이 요구되고 있다. 그들의 요구에 따르기 위해서는, 일본 공개특허공보 평05-186823호의 기술과는 반대로, 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것이 유효하다. 그러나, 합금 원소의 다량의 첨가는, 용접시의 재가열에 의한 취화 조직의 생성이 촉진되고, 용접열 영향부의 인성의 저하를 초래한다는 문제점을 갖고 있다. 또, 일본 공개특허공보 2007-231312호에 개시된 기술은, 고강도화 및 후육화를 위한 방책으로서 매트릭스의 고인화에 유효한 Ni 첨가 (고용 Ni 의 효과) 가 필수이며, 비용적으로 고가가 되는 것이 과제이다.However, the above-mentioned problem that the toughness of the heat-affecting portion is lowered has been improved to some extent by the above-described prior art, but there are still some problems to be solved. For example, in the technique using TiN, the action is lost in the bonded portion heated to the temperature range where TiN is dissolved, and not only that, but also due to embrittlement of the matrix structure by solid solution Ti and solid solution N is remarkable. The fall of toughness may occur. Moreover, in the technique using the oxide of Ti, there exists a problem that the fine dispersion of oxide cannot fully be homogeneous. In recent years, as ships, offshore structures, etc. have become larger, steel materials used for them are required to be made stronger and thicker. In order to comply with these requirements, it is effective to add a large amount of alloying elements, contrary to the technique of JP-A-05-186823. However, the addition of a large amount of alloying elements has a problem that the formation of embrittlement structure due to reheating during welding is promoted and the toughness of the weld heat affected zone is reduced. Moreover, the technique disclosed in Unexamined-Japanese-Patent No. 2007-231312 is necessary to add Ni effective (effect of employment Ni) for the high toughening of a matrix as a measure for high strength and thickening, and it is a cost expensive. .

그래서, 본 발명의 목적은, 종래 기술이 갖는 상기 문제점을 해결하여, 합금 원소의 첨가량을 늘리지 않을 수 없는 후육 고강도 강판에 있어서도, 모재의 강도 및 인성이 우수함과 함께, 용접열 영향부의 인성도 우수한 고장력강과 그 바람직한 제조 방법을 제안하는 것에 있다.Accordingly, an object of the present invention is to solve the above problems of the prior art, and also to provide excellent strength and toughness of the base metal and excellent toughness of the weld heat affected zone, even in a thick high strength steel sheet in which the addition amount of the alloying element cannot be increased. A high tensile strength steel and its preferable manufacturing method are proposed.

본 발명은, C : 0.03∼0.10 mass%, Si : 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60∼2.30 mass%, P : 0.015 mass% 이하, S : 0.005 mass% 이하, Al : 0.005∼0.06 mass%, Nb : 0.004∼0.05 mass%, Ti : 0.005∼0.02 mass%, N : 0.001∼0.005 mass%, Ca : 0.0005∼0.003 mass% 를 함유하고, 또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식 ;In the present invention, C: 0.03 to 0.10 mass%, Si: 0.30 mass% or less, Mn: 1.60 to 2.30 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, Al: 0.005 to 0.06 mass%, Nb : 0.004-0.05 mass%, Ti: 0.005-0.02 mass%, N: 0.001-0.005 mass%, Ca: 0.0005-0.003 mass%, and Ca, S, and O are following formula (1);

0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)0 <(Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) /1.25/S <1... (One)

여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)Here, Ca, S, and O are content (mass%) of each element

을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고장력강이다.It satisfies and contains, and remainder has the component composition which consists of Fe and an unavoidable impurity, It is a high tensile strength steel characterized by the above-mentioned.

또, 본 발명의 고장력강은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003∼0.0025 mass%, V : 0.2 mass% 이하, Cu : 1 mass% 이하, Ni : 2 mass% 이하, Cr : 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.The high tensile strength steel of the present invention is, in addition to the above-described composition, B: 0.0003 to 0.0025 mass%, V: 0.2 mass% or less, Cu: 1 mass% or less, Ni: 2 mass% or less, Cr: 0.7 mass% And Mo: 0.7 mass% or less, characterized in that it contains one or two or more selected from.

또, 본 발명은, C : 0.03∼0.10 mass%, Si : 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60∼2.30 mass%, P : 0.015 mass% 이하, S : 0.005 mass% 이하, Al : 0.005∼0.06 mass%, Nb : 0.004∼0.05 mass%, Ti : 0.005∼0.02 mass%, N : 0.001∼0.005 mass%, Ca : 0.0005∼0.003 mass% 를 함유하고, 또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식 ;In the present invention, C: 0.03 to 0.10 mass%, Si: 0.30 mass% or less, Mn: 1.60 to 2.30 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, Al: 0.005 to 0.06 mass% , Nb: 0.004-0.05 mass%, Ti: 0.005-0.02 mass%, N: 0.001-0.005 mass%, Ca: 0.0005-0.003 mass%, and Ca, S, and O are the following formulas (1);

을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1050∼1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 % 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30∼70 % 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 열간 압연 종료 온도에서부터 600∼450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를 5∼45 ℃/sec, 보다 바람직하게는 5∼20 ℃/sec 로 냉각시키는 전단 냉각과, 상기 전단 냉각 정지 온도에서부터 450 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 1 ℃/sec 이상 5 ℃/sec 미만으로 냉각시키는 후단 냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 고장력강의 제조 방법을 제안한다., And after the heating of a steel slab having a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities to 1050 to 1200 ° C, the cumulative reduction ratio in the temperature range of 950 ° C or higher is 30% or more and less than 950 ° C. Hot rolling in which the cumulative reduction ratio in the station becomes 30 to 70% is performed, and thereafter, from 5 to 45 ° C / sec, more preferably, from the hot rolling end temperature to the cooling stop temperature between 600 and 450 ° C. Performing front end cooling to cool at 5 to 20 ° C./sec and rear end cooling to cool down from the front end cooling stop temperature to a cooling stop temperature of 450 ° C. or less at 1 ° C./sec or more and less than 5 ° C./sec. We propose a method of manufacturing high tensile steel.

또, 본 발명의 제조 방법은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003∼0.0025 mass%, V : 0.2 mass% 이하, Cu : 1 mass% 이하, Ni : 2 mass% 이하, Cr : 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.In addition, the production method of the present invention further contains B: 0.0003 to 0.0025 mass%, V: 0.2 mass% or less, Cu: 1 mass% or less, Ni: 2 mass% or less, Cr: 0.7 mass It is characterized by containing one or two or more selected from% or less and Mo: 0.7 mass% or less.

또, 본 발명의 제조 방법은, 후단 냉각 후의 강에, 450∼650 ℃ 의 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.Moreover, the manufacturing method of this invention is characterized by performing 450-650 degreeC tempering process to the steel after post-stage cooling.

본 발명에 의하면, 모재가 항복 응력 460 ㎫ 이상의 고강도를 가짐과 함께 인성도 우수하고, 또한 용접 후의 열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 도 우수한 고강도강을 저가로 제조할 수 있기 때문에, 선박이나 해양 구조물 등의 대형화에 크게 기여한다.According to the present invention, since the base material has a high strength of yield stress of 460 MPa or more and is excellent in toughness and also excellent in toughness (CTOD characteristics) of the heat affected zone after welding, it is possible to manufacture a high-strength steel at low cost. It greatly contributes to the enlargement of the back.

도 1 은 열간 압연 후의 전단 냉각 속도 (압연 종료 온도에서부터 600∼450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도) 가 모재 특성에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS It is a graph which shows the effect which the shear cooling rate (cooling rate from rolling end temperature to cooling stop temperature between 600-450 degreeC) after hot rolling affects a base material characteristic.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태Best Mode for Carrying Out the Invention

발명자들은, 후육의 고장력강의 모재 강도 및 인성을 향상시킴과 함께, 용접열 영향부의 인성도 개선할 수 있는 방법에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 용접열 영향부의 인성 저하는, 취화 조직의 생성에서 기인되므로, 이 용접열 영향부의 인성을 향상시키기 위해서는, 용접시에 고온 가열되는 영역에 있어서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제한 후, 또한 용접 후의 냉각시의 페라이트 변태를 촉진시키기 위해, 변태핵을 균일 미세하게 분산시키는 것이 유효한 것을 알아냈다.The inventors earnestly examined the method which can improve the base material strength and toughness of thick high tensile strength steel, and also improve the toughness of a weld heat affected zone. As a result, the deterioration in the toughness of the weld heat affected zone is caused by the formation of embrittlement structure. Therefore, in order to improve the toughness of the weld heat affected zone, the coarsening of the austenite particles in the region heated at high temperature during welding is suppressed. Moreover, in order to promote the ferrite transformation at the time of cooling after welding, it discovered that it is effective to disperse | distribute a transformation nucleus finely.

그래서, 발명자들은, 상기 취화 조직의 생성을 억제하는 방법에 대해 더욱 검토한 결과, 황화물의 형태 제어를 위해 첨가하고 있는 Ca 의 첨가량을 적정 범위로 제어하는 것이 유효한 것, 또, 용접열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 을 향상시키기 위해서는, Mn 의 첨가가 유효한 것을 알아냈다.Therefore, as a result of further studies on the method of suppressing the formation of the embrittlement structure, the inventors found that it is effective to control the amount of Ca added for controlling the form of sulfide in an appropriate range, and the toughness of the weld heat affected zone. In order to improve (CTOD characteristics), it was found that addition of Mn is effective.

또, 모재의 강도·인성에 미치는 압연 조건의 영향에 대해 검토한 결과, 압연 후의 냉각을, 냉각 속도가 큰 전단 냉각과 작은 후단 냉각으로 이루어지는 2 단 냉각으로 하고, 각각의 냉각 속도를 적정하게 제어하면, 강판 조직이 아시큘러 페라이트 주체의 조직이 되고, 모재의 강도 및 인성이 우수한 고장력강을 제조할 수 있는 것을 알아냈다. 또한, 모재의 강도와 인성을 보다 높이기 위해서는, 오스테나이트의 저온역에서, 미재결정역 (non recrystallization zone) 을 형성하는 효과가 큰 Nb 를 유효하게 이용하는 것이 중요한 것을 알아냈다. 그리고, 이들 기술을 적정하게 조합함으로써 처음으로 본 발명을 완성하기에 이르렀다.Moreover, as a result of studying the influence of the rolling conditions on the strength and toughness of a base material, cooling after rolling is made into two stage cooling which consists of a shear cooling with a big cooling rate, and a small after stage cooling, and controls each cooling rate appropriately. When the steel sheet structure becomes the structure of the acicular ferrite main body, it was found that the high tensile strength steel excellent in the strength and toughness of the base material can be produced. Moreover, in order to raise the strength and toughness of a base material more, it turned out that it is important to use Nb effectively in the low temperature range of austenite which has the effect of forming a non recrystallization zone. And by combining these techniques suitably, the present invention was completed for the first time.

본 발명의 기본적인 기술 사상에 대해 설명한다.The basic technical idea of the present invention will be described.

본 발명의 제 1 특징은, 용접열 영향부 (welded heat affected zone) 의 인성을 향상시키기 위해, 황화물 (sulfide) 의 형태 제어 (shape control) 를 목적으로 하여 첨가하고 있는 Ca 의 화합물 (CaS) 의 정출 (crystallization) 을 유효하게 이용하는 것에 있다. 이 CaS 는, 산화물에 비해 저온에서 정출되므로, 균일하게 미세 분산 (fine dispersion) 시킬 수 있다. 그리고, CaS 의 첨가량 및 첨가시의 용강 (molten steel) 중의 용존 산소량 (dissolved oxygen amount) 을 적절한 범위로 제어함으로써, CaS 정출 후에도 고용 S 가 확보되므로, CaS 의 표면 상에 MnS 가 석출되어 복합 황화물 (complex sulfide) 을 형성한다. 이 MnS 에는, 페라이트핵 생성능 (potential for ferrite nucleus) 이 있는 것이 알려져 있고, 또한 석출된 MnS 의 주위에는, Mn 의 희박대 (Mn depleted zone) 가 형성되므로, 페라이트 변태 (ferrite transformation) 가 보다 촉진된다. 이 Mn 희박대의 효과는, 강 중의 Mn 첨가량을 증가시킴으로써, 보다 효과적으로 발현하게 된다. 또한, 석출된 MnS 상에는, TiN, BN, AlN 등의 페라이트 생성핵도 석출되므로, 보다 더 페라이트 변태가 촉진된다.The first feature of the present invention is that of the compound of Ca (CaS) added for the purpose of shape control of sulfides in order to improve the toughness of the welded heat affected zone. It is to effectively use crystallization. Since CaS is crystallized at low temperature compared with an oxide, it can make fine dispersion uniformly. In addition, by controlling the amount of CaS added and the dissolved oxygen amount in molten steel at the time of addition to an appropriate range, solid solution S is ensured even after CaS crystallization, whereby MnS precipitates on the surface of CaS to form a complex sulfide ( complex sulfide). It is known that this MnS has a potential for ferrite nucleus, and a Mn depleted zone is formed around the precipitated MnS, so that ferrite transformation is promoted more. . The effect of the Mn lean band is more effectively expressed by increasing the amount of Mn added in the steel. Further, on the precipitated MnS, ferrite generating nuclei such as TiN, BN, and AlN are also precipitated, so that ferrite transformation is further promoted.

또 Mn 첨가량을 증가시킴으로써, 용접열 영향부에 있어서 취화 조직인 섬 형상 마르텐사이트를 최대한 생성시키지 않고, 모재 강도를 효과적으로 높일 수 있다. 이것은, Mn 첨가량의 증가에 의해, 용접 후의 냉각 중에 생성되는 섬 형상 마르텐사이트가 시멘타이트로 분해되기 쉬워지고, 열 영향부 조직 중의 섬 형상 마르텐사이트가 저감되기 때문이다. 이들 효과의 결과, Ni 의 첨가를 필수로 하지 않고 용접열 영향부의 인성을 확보할 수 있다.In addition, by increasing the amount of Mn added, the base metal strength can be effectively increased without generating the island-like martensite, which is a brittle structure, in the weld heat affected zone. This is because island-like martensite generated during cooling after welding is easily decomposed into cementite by increasing the amount of Mn added, and island-like martensite in the heat affected zone structure is reduced. As a result of these effects, the toughness of the weld heat affected zone can be ensured without adding Ni.

상기 기술에 의해, 고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵을 미세하게 분산시키는 것이 가능해지고, 용접열 영향부의 조직을 미세화함과 함께, 섬 형상 마르텐사이트 (island martensite, M-A constituent) 의 생성을 최대한 억제함으로써, 높은 인성을 얻을 수 있다. 또, 다층 용접 (multilayer welding) 시의 열사이클 (heat cycle) 에 의해 2 상역에 재가열 (reheating) 되는 영역에 있어서도, 최초의 용접열 영향부의 조직이 미세화되므로, 미변태 영역의 인성이 향상되고, 또한 재변태되는 오스테나이트 입자도 미세화되므로, 인성의 저하 정도를 작게 억제할 수 있다.By the above technique, it becomes possible to finely disperse the ferrite transformation nucleus which does not dissolve even at high temperature, to refine the structure of the weld heat affected zone, and to suppress the generation of island martensite (MA constituent) to the maximum. By doing so, high toughness can be obtained. In addition, even in a region where reheating is performed at two phases by a heat cycle during multilayer welding, the structure of the first welding heat affected zone becomes finer, thereby improving the toughness of the non-transformation region, In addition, since the austenite particles to be retransformed are also miniaturized, the degree of deterioration of toughness can be suppressed small.

본 발명의 제 2 특징은, 강재 압연 후의 냉각을, 전단 냉각과 후단 냉각의 2 단계로 나누고, 후단 냉각보다 전단 냉각의 냉각 속도를 크게 제어하는 것에 있다. 이 점에 대해, 실험 결과를 기초로 설명한다.The 2nd characteristic of this invention is to divide cooling after steel rolling into two stages of shear cooling and back stage cooling, and to control the cooling rate of shear cooling larger than back stage cooling. This point is demonstrated based on an experimental result.

C : 0.08 mass%, Si : 0.2 mass%, Mn : 1.8 mass% 를 기본 성분으로 하는 강 슬래브를, 1150 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 누적 압하율을 40 %, 950 ℃ 미만에서의 누적 압하율을 50 %, 압연 종료 온도를 850 ℃ 로 하는 열간 압연 후, 압연 종료 온도에서부터 500 ℃ 까지를 냉각 속도 (cooling rate) 5∼45 ℃/sec, 보다 바람직하게는 5∼20 ℃/sec 로 냉각시키는 전단 냉각과, 또한 350 ℃ 까지를 냉각 속도 3 ℃/sec 로 냉각시키는 후단 냉각을 실시하고, 그 후, 공랭시켜 판두께 10∼50 ㎜ 의 후강판으로 하였다. 이 후강판에 대해, 인장 강도 특성 및 -40 ℃ 에 있어서의 인성 특성 (샤르피 충격 흡수 에너지) 을 측정하였다.Cumulative reduction rate at 40% and below 950 ° C after cumulative reduction of 950 ° C after heating a steel slab containing C: 0.08 mass%, Si: 0.2 mass%, Mn: 1.8 mass% at 1150 ° C. After 50% of hot rolling and the rolling end temperature to 850 degreeC, cooling from a rolling end temperature to 500 degreeC is cooled by a cooling rate of 5 to 45 degreeC / sec, More preferably, 5 to 20 degreeC / sec. Shear cooling and back stage cooling which further cooled to 350 degreeC by the cooling rate of 3 degree-C / sec were performed, and it air-cooled after that and it was set as the thick steel plate of 10-50 mm of plate | board thickness. About this thick steel plate, the tensile strength characteristic and the toughness characteristic (Charpy impact absorption energy) in -40 degreeC were measured.

도 1 은, 상기 측정 결과에 대해, 모재 강도 및 인성에 미치는 전단의 냉각 속도의 영향을 나타낸 것이고, 압연 종료 온도에서부터 500 ℃ 까지의 전단 냉각의 냉각 속도를 5∼45 ℃/sec 의 범위로 제어함으로써, 항복 응력이 460 ㎫ 이상인 고강도이고, vE-40 ℃ 가 200 J 이상인 강도-인성 밸런스 (balance) 가 우수한 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.Fig. 1 shows the influence of the cooling rate of the shear on the base material strength and toughness on the measurement results, and controls the cooling rate of the shear cooling from the end of rolling temperature to 500 ° C in the range of 5 to 45 ° C / sec. It can be seen that a steel sheet having a high strength having a yield stress of 460 MPa or more and an excellent strength-toughness balance having a vE-40 ° C of 200 J or more can be obtained.

또한, 상기 냉각 속도로 냉각시킨 강판은, 아시큘러 페라이트 (acicularferrite) 주체의 조직이 되는 것도 알았다. 일반적으로, 고강도강을 얻고자 한 경우, 섬 형상 마르텐사이트 등을 라스 (lath) 사이에 포함하는 비교적 조대한 상부 베이나이트 조직이 되면, 인성이 크게 저하된다. 그래서, 고강도와 고인성을 양립시키기 위해서는, 압연 조건의 연구 등에 의해 미세한 아시큘러 페라이트 조직으로 하는 것이 필요하게 된다. 그러나, 발명자들은, 압연 후의 냉각을 전단 냉각과 그것보다 냉각 속도가 느린 후단 냉각으로 나누고, 각각의 냉각 속도를 적정하게 제어함으로써, 아시큘러 페라이트 주체의 조직으로 하고, 우수한 강도-인성 밸런스를 갖는 강판을 얻을 수 있는 것을 알아냈다. 이것은, 전단의 냉각 속도를 빠르게 함으로써, 변태핵 생성 밀도 (nucleation density) 를 높이고, 변태 후의 조직을 조대 베이나이트 조직이 아니라 치밀한 아시큘러 페라이트 조직으로 할 수 있기 때문이다. 또한, 후단의 냉각 속도에 대해서는, 전단의 냉각 속도보다 지나치게 빠르면, 섬 형상 마르텐사이트를 생성하고, 모재의 인성을 열화시키는 것, 한편, 후단의 냉각 속도를 지나치게 느리게 하면, 모재의 강도가 저하되므로, 적정한 범위로 제어할 필요가 있는 것도 알아냈다.In addition, it was found that the steel sheet cooled at the cooling rate became a structure of an acicular ferrite main body. In general, in order to obtain high strength steel, toughness is greatly reduced when a relatively coarse upper bainite structure including island-like martensite or the like is sandwiched between laths. Therefore, in order to make high strength and high toughness compatible, it is necessary to set it as the fine acyclic ferrite structure by the study of rolling conditions. However, the inventors divided the cooling after rolling into shear cooling and rear stage cooling having a slower cooling rate than that, and by appropriately controlling each cooling rate, the steel sheet has an excellent strength-toughness balance as a structure of the acyclic circular ferrite main body. I found out that I can get it. This is because by increasing the cooling rate of the front end, the nucleation density can be increased, and the tissue after transformation can be a dense acyclic ferrite structure instead of coarse bainite tissue. In addition, about the cooling rate of a rear end, when it is too faster than the cooling rate of a front end, if it forms island martensite, deteriorates the toughness of a base material, and makes the cooling rate of a rear end too slow, the strength of a base material will fall, It also found out that it is necessary to control to an appropriate range.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여 완성된 것이다.This invention is completed based on the said knowledge.

다음으로, 본 발명에 관련된 고장력강이 가져야 하는 성분 조성에 대해 설명한다.Next, the component composition which the high tensile strength steel which concerns on this invention should have is demonstrated.

C : 0.03∼0.10 mass%C: 0.03 to 0.10 mass%

C 는, 강의 강도에 가장 크게 영향을 미치는 원소이며, 구조용 강으로서 필요한 강도 (YS

460 ㎫) 를 확보하기 위해서는 0.03 mass% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 반대로, 지나치게 많으면, 모재 인성의 저하나 용접시의 저온 균열을 일으키므로, 상한을 0.10 mass% 로 한다.C is an element which most affects the strength of steel, and the strength (YS required as structural steel)

In order to secure 460 MPa), it is necessary to contain 0.03 mass% or more. On the contrary, if too large, lowering of base metal toughness and low temperature cracking at the time of welding occur, the upper limit is made 0.10 mass%.

Si : 0.30 mass% 이하Si: 0.30 mass% or less

Si 는, 탈산재로서, 또 강을 고강도화하기 위해 첨가되는 성분이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.30 mass% 를 초과하면, 모재 및 용접부의 인성을 저하시키기 때문에 0.30 mass% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.01∼0.20 mass% 의 범위이다.Si is a deoxidizer and a component added in order to strengthen steel. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.01 mass% or more. However, if it exceeds 0.30 mass%, the toughness of the base metal and the weld portion is lowered, so it is necessary to set it to 0.30 mass% or less. Preferably, it is in the range of 0.01 to 0.20 mass%.

Mn : 1.60∼2.30 mass%Mn: 1.60-2.30 mass%

Mn 은, 모재의 강도를 확보하기 위해 유효한 원소인데, 본 발명에서는, 용접열 영향부의 조직 미세화를 촉진함과 함께, 취화 조직 형성을 최대한 억제하여, 용접열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 을 개선하기 위해 첨가하는 중요한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 1.60 mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 2.30 mass% 를 초과하면, 모재나 용접부의 인성을 현저하게 저하시키기 때문에, 2.30 mass% 이하로 한다. 바람직하게는 1.65∼2.15 mass% 의 범위이다.Mn is an effective element in order to secure the strength of the base metal. In the present invention, the microstructure of the weld heat affected zone is promoted, the embrittlement structure is suppressed to the maximum, and the toughness (CTOD characteristics) of the weld heat affected zone is improved. It is an important element to add. In order to acquire this effect, it is necessary to add 1.60 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 2.30 mass%, the toughness of the base metal and the welded portion will be significantly reduced, so it is made 2.30 mass% or less. Preferably it is 1.65-2.15 mass%.

P : 0.015 mass% 이하P: 0.015 mass% or less

P 는, 불가피적으로 혼입되는 불순물이며, 0.015 mass% 를 초과하면, 모재나 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, 0.015 mass% 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.010 mass% 이하이다.P is an unavoidable impurity, and when it exceeds 0.015 mass%, the toughness of the base material and the welded part is lowered, so it is limited to 0.015 mass% or less. Preferably it is 0.010 mass% or less.

S : 0.005 mass% 이하S: 0.005 mass% or less

S 는, 불가피적으로 혼입되는 불순물이며, 0.005 mass% 를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, 0.005 mass% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0035 mass% 이하이다.S is an unavoidable impurity, and if it contains more than 0.005 mass%, the toughness of the base material and the welded part is lowered, so it is made 0.005 mass% or less. Preferably it is 0.0035 mass% or less.

Al : 0.005∼0.06 mass%Al: 0.005-0.06 mass%

Al 은, 용강을 탈산 (deoxidation) 하기 위해 첨가되는 원소이며, 0.005 mass% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.06 mass% 를 초과하여 첨가하면, 모재의 인성을 저하시킴과 함께, 용접에 의한 희석에 의해 용접 금속부에 혼입되고, 인성을 저하시키기 때문에, 0.06 mass% 이하로 제한할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010∼0.055 mass% 이다.Al is an element added in order to deoxidize molten steel and needs to contain 0.005 mass% or more. On the other hand, if it is added in excess of 0.06 mass%, the toughness of the base metal is lowered, and it is mixed in the weld metal part by dilution by welding, and the toughness is lowered. Therefore, it is necessary to limit it to 0.06 mass% or less. Preferably it is 0.010-0.055 mass%.

Nb : 0.004∼0.05 mass%Nb: 0.004-0.05 mass%

Nb 는, 오스테나이트의 저온도역에서, 미재결정역 (non-recrystallization zone) 을 형성하므로, 그 온도역에서 압연을 실시함으로써, 모재 조직의 미세화 및 고인성화를 도모할 수 있다. 또, 압연하여 냉각 후에 템퍼링 처리를 실시함으로써, 석출 강화 (precipitation strengthening) 를 도모할 수도 있다. 따라서, Nb 는, 강의 강화를 도모하는 관점에서는 중요한 첨가 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 0.004 mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.05 mass% 를 초과하여 과잉으로 첨가한 경우에는, 용접부의 인성을 열화시키므로, 상한은 0.05 mass% 로 한다.Since Nb forms a non-recrystallization zone in the low temperature region of austenite, by rolling in that temperature region, the base metal structure can be made finer and more tough. Further, by strengthening the tempering treatment after rolling and cooling, precipitation strengthening can be achieved. Therefore, Nb is an important additional element from the viewpoint of strengthening the steel. In order to acquire the said effect, it is necessary to add Nb 0.004 mass% or more. However, when excessively added in excess of 0.05 mass%, the toughness of the welded portion deteriorates, so the upper limit is made 0.05 mass%.

Ti : 0.005∼0.02 mass%Ti: 0.005-0.02 mass%

Ti 는, 용강이 응고될 때 TiN 이 되어 석출되고, 용접부에 있어서의 오스테나이트의 조대화를 억제하고, 또, 페라이트의 변태핵이 되기 때문에, 용접부의 고인성화에 기여한다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.005 mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.005 mass% 미만의 첨가에서는 그 효과가 작고, 한편, 0.02 mass% 를 초과하여 첨가하면, TiN 입자가 조대화되고, 모재나 용접부의 인성 개선 효과를 얻을 수 없게 된다. 따라서, Ti 의 첨가량은 0.005∼0.02 mass% 의 범위로 한다.Ti is precipitated as TiN when molten steel solidifies, suppresses coarsening of austenite in the welded portion, and becomes a transformation nucleus of ferrite, thereby contributing to high toughness of the welded portion. In order to acquire the effect, it is necessary to add 0.005 mass% or more. However, when the content is less than 0.005 mass%, the effect is small. On the other hand, when the content is more than 0.02 mass%, TiN particles are coarsened, and the toughness improvement effect of the base metal and the welded portion cannot be obtained. Therefore, the amount of Ti added is in the range of 0.005 to 0.02 mass%.

N : 0.001∼0.005 mass%N: 0.001-0.005 mass%

N 은, 용접부 조직의 조대화를 억제하는 TiN 을 형성시키기 위해 필요한 원소이며, 0.001 mass% 이상 첨가한다. 한편, 0.005 mass% 를 초과하여 첨가하면, 고용 N 이 모재나 용접부의 인성을 현저하게 저하시키므로 상한을 0.005 mass% 로 한다. 또한, 조직의 조대화를 억제하는 피닝 (pinning) 에 충분한 양의 TiN 을 형성시키기 위해서는, 0.003∼0.005 mass% 의 범위가 바람직하다.N is an element necessary for forming TiN which suppresses coarsening of welded structure, and is added in an amount of 0.001 mass% or more. On the other hand, when it exceeds 0.005 mass%, since solid-solution N reduces the toughness of a base material and a weld part significantly, an upper limit shall be 0.005 mass%. In addition, in order to form a sufficient amount of TiN for pinning that suppresses coarsening of the tissue, the range of 0.003 to 0.005 mass% is preferable.

Ca : 0.0005∼0.003 mass%Ca: 0.0005 to 0.003 mass%

Ca 는, S 를 고정시킴으로써 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, 적어도 0.0005 mass% 의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.003 mass% 를 초과하여 함유해도, 그 효과가 포화되므로, Ca 는, 0.0005∼0.003 mass% 의 범위에서 첨가한다.Ca is an element which improves toughness by fixing S. To express this effect, addition of at least 0.0005 mass% is required. However, even if it contains exceeding 0.003 mass%, since the effect is saturated, Ca is added in 0.0005 to 0.003 mass%.

0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 10 <(Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) /1.25/S <1

고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵 CaS 를 미세 분산시키기 위해서는, Ca, S 및 O 는, 하기 (1) 식 ;In order to fine-disperse the ferrite transformation nucleus CaS which does not melt | dissolve even at high temperature, Ca, S, and O are following formula (1);

여기서, Ca, S, O : 각 원소의 함유량 (mass%)Here, Ca, S, O: content of each element (mass%)

의 관계를 만족하여 함유할 필요가 있다. 상기 식 중의, (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25/S) 는, 황화물의 형태 제어에 유효한 Ca 와 S 의 원자 농도의 비를 나타내는 값이고, 이 값으로부터, 황화물의 형태를 추정할 수 있다 (모치다 외, 「철과 강」, 일본 철강 협회, 제66년 (1980), 제3호, P.354∼362).It is necessary to satisfy and contain the relationship of. In the above formula, (Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) / (1.25 / S) is a value indicating the ratio of the atomic concentration of Ca and S effective for the form control of the sulfide, and from this value, the form of the sulfide Can be estimated (Mochida et al., Iron and Steel, Japan Steel Association, 66th (1980), No. 3, pp. 354-362).

즉, ((Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S) 의 값이 0 이하인 경우에는, CaS 가 정출되지 않는다. 그 때문에, S 는, MnS 단독 형태로 석출되므로, 본 발명의 주안인 용접열 영향부에서의 페라이트 생성핵의 미세 분산을 실현할 수 없다. 또, 단독으로 석출된 MnS 는, 강판 압연시에 신장되어 모재의 인성 저하를 일으킨다.That is, when the value of ((Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) /1.25/S) is 0 or less, CaS is not determined. Therefore, since S precipitates in the form of MnS alone, it is impossible to realize fine dispersion of ferrite generating nuclei in the weld heat affected zone, which is the subject of the present invention. Moreover, MnS which precipitated alone is extended | stretched at the time of rolling a steel plate, and causes the toughness of a base material to fall.

한편, ((Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S) 의 값이 1 이상인 경우에는, S 가 완전하게 Ca 에 의해 고정되고, 페라이트 생성핵으로서 기능하는 MnS 가 CaS 상에 석출되지 않게 되므로, 복합 황화물이, 페라이트 생성핵으로서 충분히 기능할 수 없게 된다.On the other hand, when the value of ((Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) /1.25/S) is 1 or more, S is completely fixed by Ca and MnS serving as a ferrite generating nucleus precipitates on CaS. Therefore, the complex sulfide cannot fully function as a ferrite nucleus.

이에 대하여, Ca, S, O 가, 상기 (1) 식을 만족하고 있는 경우에는, CaS 상에 MnS 가 석출되어 복합 황화물을 형성하고, 페라이트 생성핵으로서 유효하게 기능할 수 있다. 또한, ((Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S) 의 값은, 바람직하게는 0.2∼0.8 의 범위이다.In contrast, when Ca, S, and O satisfy the above formula (1), MnS precipitates on CaS to form a complex sulfide, and can effectively function as a ferrite generating nucleus. Moreover, the value of ((Ca- (0.18 + 130xCa) xO) /1.25/S) becomes like this. Preferably it is the range of 0.2-0.8.

본 발명의 고장력강은, 상기 필수 성분에 더하여 추가로, 강도 및 인성을 높이기 위해, B, V, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.The high tensile strength steel of this invention can contain 1 type (s) or 2 or more types selected from B, V, Cu, Ni, Cr, and Mo, in addition to the said essential component, in order to improve strength and toughness.

B : 0.0003∼0.0025 mass%B: 0.0003 to 0.0025 mass%

B 는, 오스테나이트 입계에 편석되고, 입계로부터 일어나는 페라이트 변태를 억제하여 베이나이트 조직의 분율을 높임으로써, 강을 고강도화하는 효과가 있다. 그 효과는, 0.0003 mass% 이상의 첨가로 얻어진다. 그러나, 0.0025 mass% 를 초과하여 첨가하면, 반대로 인성이 저하된다. B 의 보다 바람직한 범위는 0.0005∼0.002 mass% 이다.B segregates at the austenite grain boundary, suppresses the ferrite transformation occurring at the grain boundary, and increases the fraction of bainite structure, thereby increasing the strength of the steel. The effect is obtained by addition of 0.0003 mass% or more. However, when it exceeds 0.0025 mass%, toughness will fall conversely. The more preferable range of B is 0.0005 to 0.002 mass%.

V : 0.2 mass% 이하V: 0.2 mass% or less

V 는, 모재의 강도·인성의 향상에 유효한 원소이며, 또, VN 으로서 석출되어 페라이트 생성핵으로도 기능하는 원소이기도 하다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 첨가량이 0.2 mass% 를 초과하면, 오히려 인성의 저하를 초래하므로 0.2 mass% 이하를 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.15 mass% 이하이다.V is an element effective for improving the strength and toughness of the base material, and is also an element that precipitates as VN and also functions as a ferrite generating nucleus. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.01 mass% or more. However, when the added amount exceeds 0.2 mass%, it is rather preferable to add 0.2 mass% or less since it causes a decrease in toughness. More preferably, it is 0.15 mass% or less.

Cu : 1 mass% 이하Cu: below 1 mass%

Cu 는, 강의 강도 향상 효과를 갖는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 1 mass% 를 초과하면, 열간 취성을 일으켜 강판의 표면 성상을 열화시키기 때문에, 1 mass% 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.8 mass% 이하이다.Cu is an element having an effect of improving the strength of steel. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.05 mass% or more. However, if it exceeds 1 mass%, hot brittleness is caused to deteriorate the surface properties of the steel sheet. Therefore, it is preferable to add it in the range of 1 mass% or less. More preferably, it is 0.8 mass% or less.

Ni : 2 mass% 이하Ni: 2 mass% or less

Ni 는, 강의 강도 향상 및 용접열 영향부의 CTOD 특성의 향상에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 는, 고가의 원소이기 때문에, 상한을 2.0 mass% 로 하는 것이 바람직하다. 본원과 같이 Mn 을 1.6 % 이상 첨가하는 경우에는, 비용 저감의 관점에서 Ni 는, 0.3 % 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.Ni is an element effective for improving the strength of the steel and the CTOD characteristics of the weld heat affected zone. It is preferable to add 0.05 mass% or more in order to acquire the effect. However, since Ni is an expensive element, it is preferable that the upper limit is 2.0 mass%. When adding Mn 1.6% or more like this application, it is more preferable to make Ni less than 0.3% from a viewpoint of cost reduction.

Cr : 0.7 mass% 이하Cr: 0.7 mass% or less

Cr 은, 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 다량으로 첨가하면, 반대로 인성에 악영향을 주므로, 상한을 0.7 mass% 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 mass% 이하이다.Cr is an element effective in increasing the strength of the base material. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.05 mass% or more. However, if a large amount is added, the toughness is adversely affected, and therefore the upper limit is preferably 0.7 mass%. More preferably, it is 0.5 mass% or less.

Mo : 0.7 mass% 이하Mo: 0.7 mass% or less

Mo 는, Cr 과 동일하게, 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 다량으로 첨가하면, 반대로 인성에 악영향을 주므로, 상한을 0.7 mass% 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 mass% 이하이다.Mo, like Cr, is an element effective for increasing the strength of the base material. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.05 mass% or more. However, if a large amount is added, the toughness is adversely affected, and therefore the upper limit is preferably 0.7 mass%. More preferably, it is 0.5 mass% or less.

다음으로 본 발명의 고장력강의 조직에 대해 설명한다.Next, the structure of the high tensile strength steel of this invention is demonstrated.

본 발명의 고장력강의 조직은, 아시큘러 페라이트 주체의 조직으로 하고, 그 바람직한 면적률은 60 % 이상, 더욱 바람직하게는 70 % 이상이다. 아시큘러 페라이트의 면적률이 60 % 미만에서 조대한 상부 베이나이트 조직이 증가하면 인성이 저하된다. 또한, 면적률의 상한은 특별히 제한은 없다. 또한, 본 발명의 고장력강의 아시큘러 페라이트 조직이란, 미세한 침 형상 혹은 라스 형상의 형태를 갖는, 결정립 내의 전위 (轉位) 밀도가 높은 베이나이틱 페라이트 (bainitic ferrite) 를 의미하며, 폴리고날 페라이트 (polygonal ferrite) 나 조대한 상부 베이나이트 조직 (coarse upper bainite) 과는 상이한 것이다.The structure of the high-strength steel of this invention is made into the structure of an acicular ferrite main body, The preferable area ratio is 60% or more, More preferably, it is 70% or more. Toughness decreases when the coarse upper bainite structure increases at an area ratio of acicular ferrite less than 60%. In addition, the upper limit of area ratio does not have a restriction | limiting in particular. In addition, the acicular ferrite structure of the high tensile strength steel of this invention means the bainitic ferrite with high dislocation density in a crystal grain having a fine needle shape or a lath shape, and it is a polygonal ferrite ( This is different from polygonal ferrite or coarse upper bainite.

다음으로, 본 발명의 고장력강의 제조 방법에 대해 설명한다.Next, the manufacturing method of the high tensile strength steel of this invention is demonstrated.

본 발명의 고장력강은, 상기 서술한 본 발명에 적합한 성분 조성으로 조정한 용강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등을 사용한 통상적인 방법으로 용제하고, 이어서, 연속 주조 또는 조괴-분괴 압연 등의 통상적인 공정을 거쳐 슬래브 등의 강 소재로 한 후, 이 강 소재를 열간 압연하여 후육 고장력강을 제조하는 것이 바람직하다. 이 때, 열간 압연에 앞서 실시하는 강 소재의 가열 온도는 1050∼1200 ℃ 의 범위로 할 필요가 있다. 가열 온도를 1050 ℃ 이상으로 하는 이유는, 강 소재 중에 존재하는 주조 결함을, 열간 압연에 의해 확실하게 압착시키기 때문이다. 그러나, 1200 ℃ 를 초과하는 온도로 가열하면, 응고시에 석출된 TiN 이 조대화되고, 모재나 용접부의 인성이 저하되므로, 가열 온도는 1200 ℃ 이하로 규제할 필요가 있다.The high-strength steel of this invention melts the molten steel adjusted to the component composition suitable for this invention mentioned above by the conventional method using a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, etc., and then, usually, such as continuous casting or ingot-digestion rolling After making it into steel materials, such as a slab through a phosphorus process, it is preferable to hot-roll this steel material to manufacture thick high tensile strength steel. At this time, it is necessary to make heating temperature of the steel raw material performed before hot rolling into the range of 1050-1200 degreeC. The reason for making heating temperature 1050 degreeC or more is because the casting defect which exists in a steel raw material is reliably crimped by hot rolling. However, when heating to the temperature exceeding 1200 degreeC, since TiN precipitated at the time of solidification coarsens and the toughness of a base material and a weld part falls, it is necessary to regulate heating temperature to 1200 degrees C or less.

상기 온도로 가열한 강 소재는, 그 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30 % 이상으로 하고, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30∼70 % 로 하는 열간 압연을 실시하고, 소정의 판두께를 갖는 고장력강으로 한다. 950 ℃ 이상의 온도역에서 누적 압하율이 30 % 이상인 열간 압연을 실시하는 이유는, 이 온도역에서의 누적 압하율을 30 % 이상으로 함으로써, 오스테나이트 입자가 재결정되어 조직을 미세화할 수 있는데, 누적 압하율이 30 % 미만에서는, 가열시에 생성된 이상 조대 입자가 잔존하여, 모재의 인성에 악영향을 미치기 때문이다.The steel material heated at the said temperature has hot cumulative reduction rate in 30 degreeC or more in the temperature range of 950 degreeC, and makes 30-70% the cumulative reduction rate in temperature range of less than 950 degreeC after that. Rolling is performed to obtain a high tensile strength steel having a predetermined sheet thickness. The reason for performing hot rolling in which the cumulative reduction ratio is 30% or more in the temperature range of 950 ° C or higher is that the austenite particles can be recrystallized and the structure can be refined by setting the cumulative reduction ratio in this temperature region to 30% or more. If the reduction ratio is less than 30%, abnormal coarse particles generated during heating remain, which adversely affects the toughness of the base material.

또, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율 (cumulative draft) 을 30∼70 % 로 하는 열간 압연을 실시하는 이유는, 이 온도역에서 압연된 오스테나이트 입자는 충분히 재결정되기 않기 때문에, 압연 후의 오스테나이트 입자는, 편평하게 변형된 채로, 내부에 변형대 (deformation band) 등의 결함을 다량으로 포함하는 내부 변형 (internal strain) 이 높은 것이 된다. 그리고, 이 축적된 내부 에너지가, 그 후의 페라이트 변태의 구동력으로서 기능하여, 페라이트 변태를 촉진한다. 그러나, 압하율이 30 % 미만에서는, 상기 축적되는 내부 에너지가 충분하지 않기 때문에, 페라이트 변태가 일어나기 어렵고, 모재 인성이 열화된다. 한편, 압하율이 70 % 를 초과하면, 반대로 폴리고날 페라이트의 생성이 촉진되어, 아시큘러 페라이트의 생성이 억제되고, 고강도와 고인성이 양립하지 않게 된다.The reason for performing hot rolling with a cumulative draft of 30 to 70% in the temperature range of less than 950 ° C is that the austenite particles rolled in this temperature range are not sufficiently recrystallized. The later austenite particles have a high internal strain that contains a large amount of defects such as a deformation band inside while being flatly deformed. And this accumulated internal energy functions as a driving force for subsequent ferrite transformation, and promotes ferrite transformation. However, if the reduction ratio is less than 30%, since the accumulated internal energy is not sufficient, ferrite transformation hardly occurs, and the base metal toughness deteriorates. On the other hand, when the reduction ratio exceeds 70%, on the contrary, the production of polygonal ferrite is promoted, and the production of acyclic ferrite is suppressed, and high strength and high toughness are not compatible.

계속되는 열간 압연 종료 후의 냉각은, 전단 냉각과 후단 냉각으로 나누고, 전자의 냉각 속도를 후자의 그것보다 상대적으로 크게 하는, 즉, 전단 냉각에서는, 열간 압연 종료 온도에서부터 600∼450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지, 바람직하게는 열간 압연 종료 온도에서부터 580∼480 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를, 5∼45 ℃/sec, 바람직하게는 5∼20 ℃/sec, 더욱 바람직하게는 6∼16 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각시키고, 그 후의 후단 냉각에서는, 전단 냉각의 정지 온도에서부터 450 ℃ 이하의 후단 냉각 정지 온도까지, 바람직하게는 전단 냉각의 정지 온도에서부터 400∼250 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를, 1 ℃/sec 이상 5 ℃/sec 미만, 보다 바람직하게는 2∼4.5 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다.Subsequent cooling after the end of hot rolling is divided into front end cooling and rear end cooling, which makes the former cooling rate relatively larger than that of the latter, i.e., in the end cooling, the cooling stop temperature between the hot rolling end temperature and 600 to 450 ° C. 5 to 45 ° C / sec, preferably 5 to 20 ° C / sec, more preferably 6 to 16 ° C / sec, from the hot rolling finish temperature to the cooling stop temperature between 580 to 480 ° C. Cooling at a cooling rate, and in subsequent post-cooling, from the stop temperature of front-end cooling to the post-cooling end temperature of 450 degrees C or less, Preferably, from the stop temperature of front-end cooling to the cooling stop temperature between 400-250 degreeC, 1 It is necessary to cool at a cooling rate of not less than 5 ° C / sec, more preferably 2 to 4.5 ° C / sec.

전단 냉각에 있어서의 정지 온도가 상기 온도역보다 높은 경우에는, 강도의 증가가 거의 없고, 반대로, 상기 온도역보다 낮은 경우에는 인성이 열화된다. 또, 전단 냉각 속도가 상기 범위의 하한 미만에서는, 폴리고날 페라이트 주체의 조직이 되어 강도의 향상을 얻지 못하고, 반대로 상기 범위의 상한을 초과하면 인성이 저하된다. 또한, 후단 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 상기 온도역의 상한보다 높은 경우에는, 강도의 상승이 불충분해진다. 또, 후단 냉각 속도가 상기 범위의 하한 미만에서는, 모재 강도가 부족하고, 반대로 상기 범위의 상한을 초과하면, 모재의 인성이 저하된다. 또, 후단의 냉각 속도가, 전단의 냉각 속도보다 지나치게 빠르면, 섬 형상 마르텐사이트를 생성하고, 모재의 인성을 열화시킨다.When the stop temperature in the shear cooling is higher than the temperature range, there is almost no increase in strength, and conversely, when it is lower than the temperature range, the toughness deteriorates. In addition, when the shear cooling rate is less than the lower limit of the above range, it becomes a structure of the polygonal ferrite main body, and thus the strength is not improved. In addition, when the cooling stop temperature in post-stage cooling is higher than the upper limit of the said temperature range, an increase of intensity will become inadequate. Moreover, when a rear stage cooling rate is less than the lower limit of the said range, when a base material intensity | strength will run short, and if it exceeds the upper limit of the said range on the contrary, the toughness of a base material will fall. Moreover, when the cooling rate of a rear end is too fast than the cooling rate of a front end, island-like martensite is produced | generated and the toughness of a base material will deteriorate.

또한, 본 발명에서는, 잔류하는 내부 응력을 저감시킬 목적으로, 상기 냉각 후의 강재에, 450∼650 ℃ 의 온도 범위에서 템퍼링 처리 (tempering) 를 실시해도 된다. 템퍼링 처리 온도가 450 ℃ 미만에서는, 잔류 응력 (residual stress) 의 제거 효과가 작고, 한편, 650 ℃ 를 초과하여 높아지면, 각종 탄질화물 (carbonitride) 이 석출되어 석출 강화를 일으키고, 인성이 저하되기 때문에 바람직하지 않다.In the present invention, tempering treatment may be performed on the steel material after the cooling in the temperature range of 450 to 650 ° C for the purpose of reducing the residual internal stress. If the tempering treatment temperature is lower than 450 ° C., the removal effect of residual stress is small, whereas if the tempering treatment temperature is higher than 650 ° C., various carbonitrides are precipitated to cause precipitation strengthening and the toughness is lowered. Not desirable

이상 설명한 바와 같이, 본 발명의 고장력강의 제조 방법에 있어서는, 열간 압연에 있어서의 압연 온도에 따른 적정한 압하율 제어와, 압연 종료 후의 2 단 냉각 조건의 적정한 제어가 중요하고, 특히 전단 냉각의 냉각 속도를 후단 냉각의 그것보다 크게 함으로써, 모재가 아시큘러 페라이트 주체의 조직이 되고, 강도-인성 밸런스가 우수한 강재를 얻을 수 있다.As explained above, in the manufacturing method of the high tensile strength steel of the present invention, proper control of the reduction ratio according to the rolling temperature in hot rolling and proper control of the two-stage cooling conditions after the end of rolling are important, in particular, the cooling rate of shear cooling By making it larger than that of post-stage cooling, a base material becomes a structure of an acyclic ferrite main body, and the steel material excellent in the strength-toughness balance can be obtained.

또, 본 발명에 있어서, 화학 성분 중 N 을 0.0030 % 초과, 전단 냉각의 냉각 속도를 20 초과∼45 ℃/sec, 전단 냉각의 정지 온도를 450 이상 500 ℃ 미만으로 함으로써, 모재의 항복 응력이 550 ㎫ 이상인 고강도를 가짐과 함께 인성도 우수하고, 또한 용접 후의 열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 도 우수한 고강도강을 저가로 제조할 수 있다.In the present invention, the yield stress of the base material is 550 by setting N in the chemical component to more than 0.0030%, the cooling rate of the shear cooling to 20 to 45 ° C / sec, and the stop temperature of the shear cooling to 450 or more and less than 500 ° C. It is possible to produce a high strength steel having a high strength of not less than MPa and excellent in toughness and also excellent in toughness (CTOD characteristics) of the heat affected zone after welding at low cost.

실시예Example

표 1-1 및 표 1-2 에 나타낸 성분 조성을 갖는 No.1∼31 의 강 슬래브를 소재로 하고, 표 2-1 및 표 2-2 에 나타낸 조건에서 열간 압연과 전단 냉각 및 후단 냉각을 실시하고, 두께가 25∼80 ㎜ 인 후강판을 제조하였다. 또한, 표 2-1 및 표 2-2 에 기재된 온도는, 방사 온도계에 의해 측정한 강판 표층 온도로부터 계산하여 구한 판두께 1/4 부의 온도이다. 이렇게 하여 얻어진 후강판으로부터 샘플을 채취하고, 인장 시험 및 샤르피 충격 시험에 제공하였다. 인장 시험은, 후강판의 판두께 1/4 부로부터, 시험편의 길이축 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 JIS 4 호 인장 시험편을 채취하고, 항복 응력 (YS), 인장 강도 (TS) 를 측정하였다. 또, 샤르피 충격 시험은, 각 후강판의 판두께 1/4 부로부터, 압연폭 방향으로 JIS 4 호 충격 시험편을 채취하고, -40 ℃ 의 온도에서의 흡수 에너지 (vE-40 ℃) 를 측정하였다. 그리고, YS

460 ㎫, TS

570 ㎫ 및 vE-40 ℃

200 J 의 모두를 만족하는 것을 모재 특성이 양호하다고 평가하였다.Steel slabs of Nos. 1 to 31 having component compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were used as the raw materials, and hot rolling, shear cooling, and post-stage cooling were performed under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2. And the thick steel plate whose thickness is 25-80 mm was manufactured. In addition, the temperature of Table 2-1 and Table 2-2 is the temperature of 1/4 part of plate | board thickness calculated | required and calculated from the steel plate surface layer temperature measured with the radiation thermometer. The sample was taken from the thick steel plate obtained in this way, and used for the tensile test and the Charpy impact test. In the tensile test, the JIS No. 4 tensile test piece was sampled from 1/4 part of the thickness of the thick steel sheet so that the longitudinal axis direction of the test piece was parallel to the rolling direction, and the yield stress (YS) and the tensile strength (TS) were measured. . In addition, the Charpy impact test collected the JIS No. 4 impact test piece in the rolling width direction from 1/4 part of the plate | board thickness of each thick steel plate, and measured the absorption energy (vE-40 degreeC) at the temperature of -40 degreeC. . And YS

460 MPa, TS

570 MPa and vE-40 ℃

Satisfying all of 200 J evaluated the base material characteristics favorable.

또한, 원칙으로서, 모재 특성인 YS, TS 및 vE-40 ℃ 모두가 상기 기준을 만족하는 후강판으로부터 채취한 시험판에 싱글베벨 개선 (開先) (single bevel groove) (개선 각도 (bevel angle) 30°) 을 가공하고, 입열량 (入熱量) 이 25 kJ/㎝ 인 탄산 가스 아크 용접 (CO₂ arc welding) 을 실시하여 용접 이음매를 제조하고, 이 용접 이음매로부터, 싱글베벨 개선의 스트레이트 본드부에 노치를 실시한 CTOD 시험편을 채취하고, -10 ℃ 의 온도에서 CTOD 시험을 실시하였다. 또한, CTOD 시험편의 제조 및 시험 조건은, 영국 규격 BS7448 에 준거하여 실시하였다. 또, 노치 위치를 본드부로 하는 JIS 4 호 충격 시험편을 채취하고, -40 ℃ 의 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 흡수 에너지 (vE-40 ℃) 를 측정하였다.In addition, as a rule, a single bevel groove (bevel angle 30) is obtained on a test plate obtained from a thick steel sheet in which all of the base material properties YS, TS and vE-40 ° C satisfy the above criteria. in °) for processing, and the heat input (入熱量) is 25 kJ / ㎝ the carbon dioxide gas arc welding (CO ₂ arc welding) the conducted by producing the weld seam, and from the weld seam, the single-bevel improved straight-bonding part The CTOD test piece which carried out notch was extract | collected, and the CTOD test was done at the temperature of -10 degreeC. In addition, manufacture and test conditions of the CTOD test piece were implemented based on British Standard BS7448. Moreover, the JIS No. 4 impact test piece which makes a notch position a bond part was extract | collected, the Charpy impact test was performed at the temperature of -40 degreeC, and the absorption energy (vE-40 degreeC) was measured.

상기 시험 결과를 표 2-1 및 표 2-2 에 병기하여 나타냈다. 이들 결과로부터, 본 발명예의 강판은, 모재의 항복 응력 (YS) 이 460 ㎫ 이상이고 또한 샤르피 흡수 에너지 (vE-40 ℃) 가 200 J 이상을 갖고 있고, 모재의 강도, 인성이 모두 우수한 것, 또한 탄산 가스 아크 용접 이음매 본드부에 대해서도, vE-40 ℃ 가 200 J 이상이고, CTOD 값이 0.10 ㎜ 이상이고, 용접열 영향부의 인성도 우수한 것을 알 수 있다. 이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 강에서는, 상기 어느 1 개 이상의 특성이 열등한 강판밖에 얻어지지 않는다.The test results were shown together in Tables 2-1 and 2-2. From these results, the steel sheet of the present invention has a yield stress (YS) of the base material of 460 MPa or more, a Charpy absorbed energy (vE-40 ° C) of 200 J or more, and excellent strength and toughness of the base material, In addition, it turns out that vE-40 degreeC is 200 J or more, CTOD value is 0.10 mm or more, and also the toughness of a welding heat influence part is also excellent also in a carbonic acid arc arc welding joint part. On the other hand, in the steel of the comparative example beyond the scope of the present invention, only the steel sheet having any one or more of the above characteristics is inferior.

또, 본 발명예의 강판에서, N 이 0.0030 mass% 초과한 강판 No.11-17 에서는, TiN 의 피닝 효과에 의해, 용접부의 CTOD 가 모두 0.45 이상으로 우수하다.Further, in the steel sheet of the present invention, in steel sheet No. 11-17 in which N exceeded 0.0030 mass%, the CTOD of the welded portion was excellent at 0.45 or more due to the pinning effect of TiN.

또한, 본 발명예의 강판에서, N 이 0.0030 mass% 초과이고, 열간 압연 후의 전단 냉각의 냉각 속도를 20 ℃/sec 초과, 45 ℃/sec 이하 및 전단 냉각의 정지 온도를 450 ℃ 이상 500 ℃ 미만으로 하는 조건에서 제조한 강판 No.15 및 16 은, 모두 모재의 항복 응력이 550 ㎫ 이상의 고강도를 갖고 있다.In the steel sheet of the present invention, N is more than 0.0030 mass%, the cooling rate of shear cooling after hot rolling is more than 20 ° C / sec, 45 ° C / sec or less, and the stop temperature of shear cooling is 450 ° C or more and less than 500 ° C. The steel sheets Nos. 15 and 16 manufactured under the conditions described above have a high strength of the yield stress of the base material of 550 MPa or more.

산업상 이용가능성Industrial availability

본 발명의 고장력강은, 선박이나 해양 구조물, 라인 파이프, 압력 용기뿐만 아니라, 건축·토목 등의 분야에서 용접하여 조립되는 강 구조물에도 바람직하게 사용할 수 있다.The high tensile strength steel of the present invention can be suitably used not only for ships, offshore structures, line pipes and pressure vessels, but also for steel structures welded and assembled in the fields of construction and civil engineering.

(표 1-1)Table 1-1

(표 1-2)Table 1-2

(표 2-1)Table 2-1

(표 2-2)Table 2-2

Claims

C : 0.03∼0.10 mass%, Si : 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60∼2.30 mass%, P : 0.015 mass% 이하, S : 0.005 mass% 이하, Al : 0.005∼0.06 mass%, Nb : 0.004∼0.05 mass%, Ti : 0.005∼0.02 mass%, N : 0.001∼0.005 mass%, Ca : 0.0005∼0.003 mass% 를 함유하고,
또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 고장력강.
아래
0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)
여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)C: 0.03 to 0.10 mass%, Si: 0.30 mass% or less, Mn: 1.60 to 2.30 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, Al: 0.005 to 0.06 mass%, Nb: 0.004 to 0.05 mass%, Ti: 0.005-0.02 mass%, N: 0.001-0.005 mass%, Ca: 0.0005-0.003 mass%,
In addition, high strength steel which Ca, S, and O satisfy | fill the following formula (1), and have a component composition which remainder consists of Fe and an unavoidable impurity.
bottom
0 <(Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) /1.25/S <1... (One)
Here, Ca, S, and O are content (mass%) of each element

제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003∼0.0025 mass%, V : 0.2 mass% 이하, Cu : 1 mass% 이하, Ni : 2 mass% 이하, Cr : 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고장력강.The method of claim 1,
In addition to the above composition, B: 0.0003 to 0.0025 mass%, V: 0.2 mass% or less, Cu: 1 mass% or less, Ni: 2 mass% or less, Cr: 0.7 mass% or less and Mo: 0.7 mass% or less High tensile steel containing one or two or more selected from.

C : 0.03∼0.10 mass%, Si : 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60∼2.30 mass%, P : 0.015 mass% 이하, S : 0.005 mass% 이하, Al : 0.005∼0.06 mass%, Nb : 0.004∼0.05 mass%, Ti : 0.005∼0.02 mass%, N : 0.001∼0.005 mass%, Ca : 0.0005∼0.003 mass% 를 함유하고,
또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1050∼1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 % 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30∼70 % 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 열간 압연 종료 온도에서부터 600∼450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를 5∼45 ℃/sec 로 냉각시키는 전단 냉각과, 상기 전단 냉각 정지 온도에서부터 450 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 1 ℃/sec 이상 5 ℃/sec 미만으로 냉각시키는 후단 냉각을 실시하는 고장력강의 제조 방법.
아래
0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)
여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)C: 0.03 to 0.10 mass%, Si: 0.30 mass% or less, Mn: 1.60 to 2.30 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, Al: 0.005 to 0.06 mass%, Nb: 0.004 to 0.05 mass%, Ti: 0.005-0.02 mass%, N: 0.001-0.005 mass%, Ca: 0.0005-0.003 mass%,
In addition, after heating the steel slab which contains Ca, S, and O satisfy | filling following formula (1), and remainder consists of Fe and an unavoidable impurity at 1050-1200 degreeC, in the temperature range of 950 degreeC or more The hot rolling is carried out so that the cumulative reduction ratio is 30% or more and the cumulative reduction ratio in the temperature range of less than 950 ° C is 30 to 70%, and then the cooling stop temperature between the hot rolling end temperature and 600 to 450 ° C. High tensile steel that performs front end cooling to cool up to 5 to 45 ° C./sec and back end cooling to cool down to a cooling stop temperature of 450 ° C. or lower from 1 ° C./sec to 5 ° C./sec. Manufacturing method.
bottom
0 <(Ca- (0.18 + 130 × Ca) × O) /1.25/S <1... (One)
Here, Ca, S, and O are content (mass%) of each element

제 3 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003∼0.0025 mass%, V : 0.2 mass% 이하, Cu : 1 mass% 이하, Ni : 2 mass% 이하, Cr : 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고장력강의 제조 방법.The method of claim 3, wherein
In addition to the above composition, B: 0.0003 to 0.0025 mass%, V: 0.2 mass% or less, Cu: 1 mass% or less, Ni: 2 mass% or less, Cr: 0.7 mass% or less and Mo: 0.7 mass% or less The manufacturing method of high tension steel containing 1 type (s) or 2 or more types selected from among.

제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,
후단 냉각 후의 강에, 450∼650 ℃ 의 템퍼링 처리를 실시하는 고장력강의 제조 방법.The method according to claim 3 or 4,
The manufacturing method of the high tensile strength steel which tempers 450-650 degreeC to the steel after post-stage cooling.

제 3 항 내지 제 5 항 중 임의의 항에 있어서, 상기 전단 냉각을 5∼20 ℃/sec 로 냉각시키는 고장력강의 제조 방법.The method for producing high tensile steel according to any one of claims 3 to 5, wherein the shear cooling is cooled at 5 to 20 ° C / sec.