KR100709600B1 - Steel product excellent in characteristics of resistance to fatigue crack extension and method for production thereof - Google Patents

Steel product excellent in characteristics of resistance to fatigue crack extension and method for production thereof Download PDF

Info

Publication number
KR100709600B1
KR100709600B1 KR20057023997A KR20057023997A KR100709600B1 KR 100709600 B1 KR100709600 B1 KR 100709600B1 KR 20057023997 A KR20057023997 A KR 20057023997A KR 20057023997 A KR20057023997 A KR 20057023997A KR 100709600 B1 KR100709600 B1 KR 100709600B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
cooling
steel
fatigue crack
crack growth
Prior art date
Application number
KR20057023997A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR20060018268A (en
Inventor
가즈키 후지와라
노보루 곤다
슈지 오카구치
가즈시게 아리모치
Original Assignee
수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 filed Critical 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
Publication of KR20060018268A publication Critical patent/KR20060018268A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR100709600B1 publication Critical patent/KR100709600B1/en

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002Bainite
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005Ferrite

Landscapes

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

Abstract

주로 경질상으로 이루어진 조직을 가지는 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법을 제공한다. 조직을 주로 페라이트/베이나이트로 구성하고, (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.13도 이상인 것으로 한다. 구체적으로 강 조성은 C : 0.01∼0.10%, Si : 0.03∼0.60%, Mn : 0.5∼2.0%, sol.Al : 0.005∼0.10%, N : 0.0005%∼0.008%, 또한 Ft(3Mn+Cu+1.5Cr+1.8Ni+1.5Mo) : 4.0∼6.0%이고, 또는 B를 0.0030% 이하 포함하고, Ft : 3.5∼5.5%이고, 또한 Cu, Ni, Cr, Mo 중의 1종 이상을 함유하는 것이어도 된다. 열연 후 담금질 처리하여 제조한다.Provided are steels having excellent fatigue crack propagation characteristics having a structure mainly composed of a hard phase, and a method of manufacturing the same. The structure is mainly composed of ferrite / bainite, and the half width of the X-ray diffraction intensity from the (110) plane is assumed to be 0.13 degrees or more. Specifically, the steel composition is C: 0.01 to 0.10%, Si: 0.03 to 0.60%, Mn: 0.5 to 2.0%, sol.Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.0005% to 0.008%, and Ft (3Mn + Cu + 1.5Cr + 1.8Ni + 1.5Mo): 4.0 to 6.0%, or 0.0030% or less of B, Ft: 3.5 to 5.5%, and at least one of Cu, Ni, Cr, and Mo do. It is prepared by quenching after hot rolling.

Description

내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법{STEEL PRODUCT EXCELLENT IN CHARACTERISTICS OF RESISTANCE TO FATIGUE CRACK EXTENSION AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}STEEL PRODUCT EXCELLENT IN CHARACTERISTICS OF RESISTANCE TO FATIGUE CRACK EXTENSION AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 선체, 토목 건설물, 건설 기계, 수압 철관, 해양 구조물, 라인 파이프 등에 구조용 재료로서 사용되는 두꺼운 강판 등의 강재, 특히 490MPa급의 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다. The present invention relates to steel materials such as thick steel sheets used as structural materials for hulls, civil constructions, construction machinery, hydraulic steel pipes, marine structures, line pipes, and the like, particularly steel materials having excellent fatigue crack propagation characteristics of 490 MPa class and methods for producing the same. It is about.

최근, 용접 구조물이 대형화되는 경향이 현저하고, 고 강도화와 경량화가 요구되고 있다. 그러나, 고 강도강을 사용할 때에는 설계 응력이 상승하므로, 용접부에서 피로 파괴가 발생하기 쉬워져, 그 개선이 중요한 문제로 되어 있다. 구조용 강재 등의 두꺼운 강판에서는 일반적으로 용접 시공이 실시되므로, 용접부에서 발생, 진전하는 피로 균열을 강재로 멈추게 할 수 있으면, 구조물의 피로 수명의 연장에 유효하다. 이 때문에, 피로 균열 진전 억제 효과를 갖는 강판이 다양하게 제안되어 있다. In recent years, the tendency of a welded structure to be enlarged is remarkable, and high strength and weight reduction are calculated | required. However, when the high strength steel is used, the design stress increases, so that fatigue breakage easily occurs in the welded portion, and the improvement is an important problem. In the case of thick steel sheets such as structural steels, welding is generally performed, so that fatigue cracks generated and developed in the welded portions can be stopped by the steel, which is effective for extending the fatigue life of the structure. For this reason, the steel plate which has a fatigue crack growth suppression effect is proposed variously.

일본국 특개평 7-90478호 공보에는, 내 피로 균열 진전성이 양호한 강판 및 그 제조법이 개시되어 있다. 이 강판은, 압연 방향으로 연재(延在)되는 줄무늬 형상의 경질의 제2상이, 연질인 모상(母相) 내에 면적율로 5∼50%의 비율로 산재한 조직을 가진 것이다. Japanese Laid-Open Patent Publication No. 7-90478 discloses a steel sheet having good fatigue crack growth resistance and a method of manufacturing the same. The steel sheet has a structure in which a stripe-shaped hard second phase extending in the rolling direction is interspersed at a ratio of 5 to 50% in an area ratio in the soft base phase.

또한, 연질상이 모상으로서 존재하고 있고, 또한 경질의 제2상은 줄무늬 상태이고, 강판 압연 방향으로 연재하여, 균열 진전을 억제하도록 되어 있다. 그러나 이 방법에서는, 피로 균열의 진전 억제 효과는 판 두께 방향만이고, 그 밖의 방향으로의 진전 억제 효과는 작다. In addition, a soft phase exists as a mother phase, and a hard 2nd phase is a stripe state, it extends in a steel plate rolling direction, and suppresses crack growth. In this method, however, the growth inhibition effect of the fatigue crack is only in the plate thickness direction, and the growth inhibition effect in the other direction is small.

또한, 일본국 특개평 6-271985호 공보에는, 조직이 주로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 1종 또는 2종 이상으로 구성되고, 또한 평균 존재 간격 20㎛ 이하이며 또한 평균 편평비 5이상의 형상을 한 섬 형상 마르텐사이트를 부피율로 0.5∼5%의 비율로 존재시킨 내 피로 균열 전파 특성이 뛰어난 강판이 개시되어 있다. 그러나, 고 강도강에 있어서 평균 편평비가 큰 섬 형상 마르텐사이트가 존재하면, 인성(靭性: 점성의 강도) 열화를 초래하게 된다. In addition, Japanese Patent Laid-Open No. 6-271985 discloses an island composed mainly of one or two or more of ferrite, pearlite, and bainite, and having an average existence interval of 20 µm or less and an average flatness ratio of 5 or more. A steel sheet excellent in fatigue crack propagation characteristics in which shape martensite is present in a proportion of 0.5 to 5% by volume is disclosed. However, the presence of island martensite having a large average flat ratio in high strength steel causes deterioration of toughness.

일본국 특개평 7-242992호 공보에는, 조직이 경질부인 소지(素地)와, 이 소지에 분산된 연질부로 이루어지고, 이 2부분의 경도차가 비커스 경도로 150이상인 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 억제 효과를 가지는 강판이 개시되어 있다. 그러나, 경도차 150이상을 얻고자 하면 얇은 소재 등에서는 강도를 490MPa급으로 안정되게 억제할 필요가 있고, 이는 반드시 용이한 것은 아니다.Japanese Laid-Open Patent Publication No. 7-242992 is composed of a base of which the tissue is a hard part, and a soft part of which is dispersed in the base, and the fatigue crack growth suppression is characterized in that the hardness difference between the two parts is Vickers hardness of 150 or more. A steel sheet having an effect is disclosed. However, in order to obtain a hardness difference of 150 or more, it is necessary to stably suppress the strength to 490 MPa class in thin materials and the like, which is not necessarily easy.

본 발명은 이들 과제를 해결하기 위하여 이루어진 것으로서, 그 목적으로 하는 것은, 선체, 토목 건설물, 건설 기계, 수압 철관, 해양 구조물, 라인 파이프 등 구조용 재료로서 사용되는 강재로서, 내 피로 균열 진전 억제 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다. The present invention has been made to solve these problems, and its object is to be used as structural materials such as hulls, civil constructions, construction machinery, hydraulic steel pipes, offshore structures, line pipes, etc. It is to provide this excellent steel and its manufacturing method.

본 발명자들은 강의 결정 조직과 피로 균열 진전 저항성과의 관계에 대하여 다양한 연구를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다. MEANS TO SOLVE THE PROBLEM The present inventors obtained various knowledge about the relationship between the crystal structure of steel and the fatigue crack growth resistance, and acquired the following knowledge.

즉, 경질상(베이나이트, 마르텐사이트, 템퍼(temper) 마르텐사이트 등)의 조직 중의 전위 밀도가 피로 균열 진전 속도에 영향을 주고, 특히, 상기 전위 밀도가 충분히 높은 경우에는, 경질상을 주체로 하는 조직을 갖는 강에 있어서도, 피로 균열 진전 저항성이 높아 내 피로성이 우수한 강도가 높은 강재를 얻을 수 있다. 이러한 경질상을 주체로 하는 조직을 갖는 강에 있어서도 피로 균열 진전 저항성이 뛰어난 것은, 철이 반복 변형을 받는 과정에서, 전위 밀도가 높은 경질상의 경도가 저감하고, 이에 따라 피로 균열 선단에서의 개구 하중이 저하하는 것에 기여하는 것으로 생각된다. That is, the dislocation density in the structure of the hard phase (bainite, martensite, temper martensite, etc.) affects the fatigue crack growth rate, and in particular, when the dislocation density is sufficiently high, the hard phase mainly Also in a steel having a structure to be obtained, a high strength steel having excellent fatigue resistance due to high fatigue crack growth resistance can be obtained. Even in a steel having such a hard phase as the main structure, the fatigue crack growth resistance is excellent in that the hardness of the hard phase having a high dislocation density decreases in the course of the cyclic deformation of iron, so that the opening load at the tip of the fatigue crack decreases. It is thought to contribute to deterioration.

이러한 전위 밀도가 높은 조직은 저온에서 변태(變態)한 조직으로 얻어진다. 또한, 저온에서 변태하여 전위 밀도가 높은 조직은 격자 변형을 많이 포함하므로, X선 회절 시험을 행했을 때의 회절 강도 분포에 있어서 피크의 폭이 넓어진다. 따라서, 충분한 피로 균열 진전 저항성은, X선 회절 시험으로 얻어지는 회절 강도의 반가폭(半價幅)(강도가 피크 강도의 1/2에 있어서의 분포폭, 단위는「도(度)」)이 어느 일정값 이상인 경우에 얻을 수 있다.Such a high dislocation density tissue is obtained as a tissue transformed at low temperature. Moreover, since the structure transformed at low temperature and high in dislocation density contains many lattice deformation, the width | variety of a peak becomes wide in the diffraction intensity distribution at the time of an X-ray-diffraction test. Therefore, sufficient fatigue crack growth resistance is the half width of the diffraction intensity obtained by the X-ray diffraction test (the intensity is the distribution width in 1/2 of the peak intensity, and the unit is "degree"). It can be obtained when it is over a certain value.

본 발명은 이들 지견을 기초로 하여 완성된 것으로, 그 요지는 하기 (1)∼(8)에 기재의 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재, 및 (9)∼(13)에 기재된 그 제조 방법에 있다. This invention is completed based on these knowledge, The summary is the steel material excellent in the fatigue crack growth resistance of the base material of following (1)-(8), and its manufacturing method as described in (9)-(13). .

(1) 조직이, 주로, 페라이트와 베이나이트로 구성되고, 펄라이트의 면적율이 10% 이하이고, 또한, (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.13도 이상인 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재.(1) The structure is composed mainly of ferrite and bainite, and the area ratio of pearlite is 10% or less, and the half width of the X-ray diffraction intensity from the (110) plane is 0.13 degrees or more. Steel with excellent crack propagation resistance.

(2) 조직이, 주로, 페라이트와 베이나이트로 구성되고, 펄라이트의 면적율이 10% 이하이고, 또한, 강의 성분(질량%)이 하기 (1), (2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.(2) The structure is mainly composed of ferrite and bainite, the area ratio of pearlite is 10% or less, and the steel component (mass%) satisfies the following formulas (1) and (2): Steel with excellent fatigue crack propagation characteristics.

6≤20×C+5×Si+10×Mn≤ 30 … (1) 6? 20 x C + 5 x Si + 10 x Mn? (One)

0.01≤C/Mn≤0.10 …(2) 0.01? C / Mn? (2)

(3) 조직이, 주로, 페라이트와 베이나이트로 구성되고, 펄라이트의 면적율이 10%이하, (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.13도 이상이고, 또한, 강의 성분(질량%)이 하기 (1), (2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.(3) The structure is mainly composed of ferrite and bainite, the area ratio of pearlite is 10% or less, the half width of the X-ray diffraction intensity from the (110) plane is 0.13 degrees or more, and the steel component (mass% ) Is a steel material excellent in fatigue crack propagation characteristics, characterized by satisfying the following formulas (1) and (2).

6≤20×C+5×Si+10×Mn≤ 30 …(1)6? 20 x C + 5 x Si + 10 x Mn? (One)

0.01≤C/Mn≤0.10 …(2)0.01? C / Mn? (2)

(4) 강의 화학 조성이, 질량%로, C : 0.01% 이상, 0.10% 이하, Si : 0.03% 이상, 0.60% 이하, Mn : 0.5% 이상, 2.0% 이하, sol.Al : 0.005% 초과, 0.10% 이하, N : 0.0005% 이상, 0.008% 이하를 포함하고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3)중 어느 한 항에 기재된 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.(4) The chemical composition of the steel is, in mass%, C: 0.01% or more, 0.10% or less, Si: 0.03% or more, 0.60% or less, Mn: 0.5% or more, 2.0% or less, sol.Al: more than 0.005%, Fatigue crack growth in any one of said (1)-(3) characterized by including 0.10% or less, N: 0.0005% or more, 0.008% or less, and remainder consists of Fe and an unavoidable impurity. Steel with excellent properties.

(5) 강의 화학 조성이, 질량%로, C : 0.01% 이상, 0.10% 이하, Si : 0.03% 이상, 0.60% 이하, Mn : 0.3% 이상, 2.0% 이하, so1.Al : 0.005% 초과, 0.10% 이하, N : 0.0005% 이상, 0.008% 이하, B : 0.0003∼0.0030%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3)중 어느 한 항에 기재된 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.(5) The chemical composition of the steel is, in mass%, C: 0.01% or more, 0.10% or less, Si: 0.03% or more, 0.60% or less, Mn: 0.3% or more, 2.0% or less, so1.Al: more than 0.005%, 0.10% or less, N: 0.0005% or more, 0.008% or less, B: 0.0003 to 0.0030%, and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, according to any one of (1) to (3) above. Steel with excellent fatigue crack propagation characteristics.

(6) 강의 화학 조성이, 또한, 질량%로, Nb : 0.005% 이상, 0.08% 이하, Ti 0.005% 이상, 0.03% 이하, V : 0.005% 이상, 0.080% 이하로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유하고, 또한, 하기 (3)식을 만족하는 상기 (4) 또는 (5)항에 기재된 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.(6) The chemical composition of the steel is, in mass%, Nb: 0.005% or more, 0.08% or less, Ti 0.005% or more, 0.03% or less, V: 0.005% or more, 0.080% or less, one or more kinds The steel material which contains and is excellent in the fatigue crack growth characteristics as described in said (4) or (5) which satisfy | fills following formula (3).

0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤ 0.10 …(3)0.01? C / (Mn + 20 Nb + 10 Ti + 5 V)? (3)

(7) 강의 화학 조성이, 또한 질량%로, Cu : 0.7% 미만, Ni : 3.0% 이하, Cr : 1.0% 미만, Mo : 0.80% 이하, W : 0.05∼0.50%로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유하고, 또한, 하기 (4)식을 만족하는 상기 (4) ~ (6)중 어느 한 항에 기재된 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.(7) The chemical composition of the steel is, in mass%, Cu: less than 0.7%, Ni: 3.0% or less, Cr: less than 1.0%, Mo: 0.80% or less, W: 0.05 to 0.50%, 1 type The steel material which contains the above and is excellent in fatigue-fatigue propagation characteristic in any one of said (4)-(6) which satisfy | fills following formula (4).

0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10 …(4)0.01? C / (Mn + 1/10 Cu + 1/2 Ni + 1/4 Cr + Mo + 20 Nb + 10 Ti + 5 V)? (4)

(8) 강의 화학 조성이, 또한 질량%로, Ca : 0.007% 이하, Mg : 0.007% 이하, Ce : 0.007% 이하, Y : 0.5% 이하, Nd : 0.5% 이하, REM : 0.05% 이하로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유한 상기 (4) ~ (7)중 어느 한 항에 기재된 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.(8) The chemical composition of the steel further comprises, by mass%, Ca: 0.007% or less, Mg: 0.007% or less, Ce: 0.007% or less, Y: 0.5% or less, Nd: 0.5% or less, REM: 0.05% or less. Steel material excellent in the fatigue crack growth characteristics in any one of said (4)-(7) which contains 1 or more types of groups.

(9) 상기 (4) ~ (8)중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 1000℃∼1250℃로 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연을 실시한 강재에 냉각을 실시하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 가속 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열(復熱) 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.(9) a heating step of heating the cast slab having the chemical composition according to any one of (4) to (8) to 1000 ° C to 1250 ° C, a hot rolling step of performing hot rolling on the heated slab, A cooling step of cooling the steel material subjected to the hot rolling is provided. In the cooling step, accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 5 to 25 ° C / s between 650 ° C and 400 ° C, and the accelerated cooling is performed. The method of manufacturing a steel having excellent fatigue crack growth resistance, wherein the cooling is terminated at a temperature of 400 ° C. or lower, and then the reheating temperature range is 70 ° C. or lower.

(10) (4) ~ (8)중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬래브를 1000℃∼1250℃로 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 그 후 가속 냉각은 행하지 않고 방냉하는 공정과, Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하는 가열 공정과, 재가열된 상기 강재에 냉각을 실시하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.(10) a heating step of heating the casting slab having the chemical component according to any one of (4) to (8) to 1000 ° C to 1250 ° C, a hot rolling step of performing hot rolling on the heated slab, Thereafter, there is provided a step of cooling the product without performing accelerated cooling, a heating step of reheating at Ac 1 point + 50 ° C or more, and a cooling step of cooling the reheated steel material, wherein the cooling step includes 650 ° C to 400 ° C. Accelerated cooling with an average cooling rate between 5 ° C. and 25 ° C./s is performed, and the cooling is stopped at a temperature of 400 ° C. or lower, and then the cooling is terminated while the recuperation temperature range is 70 ° C. or lower. A method for producing a steel having excellent fatigue crack growth resistance, characterized by the above-mentioned.

(11) (10)항에 기재된 재가열, 냉각 공정을 2회 이상 행하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법. (11) A method for producing a steel having excellent fatigue crack growth resistance, wherein the reheating and cooling steps according to (10) are performed two or more times.

(12) (9)항에 기재된 제조 방법에 있어서, 냉각을 종료하고 나서 다시 Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하는 가열 공정과, 상기 재가열된 강재에 냉각을 실시하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법. (12) The production method according to (9), further comprising a heating step of reheating the Ac 1 point + 50 ° C or more after the completion of the cooling, and a cooling step of cooling the reheated steel. In a cooling process, accelerated cooling which makes the average cooling rate between 650 degreeC-400 degreeC into 5-25 degreeC / s is performed, the said cooling is stopped at the temperature of 400 degreeC or less, and a reheat temperature width is 70 degreeC after that. Cooling is complete | finished so that it may become the following. The manufacturing method of the steel excellent in fatigue crack growth resistance.

(13) (9) ~ (12)중 어느 한 항에 기재된 제조 방법에 추가하여, 다시 Ac1점 이하의 온도로 가열하여 템퍼링하는 것을 특징으로 한 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법. (13) In addition to the manufacturing method of any one of (9)-(12), it heats again at temperature below Ac 1 point, and tempers, The manufacturing method of the steel excellent in fatigue crack growth resistance characterized by the above-mentioned.

본 발명에 관한 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 성능은, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 바람직한 성능은 피로 균열 진전 속도가 3×10-5㎜/cycle 이하이다. Although the performance of the steel material excellent in fatigue crack growth resistance which concerns on this invention is not specifically limited, The fatigue performance of fatigue crack growth is 3x10 <-5> mm / cycle or less in preferable performance.

나아가, 인성이 중요시되는 강재의 경우에는, 충격 시험에 있어서의 흡수 에너지가 vE-20에서 100J 이상인 특성을 겸비하고 있다. Furthermore, in the case of the steel material whose toughness is important, it has the characteristic that the absorption energy in impact test is 100 J or more in vE- 20 .

도 1은 X선 회절의 반가폭 측정법을 설명하기 위한 모식도이고, 도 1(a), (b)는 각각 (110)면에서의 회절 강도를 표시한 그래프이다. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS It is a schematic diagram for demonstrating the half width measurement method of X-ray diffraction, and FIG. 1 (a), (b) is a graph which shows the diffraction intensity in (110) plane, respectively.

도 2(a)는 서보 펄서 피로 시험 장치의 개요를 도시한 모식도, 도 2(b)는 피로 시험편의 형상을 도시한 모식도이다. FIG.2 (a) is a schematic diagram which shows the outline of a servo pulser fatigue test apparatus, and FIG.2 (b) is a schematic diagram which shows the shape of a fatigue test piece.

본 발명에 관한 강재의 조직이나 화학 조성을 한정하는 이유는 다음과 같다. The reason for limiting the structure and chemical composition of the steel according to the present invention is as follows.

조직 : 본 발명에 관한 강재는, 용이하게 고 강도를 얻기 위하여, 그 조직은, 주로, 페라이트와 베이나이트로 구성된다. 상기 베이나이트는 상부 베이나이 트, 하부 베이나이트, 침형(acicular) 페라이트, 과립상(granular) 베이나이트 등의 조직을 포함하는 것이다. Structure: In order to obtain high strength easily, the steel material which concerns on this invention consists mainly of ferrite and bainite. The bainite includes tissues such as upper bainite, lower bainite, acicular ferrite, granular bainite, and the like.

「주로」라는 의미는, 강의 조직에 있어서 페라이트와 베이나이트의 조직의 구성 비율이 합계에서 면적율로 90% 이상인 것을 의미한다. 나머지 조직은 특별히 한정되지 않고, 펄라이트, 유사 펄라이트 조직 등, 통상 관찰되는 조직이어도 상관없다. "Mainly" means that the structural ratio of the structure of ferrite and bainite in the structure of the steel is 90% or more in terms of area ratio in total. The remaining structure is not particularly limited, and may be a structure usually observed, such as a pearlite or a pseudo pearlite structure.

X선 회절의 반가폭 : 반가폭은, X선 회절 강도 분포에 있어서, 회절 강도가 피크 강도의 1/2로 되는 부분의 분포폭을 회절 각도로 표시한 값이다. 고온으로 생성하고, 전위 밀도가 작은 조직일수록 반가폭은 작게 된다. 반가폭이 큰 조직일수록 전위 밀도가 크고, 피로 균열 진전 저항성이 우수하다. Half-width of X-ray diffraction: Half-width is the value which expressed the distribution width of the part whose diffraction intensity becomes 1/2 of a peak intensity in diffraction angle in X-ray diffraction intensity distribution. The half width becomes small with the structure produced | generated at high temperature and small dislocation density. The larger the half width structure, the larger the dislocation density and the better the fatigue crack growth resistance.

X선 회절을 행하는 결정면은, 가장 일반적으로 이용되는 이유로, (110)면을 대상으로 했다. 본 발명에서 규정하는 반가폭은, 양호한 피로 균열 진전 저항성을 얻기 위하여, (110)면에서의 회절 강도의 반가폭이 0.13도 이상인 것으로 한다. 490MPa급 강의 경우는, 강도 등의 밸런스의 관점에서 0.13∼0.24도로 하는 것이 바람직하다. The crystal plane performing X-ray diffraction was the (110) plane for the most commonly used reason. The half width defined in the present invention is that the half width of the diffraction intensity at the (110) plane is 0.13 degrees or more in order to obtain good fatigue crack growth resistance. In the case of 490 MPa grade steel, it is preferable to set it as 0.13-0.24 degree | times from a viewpoint of balance, such as strength.

도 1은 X선 회절 강도의 데이터에 있어서 반가폭의 해석법을 설명하는 모식도이다. 도 1(a), (b)는, 각각 (110)면에서의 회절 강도를 표시한 그래프이다. 도 1(a)에 도시한 바와같이, 반가폭은, 회절 강도의 피크에서, 회절 강도가 가장 높은 강도값의 1/2인 곳에서의 분포 폭을 각도로 나타낸 것이다. 도 1(b)에 도시한 바와같이, 피크가 2개로 나뉘어져 있는 경우에는, 높은 쪽의 피크의 1/2의 값을 취한다. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS It is a schematic diagram explaining the half width analysis method in the data of X-ray-diffraction intensity. 1A and 1B are graphs showing diffraction intensities on the (110) plane, respectively. As shown in Fig. 1 (a), the half width represents the distribution width at an angle where the diffraction intensity is 1/2 of the highest intensity value at the peak of the diffraction intensity. As shown in Fig. 1 (b), when the peak is divided into two, the value of 1/2 of the higher peak is taken.

상기 반가폭은, 회절 패턴에서 Kα1와 Kα2의 피크가 독립해 나타날 때에는, Kα1의 값을, Kα1과 Kα2의 값이 겹쳐 나타날 때에는 합계의 폭으로 측정한다. 또한, 상기 반가폭의 측정은, 두께 방향으로 강재 표면으로부터 1㎜ 내부로 들어간 부위에 있어서, 압연면과 평행한 면에서 행하는 것으로 한다. The half-value width, if it appears in the diffraction pattern a peak of the Kα 1 and Kα 2 independently, the value of the Kα 1, when the value of the displayed superimposed Kα 1 and Kα 2 measured by the total width. In addition, the said half width measurement shall be performed in the surface parallel to a rolling surface in the site | part which entered 1 mm inside from the steel surface in the thickness direction.

(1) 식의 값 : 6이상 30이하 (1) Value of equation: 6 to 30

(1)식은, 경질상으로서의 베이나이트 조직의 비율을 표시한 것으로, (1)식의 값이 6미만인 경우는 페라이트+베이나이트 조직 중의 베이나이트의 비율이 충분하지 않고, 본 발명의 제조 조건에 있어서 강판을 제조해도 적절한 반가폭을 얻을 수 없어, 양호한 피로 강도 진전 저항성을 얻을 수 없다. Formula (1) shows the ratio of the bainite structure as a hard phase, and when the value of (1) is less than 6, the ratio of bainite in the ferrite + bainite structure is not sufficient, and the production conditions of the present invention Even if a steel sheet is manufactured, an appropriate half width cannot be obtained and favorable fatigue strength propagation resistance cannot be obtained.

반대로 (1)식의 값이 30을 넘는 경우는, 강도를 490MPa급으로 하려고 하면 페라이트+베이나이트 조직 중의 페라이트 조직을 증가시키지 않으면 안되고, 이 경우도 양호한 피로 균열 진전 저항성을 얻을 수 없다. On the contrary, when the value of Formula (1) exceeds 30, when the strength is set to 490 MPa class, the ferrite structure in the ferrite + bainite structure must be increased, and in this case, good fatigue crack growth resistance cannot be obtained.

(2), (3), (4)식 : 0.01 이상 0.10 이하(2), (3), (4) Formula: 0.01 or more and 0.10 or less

이들 식은 베이나이트 조직의 경도를 표시한 것으로, 그 값이 0.01미만인 경우는 베이나이트 조직의 경도가 불충분해져 양호한 피로 균열 진전 저항성을 얻을 수 없다. 반대로 0.10을 넘는 경우는 변태 진행의 냉각 속도 의존성이 커져, 강판 전체에 있어서 균일한 피로 균열 진전 저항성을 얻는 것이 용이하지 않다. These formulas indicate the hardness of bainite structure. If the value is less than 0.01, the hardness of bainite structure becomes insufficient, and good fatigue crack growth resistance cannot be obtained. On the contrary, when it exceeds 0.10, the cooling rate dependence of transformation progress becomes large, and it is not easy to acquire uniform fatigue crack growth resistance in the whole steel plate.

본 발명의 적합한 양태에 있어서 강의 화학 조성을 더욱 구체적으로 한정하 는 이유는 다음과 같다. The reason for more specifically defining the chemical composition of the steel in a suitable embodiment of the present invention is as follows.

C : 강의 강도를 높이는 데 유효한 원소로, 강의 강도를 얻기 위하여, 0.01% 이상 함유시킨다. 그러나, 0.10%를 넘어 함유시키면 인성이 열화되기 때문에, 이를 피하기 위하여 C함유량은 0.10% 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.03∼0.07%이다. C: An element effective for increasing the strength of the steel, and in order to obtain the strength of the steel, 0.01% or more is contained. However, since the toughness deteriorates when it exceeds 0.10%, C content is made into 0.10% or less in order to avoid this. More preferably, it is 0.03 to 0.07%.

Si : 강의 탈산에 유효한 원소로, 그 효과를 얻기 위하여 0.03% 이상 함유시킨다. 그러나, 0.60%를 넘어 함유시키면, M-A 조직의 형성이 촉진된다. 여기에, M-A 조직은, 베이나이트 조직 중에 형성되는 섬 형상 마르텐사이트의 일종으로, 잔류 오스테나이트를 포함하는 M-A 변태 생성물이다. M-A 조직은 매우 경도가 높고, 용이하게 인성을 열화시키는 것이 알려져 있다. 따라서 인성 열화를 피하기 위하여 Si 함유량은 0.60% 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.3% 이상, 0.5% 이하이다. Si: An element effective for deoxidation of steel and containing 0.03% or more in order to obtain the effect. However, if it contains more than 0.60%, formation of M-A tissue is promoted. Here, the M-A structure is a kind of island-like martensite formed in the bainite structure, and is an M-A transformation product containing residual austenite. It is known that M-A structure is very hard and deteriorates toughness easily. Therefore, in order to avoid toughness deterioration, Si content is made into 0.60% or less. More preferably, they are 0.3% or more and 0.5% or less.

Mn : 담금질성 향상에 유효한 원소로, 강도 상승과 피로 균열 진전 저항성을 향상시키기 위하여, 0.5% 이상 함유시킨다. 한편, 2.0%을 넘으면 인성이 열화되기 때문에, Mn 함유량은 2.0% 이하로 한다. Mn: An element effective for improving hardenability, and is contained in an amount of 0.5% or more in order to improve strength and resistance to fatigue crack growth. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the toughness deteriorates, so the Mn content is made 2.0% or less.

단, 후술한 바와같이 B를 함유하는 경우에는 Mn : 0.3% 이상, 2.0% 이하로 해도 된다. However, when it contains B as mentioned later, you may make Mn: 0.3% or more and 2.0% or less.

so1.Al : Al은 Si와 함께 탈산에 필요한 원소로, 그 효과를 얻기 위하여 0.005% 초과의 so1.Al을 함유시킨다. 한편, so1.Al 함유량이 0.10%를 넘으면 M-A 비율(M-A 조직의 존재 비율)이 증가하여 인성이 열화된다. 이를 피하기 위하여 so1.Al 함유량은 0.10% 이하로 한다. so1.Al: Al is an element necessary for deoxidation together with Si and contains more than 0.005% of so1.Al to obtain the effect. On the other hand, when the so1.Al content exceeds 0.10%, the M-A ratio (the ratio of M-A structure present) increases and the toughness deteriorates. To avoid this, the so1.Al content is 0.10% or less.

N : A1이나 Ti와 결합하여 석출물이 되고, 오스테나이트 입자의 미세 입자화에 기여하여 인성을 개선하는 작용이 있다. 이 효과를 얻기 위하여, N은 0.0005% 이상 함유시킨다. 한편, N 함유량이 0.008%를 넘으면 M-A 비율이 증가하여 인성이 열화된다. 이를 피하기 위하여, N 함유량은 0.008% 이하로 한다. N is combined with A1 or Ti to form a precipitate, which contributes to the fine graining of the austenite particles, thereby improving toughness. In order to acquire this effect, N is contained 0.0005% or more. On the other hand, when N content exceeds 0.008%, M-A ratio will increase and toughness will deteriorate. In order to avoid this, N content is made into 0.008% or less.

B : 필수 원소는 아니지만, B는 담금질성을 현저하게 높이는 작용이 있어, 강도 상승과 피로 균열 진전 저항성을 향상시키는 데 유효하다. 따라서 또한 이들 효과를 얻기 위하여 함유시켜도 상관없다. 상기 효과를 얻기 위하여는, 0.0003% 이상 함유시키는 것이 유효하다. 그러나 B를 0.0030%를 넘어 함유시키면 인성이 열화되므로, 그 상한은 0.0030%로 하는 것이 바람직하다. B를 함유하는 경우, Mn의 하한을 0.3%로 할 수 있다. B: Although not an essential element, B has an effect of significantly increasing hardenability, and is effective in improving strength and resistance to fatigue crack growth. Therefore, you may contain in order to acquire these effects further. In order to acquire the said effect, it is effective to contain 0.0003% or more. However, when B exceeds 0.0030%, toughness deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.0030%. When it contains B, the minimum of Mn can be made into 0.3%.

Nb : 필수 원소는 아니지만, 미세 입자화 작용을 통해 인성을 향상시키는 작용이 있다. 또한, 담금질성을 증가시키므로 강도 향상과 피로 균열 진전 억제에 유효하다. 따라서 이들 효과를 얻기 위하여 함유시켜도 상관없다. 이 경우, Nb는 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 그 함유량이 0.08%를 넘으면 인성이 열화되기 때문에, 그 상한은 0.08%로 한다. 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다. Nb: Although not an essential element, it has a function of improving toughness through a fine granulation action. In addition, since the hardenability is increased, it is effective for improving strength and suppressing fatigue crack growth. Therefore, you may contain in order to acquire these effects. In this case, it is preferable to contain Nb 0.005% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.08%, the toughness deteriorates, so the upper limit is made 0.08%. More preferably, it is 0.06% or less.

Ti : 필수 원소는 아니지만, 강도 향상과 피로 균열 진전 억제에 유효하므로, 이들 효과를 얻기 위하여 함유시켜도 상관없다. 상기 효과를 얻기 위하여는 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.03%를 넘으면 인성이 열화되기 때문에, 그 상한은 0.03%로 하는 것이 바람직하다. Ti: Although not an essential element, it is effective for improving strength and suppressing fatigue crack growth, and may be included in order to obtain these effects. In order to acquire the said effect, it is preferable to contain 0.005% or more. On the other hand, when it exceeds 0.03%, toughness deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.03%.

V : 필수 원소는 아니지만, 강도 향상에 유효하기 때문에, 이들 효과를 얻기 위하여 함유시켜도 상관없다. 함유시키는 경우에는, 상기 효과를 얻기 위하여 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.080%을 넘으면 인성이 열화되기 때문에, 그 상한은 0.080%로 하는 것이 바람직하다. V: Although not an essential element, since it is effective for improving strength, it may be included in order to obtain these effects. When it contains, in order to acquire the said effect, it is preferable to contain 0.005% or more. On the other hand, if it exceeds 0.080%, toughness deteriorates, so the upper limit is preferably 0.080%.

Cu : 필수 원소는 아니지만, 강의 강도를 높이는 작용이 있으므로, 그 목적으로 함유시켜도 상관없다. 그 효과를 얻기 위하여는 0.3% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 0.7% 이상이 되면 강의 인성이 열화되기 때문에, 함유시키는 경우라도 그 상한은 0.7% 미만으로 한다. 바람직하게는 0.5% 미만이다. Cu: Although not an essential element, since it has the effect | action which raises the strength of steel, you may contain it for the purpose. In order to acquire the effect, it is preferable to contain 0.3% or more. However, when the content is 0.7% or more, the toughness of the steel is deteriorated. Therefore, even if it contains, the upper limit is made less than 0.7%. Preferably less than 0.5%.

Ni : 필수 원소는 아니지만, 강의 강도를 높이는 작용이 있고, 또한, 피로 균열 진전 억제에도 유효하다. 따라서 이들 효과를 얻기 위하여 함유시켜도 상관없다. 그 효과를 얻기 위하여는 0.2% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 3.0%를 넘으면 비용 상승에 알맞은 고 강도화와 피로 균열 진전 억제 효과를 볼 수 없으므로, 함유시키는 경우라도 그 상한은 3.0%로 한다. Ni: Although not an essential element, it has the effect of increasing the strength of the steel and is also effective for suppressing fatigue crack growth. Therefore, you may contain in order to acquire these effects. In order to acquire the effect, it is preferable to contain 0.2% or more. However, if the content is more than 3.0%, the effect of increasing the strength and suppressing fatigue crack growth suitable for increasing the cost is not seen, so even when it is contained, the upper limit is made 3.0%.

Cr : 필수 원소는 아니지만, 강의 강도를 높이는 작용이 있고, 또한, 피로 균열 진전 억제에도 유효하다. 따라서 이들 효과를 얻기 위하여 함유시켜도 상관없다. 그 경우에는 0.3% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나 과잉으로 함유시키면 인성이 열화되기 때문에, 함유시키는 경우라도 1.0% 미만으로 하는 것이 바람직하다. Cr: Although not an essential element, it has the effect of increasing the strength of the steel and is also effective for suppressing fatigue crack growth. Therefore, you may contain in order to acquire these effects. In that case, it is preferable to contain 0.3% or more. However, when it contains excessively, toughness will deteriorate, so even if it contains, it is preferable to set it as less than 1.0%.

Mo : 필수 원소는 아니지만, 강의 강도를 높이는 작용이 있고, 또한, 피로 균열 진전 억제에도 유효하다. 따라서 이들 효과를 얻기 위하여 함유시켜도 상관없다. 그 경우에는 0.3% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나 과잉으로 함유시키면 인성이 열화되므로, 함유시키는 경우라도 0.80% 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo: Although not an essential element, it has the effect of increasing the strength of the steel and is also effective for suppressing fatigue crack growth. Therefore, you may contain in order to acquire these effects. In that case, it is preferable to contain 0.3% or more. However, since excessive toughness deteriorates toughness, it is preferable to make it 0.80% or less even if it contains.

W는 모재 강도를 높여 내식성을 향상시키기 위하여 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해 0.05% 이상 첨가한다. 그러나 0.50%를 넘으면 인성의 열화를 초래한다. W is an effective element in order to raise the base material strength and to improve corrosion resistance. To obtain this effect, at least 0.05% is added. However, exceeding 0.50% causes deterioration of toughness.

Ca는 조직 미세화를 통해서 인성 개선에 기여한다. 그러나, 0.007%을 넘어 함유하면 Ca 개재물량이 과잉으로 되어 오히려 인성이 열화된다. 따라서 Ca량은 0.007% 이하로 한다. 또한 바람직한 첨가량의 범위는 0.0015% 이상 0.0030% 이하이다. Ca contributes to toughness improvement through tissue refinement. However, when it exceeds 0.007%, Ca inclusion amount becomes excess and toughness deteriorates on the contrary. Therefore, Ca amount is made into 0.007% or less. Moreover, the range of preferable addition amount is 0.0015% or more and 0.0030% or less.

Mg는 조직 미세화를 통해서 인성 개선에 기여한다. 그러나, 0.007%를 넘어 함유하면 Mg 개재물량이 과잉으로 되어 오히려 인성이 열화된다. 따라서 Mg량은 0.007% 이하로 한다. 또한 바람직한 첨가량의 범위는 0.0005% 이상 0.0030% 이하이다. Mg contributes to toughness improvement through tissue refinement. However, when it exceeds 0.007%, Mg inclusion amount will become excess and toughness will rather deteriorate. Therefore, the amount of Mg is made into 0.007% or less. Moreover, the range of preferable addition amount is 0.0005% or more and 0.0030% or less.

Ce는 조직 미세화를 통해서 인성 개선에 기여한다. 그러나 0.007%를 넘어 함유하면 Ce 개재물량이 과잉으로 되어 오히려 인성이 열화된다. 따라서 Ce량은 0.007% 이하로 한다. 또한 바람직한 첨가량의 범위는 0.0005% 이상 0.0030% 이하이다. Ce contributes to toughness improvement through tissue refinement. However, when it exceeds 0.007%, Ce inclusion amount becomes excess and toughness deteriorates rather. Therefore, the amount of Ce is made into 0.007% or less. Moreover, the range of preferable addition amount is 0.0005% or more and 0.0030% or less.

Y는 조직 미세화를 통해서 인성 개선에 기여한다. 그러나, 0.5%를 넘어 함유하면 Y 개재물량이 과잉으로 되어 오히려 인성이 열화된다. 따라서 Y량은 0.5% 이하로 한다. 또한 바람직한 첨가량의 범위는 0.01% 이상 0.05% 이하이다. Y contributes to toughness improvement through tissue refinement. However, when it contains more than 0.5%, Y inclusion amount will become excess and toughness will rather deteriorate. Therefore, Y amount is made into 0.5% or less. Moreover, the range of preferable addition amount is 0.01% or more and 0.05% or less.

Nd는 조직 미세화를 통해서 인성 개선에 기여한다. 그러나, 0.5%를 넘어 함유하면 Nd 개재물량이 과잉으로 되어 오히려 인성이 열화된다. 따라서 Nd량은 0.5% 이하로 한다. 또한 바람직한 첨가량의 범위는 0.01% 이상 0.05% 이하이다. Nd contributes to toughness improvement through tissue refinement. However, when it contains more than 0.5%, Nd inclusion amount will become excess and toughness will rather deteriorate. Therefore, Nd amount is made into 0.5% or less. Moreover, the range of preferable addition amount is 0.01% or more and 0.05% or less.

REM은 조직 미세화를 통해서 인성 개선에 기여한다. 그러나, 0.05%을 넘어 함유하면 Nd 개재물량이 과잉으로 되어 오히려 인성이 열화된다. 따라서 REM량은 0.05% 이하로 한다. 또한 바람직한 첨가량의 범위는 0.005% 이상 0.03% 이하이다. REM contributes to toughness improvement through tissue refinement. However, when it exceeds 0.05%, Nd inclusion amount will become excess and toughness will rather deteriorate. Therefore, the amount of REM is made 0.05% or less. Moreover, the range of preferable addition amount is 0.005% or more and 0.03% or less.

본 발명에 있어서의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불가피한 불순물이다. 불순물의 1종으로서 P, S가 예시되는 데, P, S는 바람직하게는 각각 0.015% 이하, 0.005% 이하로 제한된다.Remainder of the chemical composition in this invention is Fe and an unavoidable impurity. P and S are exemplified as one kind of impurities, and P and S are preferably limited to 0.015% or less and 0.005% or less, respectively.

본 발명에 관한 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재를 제조하는 수단은 특별히 한정되지 않고, 소기의 특성이 얻어지는 한, 공지의 열간 압연 설비, 또는 공지의 열간 압연 설비와 공지의 열 처리 설비를 사용하여, 제조해도 된다. 그러나, 그 제조 조건은 이하에 기술하는 방법이 적합하다. The means for producing a steel material excellent in fatigue crack growth resistance according to the present invention is not particularly limited, and as long as desired characteristics are obtained, using a known hot rolling facility or a known hot rolling facility and a known heat treatment facility, You may manufacture. However, the method described below is suitable for the manufacturing conditions.

본 발명에 관한 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 1000℃∼1250℃로 가열한 후에 열간 압연을 실시한다. 이어서 이를 냉각할 때에, 얻어진 열연 강재의 냉각 공정에서, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이상, 바람직하게는 5℃/s초과, 25℃/s 이하로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 가속 냉각을 400℃ 이하의 온도로 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료한다. Hot-rolling is performed after the casting slab which has a chemical composition concerning this invention is heated to 1000 degreeC-1250 degreeC. Subsequently, when cooling it, in the cooling process of the obtained hot rolled steel, accelerated cooling which makes the average cooling rate between 650 degreeC-400 degreeC more than 5 degreeC / s, Preferably it is more than 5 degreeC / s and 25 degrees C / s or less is performed. The accelerated cooling is stopped at a temperature of 400 ° C. or lower, and then the cooling is terminated so that the recuperation temperature width is 70 ° C. or lower.

여기서, 복열 온도폭이란, 냉각을 정지하였을 때의 도달 온도와, 냉각 정지후 강판 내부의 열로 표면의 온도가 상승하고, 안정되었을 때의 온도의 차이를 의미한다. 구체적으로는 수냉 장치를 나온 직후에 측정한 온도와 그 후, 판 두께에 의해서 20∼50초일 때에 측정한 온도의 차이 이다. Here, the recuperation temperature range means a difference between the temperature attained when cooling is stopped and the temperature at which the surface temperature rises and is stabilized by heat inside the steel sheet after cooling stop. Specifically, it is the difference between the temperature measured immediately after exiting the water cooling device and the temperature measured at 20 to 50 seconds by the plate thickness thereafter.

주조 슬래브의 가열 온도가 1000℃를 만족하지 않는 경우에는 페라이트율이 높아져 균열의 진전 속도가 커진다. 1250℃를 넘는 경우에는 조직이 거칠고 커지고 인성이 열화된다. If the heating temperature of the cast slab does not satisfy 1000 ° C., the ferrite rate is increased to increase the rate of crack growth. If the temperature exceeds 1250 ° C, the structure becomes rough and large, and the toughness deteriorates.

열간 압연 후에 본 발명에 의하면 가속 냉각을 행하는 데, 이 때 냉각 과정 중의 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도가 5℃/s를 만족하지 않는 경우에는 페라이트율이 높아져 마찬가지로 균열의 진전 속도가 커진다. 바람직하게는, 25℃/s 이하이다. 가속냉각 정지온도가 400℃를 넘는 경우에는 페라이트율이 높아지고, 진전 속도가 커진다. 바람직하게는 350℃ 이상이다. According to the present invention after hot rolling, accelerated cooling is performed. At this time, if the average cooling rate between 650 ° C and 400 ° C during the cooling process does not satisfy 5 ° C / s, the ferrite rate is increased and the crack growth speed is also increased. . Preferably it is 25 degrees C / s or less. When the accelerated cooling stop temperature exceeds 400 ° C, the ferrite rate is increased and the speed of growth is increased. Preferably it is 350 degreeC or more.

가속 냉각 정지후 냉각 종료까지의 사이의 복열 온도폭이 70℃를 넘는 경우에는 전위 밀도가 감소하여 진전 속도가 커진다. 복열 온도폭을 작게 하기 위하여는, 냉각 중의 강판 표층과 중심부의 온도차를 작게 함과 동시에, 냉각 종료시에 있어 적어도 표층부의 상 변태를 종료시켜 두는 것이 바람직하다. When the recuperation temperature range from the accelerated cooling stop to the end of cooling exceeds 70 ° C., the dislocation density decreases and the growth speed increases. In order to reduce the reheating temperature width, it is preferable to reduce the temperature difference between the steel plate surface layer and the central portion during cooling, and to terminate at least the phase transformation of the surface layer portion at the end of cooling.

또한, 이러한 가속 냉각은, 열간 압연 후, 일단 방냉(放冷)하고 나서 재가열하여 행해도 된다.In addition, such accelerated cooling may be carried out by reheating after cooling once after hot rolling.

여기에, 강판 표층과 중심부의 온도차를 작게 하기 위하여는, 냉각띠의 전단보다 후단의 냉각 속도를 크게 하면 좋다. 또한, 가속 냉각 정지시에 표층부의 상 변태를 완료시키기 위하여는, 가속 냉각의 정지 온도를 400℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. In order to reduce the temperature difference between the steel sheet surface layer and the central portion, the cooling rate at the rear end may be larger than the front end of the cooling band. Moreover, in order to complete phase transformation of the surface layer part at the time of accelerated cooling stop, it is preferable to make the stop temperature of accelerated cooling into 400 degrees C or less.

본 발명의 바람직한 양태에 의하면, 가속 냉각후의 냉각이 종료하고 나서, 혹은 가속 냉각은 행하지 않고서 방냉을 종료하고 나서 Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하여 가속 냉각을 행한다. 이 경우에 Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하는 것은, Ac1점+50℃ 미만에서는, 오스테나이트 변태가 충분히 일어나지 않으므로, 그 후의 냉각에서 변태하는 조직 분률이 저하하여, 피로 특성이 우수한 조직을 충분히 얻을 수 없다. 따라서, 재가열 온도를 Ac1점+50℃로 했다. 바람직한 가열 온도는, Ac3점 이상이다. According to a preferred embodiment of the present invention, after the cooling after the accelerated cooling is completed or after the end of cooling without ending the accelerated cooling, it is reheated to Ac 1 point + 50 degreeC or more, and accelerated cooling is performed. In this case, reheating to Ac 1 point + 50 ° C or higher does not sufficiently cause austenite transformation below Ac 1 point + 50 ° C, so that the fraction of tissues transformed by subsequent cooling decreases, resulting in a structure having excellent fatigue characteristics. Can't get enough Therefore, the reheating temperature were as Ac 1 point + 50 ℃. Preferable heating temperature is Ac <3> or more.

냉각 조건에 대하여는 전술한 것과 같다. 이 조건은 온 라인 가속 냉각이거나 오프 라인 가속 냉각이어도 변함없다. The cooling conditions are as described above. This condition does not change even if it is on-line accelerated cooling or off-line accelerated cooling.

또한 템퍼링 온도는 Ac1점을 넘으면, 오스테나이트 변태가 발생해, 반복 연화의 저하와 강도, 인성의 저하를 초래한다. 따라서, 템퍼링 온도는 Ac1점 이하로 했다. 또한, 템퍼링 온도는 550℃ 이하가 바람직하다. On the other hand, when the tempering temperature exceeds Ac 1 point, austenite transformation occurs, leading to a decrease in cyclic softening and a decrease in strength and toughness. Therefore, tempering temperature was made into Ac 1 point or less. Moreover, as for tempering temperature, 550 degreeC or less is preferable.

또한, Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하고, 냉각하는 공정은 필요에 따라 2회 이상 행해도 된다. Ac1점+50℃ 이상으로 재가열과 냉각을 행하는 공정을 2회 이상 반복 행함으로써, 냉각 후의 조직이 미세하게 되어, 강도와 인성이 개선된다. In addition, the process of reheating and cooling by Ac 1 point +50 degreeC or more may be performed twice or more as needed. By repeating the process of reheating and cooling more than Ac <1> +50 degreeC twice or more, the structure after cooling becomes fine and strength and toughness improve.

본 발명은 강재에 관한 것인 데, 이 때의 강재로는 판재는 물론 관재, 봉재, 형재, 선재 등, 많은 형태의 재료가 함유된다. The present invention relates to a steel material, but the steel material at this time contains many types of materials such as a plate, a pipe, a bar, a mold, a wire, and the like.

실시예 Example

표 1에 표시한 화학 조성의 강을 실험실적으로 진공 용해하여, 두께 100∼160㎜의 슬래브로 하고, 다양한 조건으로 열간 압연을 실시한 후, 다양한 조건으로 냉각하여 두께가 12∼40㎜인 두꺼운 강판으로 했다. 열간 압연 조건과 냉각 조건을 표 2에 표시한다.The steel of chemical composition shown in Table 1 was vacuum-dissolved in a laboratory to a slab having a thickness of 100 to 160 mm, hot rolled under various conditions, and then cooled under various conditions to a thick steel sheet having a thickness of 12 to 40 mm. I did. Hot rolling conditions and cooling conditions are shown in Table 2.

<표 1> TABLE 1

Figure 112005072902368-pct00001
Figure 112005072902368-pct00001

<표 2>TABLE 2

Figure 112005072902368-pct00002
Figure 112005072902368-pct00002

얻어진 강판의 조직, X선 회절의 반가폭, 인장 강도, 인성 및 피로 균열 진 전 속도를 이하의 방법으로 조사했다. The structure, the half width of X-ray diffraction, tensile strength, toughness, and fatigue crack growth rate of the obtained steel sheet were examined by the following method.

강의 조직은, 판 두께의 1/4에 상당하는 부분에서 채취한 시료의 단면을 연마하여, 2% 나이탈 부식액에 의해 에칭을 실시한 면에 대하여, 광학 현미경 관찰에 의해 1시료에 대하여 10시야 측정하고, 10개의 측정값의 평균을 가지고 상기 강판의 조직을 결정했다. The structure of the steel was measured at 10 o'clock for one sample by optical microscopic observation on the surface of the sample which was polished at a portion corresponding to 1/4 of the plate thickness and etched with a 2% nital corrosion solution. And the structure of the said steel plate was determined with the average of ten measured values.

X선 회절의 반가폭은, 25㎜각의 시험편을 채취하여, 두께 방향에서 표면으로부터 1㎜ 내측의 압연면과 평행한 면을 전해 연마하여 측정면으로 했다. The half width of the X-ray diffraction sampled a 25 mm square sample, electrolytically polished the surface parallel to the rolling surface of 1 mm inside from the surface in the thickness direction, and made it the measurement surface.

X선 측정은, 理學電機(사))제 RU-200을 이용해 행했다. 코발트선원을 이용해, 출력은 30kV, 100mA였다. 25㎜각의 시험편 내, 직경 20㎜의 범위를 상정했다. X-ray measurement was performed using the RU-200 made from Chemical Industries, Ltd .. Using a cobalt source, the output was 30 kV and 100 mA. A range of 20 mm in diameter was assumed in a 25 mm square test piece.

인장 시험편은 판 두께의 중심부에서 JIS 14A호 인장 시험편을 압연 방향으로 평행하게 채취하여, 인장 시험에 제공했다. 인성은, JIS-Z2202로 규정되는 4호의 셜피 충격 시험편을 판 두께 중심부에서 압연 방향으로 평행하게 채취하여 셜피 충격 시험을 행하여, 충격 흡수 에너지(vE-20, 단위는 J)를 구했다. Tensile test pieces were taken in parallel with the JIS 14A tensile test piece in the rolling direction at the center of the plate thickness, and used for the tensile test. Toughness was taken in parallel in the rolling direction from the sheet thickness center part No. 4 suffie impact test piece prescribed | regulated to JIS-Z2202, the sruff impact test was done, and the shock absorption energy (vE-20, the unit is J) was calculated | required.

피로 균열 진전 속도는, 도 2(a)에 도시한 서보 펄서 장치와, 도 2(b)에 도시한 CT 시험편(1)을 이용하는 피로 시험법에 의해 측정했다. 도 2(a)에 도시한 장치에 있어서, 참조 번호 1은 CT 시험편, 2는 시험 용액조, 3은 용액 순환 펌프, 4는 로드 셀, 5는 유압 실린더, 6은 유압원, 7은 서보 밸브, 8은 파형 발생기, 9는 부하 제어기, 10a 및 10b는 부하 막대를 각각 나타낸다. 도 2(b)에 도시한 CT 시험편(1)(60×62.5㎜, 두께 12.5㎜)에는 2.5㎜의 절결(10)이 실시되어 있고, 그 상하의 구멍부(12)에 부하 막대(10a) 및 (10b)를 장착한다. The fatigue crack growth rate was measured by the fatigue test method using the servo pulser apparatus shown in FIG.2 (a), and the CT test piece 1 shown in FIG.2 (b). In the apparatus shown in Fig. 2 (a), reference numeral 1 is a CT test piece, 2 is a test solution tank, 3 is a solution circulation pump, 4 is a load cell, 5 is a hydraulic cylinder, 6 is a hydraulic source, and 7 is a servovalve. 8 denotes a waveform generator, 9 denotes a load controller, and 10a and 10b denote load bars, respectively. The cutout 10 of 2.5 mm is given to the CT test piece 1 (60x62.5 mm, thickness 12.5 mm) shown to FIG. 2 (b), and the load rod 10a and the hole part 12 of the upper and lower parts are carried out. Attach (10b).

본 장치에 의해, 시험 용액조(2) 내에서 시험편(1)에 유압 실린더(5)에서 부하 막대(10a) 및 (10b)를 경유하여 절결 선단부에 반복 응력을 부하한다. 시험편은 두께 방향에서 판 두께 중심 부분으로부터 절결의 길이 방향이 압연 수직 방향으로 평행하게 되도록 채취했다. By this apparatus, a cyclic stress is loaded to the notch tip part in the test solution tank 2 via the load rods 10a and 10b by the hydraulic cylinder 5 to the test piece 1. The test piece was extract | collected so that the longitudinal direction of a notch may be parallel to a rolling perpendicular | vertical direction from a sheet thickness center part in thickness direction.

피로 시험 조건은 다음과 같이 했다. Fatigue test conditions were as follows.

f(반복 속도)= 20Hzf (repeat rate) = 20 Hz

R(응력비)= 0.1R (stress ratio) = 0.1

T(시험 온도)= 실온T (test temperature) = room temperature

시험 분위기는 대기중 The test atmosphere is waiting

피로 균열 진전 시험의 결과, 어떠한 시험편의 경우나, 중 △K 영역(△K :응력 확대 계수 범위에서 최대 응력 확대 계수와 최소 응력 확대 계수와의 차이)에 있어서의 피로 균열 진전 속도가 평가되었다. 본 시험에서의 중 △K 영역은 (15∼30MPa √m) 피로 균열 진전의 제 Ⅱ영역에 상당했다.As a result of the fatigue crack propagation test, the fatigue crack propagation rate was evaluated in any of the test pieces in the medium ΔK region (ΔK: difference between the maximum stress intensity factor and the minimum stress intensity factor in the stress intensity factor range). The middle ΔK region in this test was equivalent to the second region of fatigue crack growth (15 to 30 MPa √m).

Paris측[Trans. ASTM, Ser. D. 85.523(1963)〕, 즉Paris side [Trans. ASTM, Ser. D. 85.523 (1963)],

da/dN= C(△K)m, 단 △K : kN/㎜3/2,da / dN = C (ΔK) m , where ΔK : kN / mm 3/2 ,

da/dN: ㎜/cycleda / dN: mm / cycle

이 성립하는 것이 판명되었다. This proved to be true.

이로부터, 본 발명에서는, 피로 균열 진전 특성은 이 중 △K 영역의 △K= 20MPa √m에 있어서의 균열 진전 속도 da/dn(㎜/cycle)로 평가했다.From this, in this invention, the fatigue crack growth characteristic was evaluated by the crack growth rate da / dn (mm / cycle) in (DELTA) K = 20MPa (s) m of (DELTA) K area | region.

표 3에 상기의 조사, 측정 및 피로 시험의 결과를 표시한다. 표 3에서, 주체가 되는 조직(면적비로 90% 이상을 차지한 조직)란의 부호 B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, F는 페라이트, P는 펄라이트를 의미한다.Table 3 shows the results of the above investigations, measurements and fatigue tests. In Table 3, code | symbol B of the subject tissue (structure which occupies 90% or more by area ratio) column means bainite, M is martensite, F is ferrite, P is pearlite.

<표 3>TABLE 3

Figure 112005072902368-pct00003
Figure 112005072902368-pct00003

표 3에 표시한 바와 같이, 조직과 반가폭이 본 발명이 규정하는 조건을 만족하는 시험 No.1∼17인 강판은, 피로 균열 진전 속도가 4×10-5㎜/cycle 이하로 느리 고, 매우 우수한 피로 균열 진전 저항성을 갖고 있다. 이에 대해, 시험 No.18∼35의 강판은, 강도가 490MPa급 이상(TS≥620MPa, YS≥500MPa)으로 되어 있거나, 흡수 에너지가 100J를 만족하지 않았다. 주체가 되는 조직이나 X선 회절의 반가폭이 본 발명이 규정하는 범위를 벗어나면 피로 균열 진전 속도가 4×10-5㎜/cycle을 넘어, 원하는 피로 균열 진전 저항성을 얻을 수 없다. As shown in Table 3, the steel sheets of Test Nos. 1 to 17 in which the structure and the half width satisfy the conditions specified by the present invention have a slow fatigue crack growth rate of 4 × 10 −5 mm / cycle or less. It has very good fatigue crack growth resistance. On the other hand, the steel plates of Test Nos. 18 to 35 had a strength of 490 MPa or more (TS ≧ 620 MPa, YS ≧ 500 MPa), or the absorbed energy did not satisfy 100J. If the half width of the structure or X-ray diffraction, which is the main body, is out of the range defined by the present invention, the fatigue crack growth rate exceeds 4 × 10 −5 mm / cycle, and desired fatigue crack growth resistance cannot be obtained.

본 발명에 관한 강재는, 피로 균열 진전 저항성이 양호한데다, 경질인 조직을 주체로 하는 것이므로, 강의 강도를 높이는 것이 용이하다. 또한, 화학 조성의 조정에 의해 뛰어난 인성을 구비시킬 수도 있다. 따라서, 선체, 토목 건설물, 건설 기계, 수압 철관, 해양 구조물, 라인 파이프 등 구조용 재료로서 사용되는 임의의 두께의 두꺼운 강판에 적합하다. 또한, 본 발명의 강재는 열간 압연후의 냉각 제어에 의해 용이하게 제조할 수 있으므로, 공업상의 가치가 크다. Since the steel material which concerns on this invention has favorable fatigue crack growth resistance, and mainly uses a hard structure, it is easy to raise the strength of steel. Moreover, it can also be equipped with the outstanding toughness by adjustment of a chemical composition. Therefore, it is suitable for thick steel plates of any thickness used as structural materials such as hulls, civil constructions, construction machinery, hydraulic steel pipes, marine structures, line pipes, and the like. Moreover, since the steel material of this invention can be manufactured easily by the cooling control after hot rolling, industrial value is large.

Claims (19)

조직이, 페라이트와 베이나이트로 구성되고, 펄라이트의 면적율이 10% 이하이고, 또한, (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.13도 이상인 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재.The structure is composed of ferrite and bainite, the area ratio of pearlite is 10% or less, and the half width of the X-ray diffraction intensity from the (110) plane is 0.13 degrees or more. Steel. 조직이, 페라이트와 베이나이트로 구성되고, 펄라이트의 면적율이 10% 이하이고, 또한, 강의 성분(질량%)이 하기 (1), (2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The structure is composed of ferrite and bainite, and the area ratio of pearlite is 10% or less, and the steel component (mass%) satisfies the following formulas (1) and (2). This excellent steel. 6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30 … (1) 6? 20 x C + 5 x Si + 10 x Mn? (One) 0.01≤C/Mn≤0.10 …(2)0.01? C / Mn? (2) 조직이, 페라이트와 베이나이트로 구성되고, 펄라이트의 면적율이 10%이하, (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.13도 이상이고, 또한, 강의 성분(질량%)이 하기 (1), (2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The structure is composed of ferrite and bainite, the area ratio of pearlite is 10% or less, the half width of the X-ray diffraction intensity from the (110) plane is 0.13 degrees or more, and the steel component (mass%) is ), (2) The steel material excellent in fatigue crack propagation characteristics characterized by satisfying the formula. 6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30 …(1)6? 20 x C + 5 x Si + 10 x Mn? (One) 0.01≤C/Mn≤0.10 …(2)0.01? C / Mn? (2) 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,The method according to any one of claims 1 to 3, 강의 화학 조성이, 질량%로, C : 0.01% 이상, 0.10% 이하, Si : 0.03% 이상, 0.60% 이하, Mn : 0.5% 이상, 2.0% 이하, sol.Al : 0.005% 초과, 0.10% 이하, N : 0.0005% 이상, 0.008% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel is, by mass%, C: 0.01% or more, 0.10% or less, Si: 0.03% or more, 0.60% or less, Mn: 0.5% or more, sol.Al: more than 0.005%, 0.10% or less , N: 0.0005% or more, 0.008% or less, and the balance is excellent in fatigue crack growth characteristics, characterized in that the remainder is composed of Fe and unavoidable impurities. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,The method according to any one of claims 1 to 3, 강의 화학 조성이, 질량%로, C : 0.01% 이상, 0.10% 이하, Si : 0.03% 이상, 0.60% 이하, Mn : 0.3% 이상, 2.0% 이하, so1.Al : 0.005% 초과, 0.10% 이하, N : 0.0005% 이상, 0.008% 이하, B : 0.0003∼0.0030%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel is, by mass%, C: 0.01% or more, 0.10% or less, Si: 0.03% or more, 0.60% or less, Mn: 0.3% or more, so1.Al: more than 0.005%, 0.10% or less , N: 0.0005% or more, 0.008% or less, B: 0.0003 to 0.0030%, and the balance is excellent in fatigue crack growth characteristics, characterized in that the balance is made of Fe and unavoidable impurities. 제 4 항에 있어서,The method of claim 4, wherein 강의 화학 조성이, 또한, 질량%로, Nb : 0.005% 이상, 0.08% 이하, Ti 0.005% 이상, 0.03% 이하, V : 0.005% 이상, 0.080% 이하로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유하고, 또한, 하기 (3)식을 만족하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel also contains, by mass%, one or more of the group consisting of Nb: 0.005% or more, 0.08% or less, Ti 0.005% or more, 0.03% or less, V: 0.005% or more and 0.080% or less. Moreover, the steel material excellent in the fatigue-fatigue propagation characteristic which satisfy | fills following (3) Formula. 0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤0.10 …(3)0.01? C / (Mn + 20 Nb + 10 Ti + 5 V)? (3) 제 4 항에 있어서, The method of claim 4, wherein 강의 화학 조성이, 또한 질량%로, Cu : 0.7% 미만, Ni : 3.0% 이하, Cr : 1.0% 미만, Mo : 0.80% 이하, W : 0.05∼0.50%로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유하고, 또한, 하기 (4)식을 만족하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel contains, in mass%, one or more of the group consisting of Cu: less than 0.7%, Ni: 3.0% or less, Cr: less than 1.0%, Mo: 0.80% or less, and W: 0.05 to 0.50%. And the steel material excellent in the fatigue crack growth characteristics which satisfy | fills following (4) Formula. 0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10 …(4)0.01? C / (Mn + 1/10 Cu + 1/2 Ni + 1/4 Cr + Mo + 20 Nb + 10 Ti + 5 V)? (4) 제 4 항에 있어서, The method of claim 4, wherein 강의 화학 조성이, 또한 질량%로, Ca : 0.007% 이하, Mg : 0.007% 이하, Ce : 0.007% 이하, Y : 0.5% 이하, Nd : 0.5% 이하, REM : 0.05% 이하로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유한 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel is also in mass%, Ca: 0.007% or less, Mg: 0.007% or less, Ce: 0.007% or less, Y: 0.5% or less, Nd: 0.5% or less, REM: 0.05% or less, Steel material with excellent fatigue crack propagation properties containing one or more kinds. 제 4 항에 기재된 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 1000℃∼1250℃로 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연을 실시한 강재에 냉각을 실시한 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 가속 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.A heating step of heating the cast slab having the chemical composition according to claim 4 to 1000 ° C to 1250 ° C, a hot rolling step of performing hot rolling on the heated slab, and a cooling step of cooling the steel material subjected to the hot rolling. In the said cooling process, accelerated cooling which makes the average cooling rate between 650 degreeC-400 degreeC into 5-25 degreeC / s, stops the said accelerated cooling at the temperature of 400 degreeC or less, after that, Cooling is complete | finished so that reheat temperature range may be 70 degrees C or less, The manufacturing method of the steel excellent in fatigue crack growth resistance characterized by the above-mentioned. 제 4 항에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬래브를 1000℃∼1250℃로 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 그 후 가속 냉각은 행하지 않고 방냉하는 공정과, Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하는 가열 공정과, 재가열된 상기 강재에 냉각을 실시하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.A heating step of heating the cast slab having the chemical component according to claim 4 to 1000 ° C to 1250 ° C, a hot rolling step of performing hot rolling on the heated slab, and a step of cooling the room without accelerated cooling thereafter; And a heating step of reheating to Ac 1 point + 50 ° C or higher, and a cooling step of cooling the reheated steel material, wherein the average cooling rate between 650 ° C and 400 ° C is 5-25 ° C. Steel material excellent in fatigue crack growth resistance characterized by performing accelerated cooling at / s, stopping the cooling at a temperature of 400 ° C. or less, and then terminating the cooling so that the recuperation temperature range is 70 ° C. or less. Method of preparation. 제 10 항에 기재된 재가열, 냉각 공정을 2회 이상 행하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.The reheating and cooling process of Claim 10 is performed twice or more, The manufacturing method of the steel excellent in fatigue crack growth resistance. 제 9 항에 기재된 제조 방법에 있어서, 냉각을 종료하고 나서 다시 Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하는 가열 공정과, 상기 재가열된 강재에 냉각을 실시하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.In the production method described in claim 9, wherein in the heating step, and a cooling step of conducting cooling to the said re-heating the steel material, the cooling step to end the cooling, and then again re-heated to the Ac 1 point + more than 50 ℃, Accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 5 to 25 ° C / s between 650 ° C and 400 ° C, and the cooling is stopped at a temperature of 400 ° C or less, and then the recuperation temperature width is 70 ° C or less. A method for producing a steel having excellent fatigue crack growth resistance, wherein cooling is completed. 제 9 항에 기재된 제조 방법에 추가하여, 다시 Ac1점 이하의 온도로 가열하여 템퍼링하는 것을 특징으로 한 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.In addition to the manufacturing method of Claim 9, it heats again at the temperature below Ac 1 point, and tempers, The manufacturing method of the steel excellent in fatigue crack growth resistance characterized by the above-mentioned. 제 5 항에 있어서,The method of claim 5, 강의 화학 조성이, 또한, 질량%로, Nb : 0.005% 이상, 0.08% 이하, Ti 0.005% 이상, 0.03% 이하, V : 0.005% 이상, 0.080% 이하로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유하고, 또한, 하기 (3)식을 만족하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel also contains, by mass%, one or more of the group consisting of Nb: 0.005% or more, 0.08% or less, Ti 0.005% or more, 0.03% or less, V: 0.005% or more and 0.080% or less. Moreover, the steel material excellent in the fatigue-fatigue propagation characteristic which satisfy | fills following (3) Formula. 0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤0.10 …(3)0.01? C / (Mn + 20 Nb + 10 Ti + 5 V)? (3) 제 5 항에 있어서, The method of claim 5, 강의 화학 조성이, 또한 질량%로, Cu : 0.7% 미만, Ni : 3.0% 이하, Cr : 1.0% 미만, Mo : 0.80% 이하, W : 0.05∼0.50%로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유하고, 또한, 하기 (4)식을 만족하는 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel contains, in mass%, one or more of the group consisting of Cu: less than 0.7%, Ni: 3.0% or less, Cr: less than 1.0%, Mo: 0.80% or less, and W: 0.05 to 0.50%. And the steel material excellent in the fatigue crack growth characteristics which satisfy | fills following (4) Formula. 0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10 …(4)0.01? C / (Mn + 1/10 Cu + 1/2 Ni + 1/4 Cr + Mo + 20 Nb + 10 Ti + 5 V)? (4) 제 5 항에 있어서, The method of claim 5, 강의 화학 조성이, 또한 질량%로, Ca : 0.007% 이하, Mg : 0.007% 이하, Ce : 0.007% 이하, Y : 0.5% 이하, Nd : 0.5% 이하, REM : 0.05% 이하로 이루어진 군 중, 1종 이상을 함유한 내 피로 균열 진전 특성이 우수한 강재.The chemical composition of the steel is also in mass%, Ca: 0.007% or less, Mg: 0.007% or less, Ce: 0.007% or less, Y: 0.5% or less, Nd: 0.5% or less, REM: 0.05% or less, Steel material with excellent fatigue crack propagation properties containing one or more kinds. 제 5 항에 기재된 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 1000℃∼1250℃로 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연을 실시한 강재에 냉각을 실시한 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 가속 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.A heating step of heating the cast slab having the chemical composition according to claim 5 to 1000 ° C to 1250 ° C, a hot rolling step of performing hot rolling on the heated slab, and a cooling step of cooling the steel material subjected to the hot rolling. In the said cooling process, accelerated cooling which makes the average cooling rate between 650 degreeC-400 degreeC into 5-25 degreeC / s, stops the said accelerated cooling at the temperature of 400 degreeC or less, after that, Cooling is complete | finished so that reheat temperature range may be 70 degrees C or less, The manufacturing method of the steel excellent in fatigue crack growth resistance characterized by the above-mentioned. 제 5 항에 기재된 화학 성분을 갖는 주조 슬래브를 1000℃∼1250℃로 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 그 후 가속 냉각은 행하지 않고 방냉하는 공정과, Ac1점+50℃ 이상으로 재가열하는 가열 공정과, 재가열된 상기 강재에 냉각을 실시하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 냉각 공정에서는, 650℃∼400℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5∼25℃/s로 하는 가속 냉각을 실시하고, 상기 냉각을 400℃ 이하의 온도에서 정지하고, 그 후, 복열 온도폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.A heating step of heating the cast slab having the chemical component according to claim 5 to 1000 ° C to 1250 ° C, a hot rolling step of performing hot rolling on the heated slab, and a step of cooling the room without accelerated cooling thereafter; And a heating step of reheating to Ac 1 point + 50 ° C or higher, and a cooling step of cooling the reheated steel material, wherein the average cooling rate between 650 ° C and 400 ° C is 5-25 ° C. Steel material excellent in fatigue crack growth resistance characterized by performing accelerated cooling at / s, stopping the cooling at a temperature of 400 ° C. or less, and then terminating the cooling so that the recuperation temperature range is 70 ° C. or less. Method of preparation. 제 10 항에 기재된 제조 방법에 추가하여, 다시 Ac1점 이하의 온도로 가열하여 템퍼링하는 것을 특징으로 한 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 제조 방법.In addition to the manufacturing method of Claim 10, it heats again at the temperature of Ac 1 or less and tempers, The manufacturing method of the steel excellent in fatigue crack growth resistance characterized by the above-mentioned.
KR20057023997A 2003-06-19 2004-06-18 Steel product excellent in characteristics of resistance to fatigue crack extension and method for production thereof KR100709600B1 (en)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2003-00175156 2003-06-19
JP2003175156 2003-06-19

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20060018268A KR20060018268A (en) 2006-02-28
KR100709600B1 true KR100709600B1 (en) 2007-04-20

Family

ID=33534811

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR20057023997A KR100709600B1 (en) 2003-06-19 2004-06-18 Steel product excellent in characteristics of resistance to fatigue crack extension and method for production thereof

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP4706477B2 (en)
KR (1) KR100709600B1 (en)
CN (1) CN1809648B (en)
WO (1) WO2004113581A1 (en)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100463995C (en) * 2005-12-12 2009-02-25 鞍钢股份有限公司 Tungsten series low-carbon bainite steel and production method thereof
KR100905368B1 (en) * 2006-05-23 2009-07-01 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Steel plate excellent in resistance to fatigue crack progression
MY156959A (en) * 2009-09-30 2016-04-15 Jfe Steel Corp Structural steel material and steel structure with high corrosion resistance
JP5471524B2 (en) * 2010-01-29 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 High-strength ultrathick H-section steel with excellent toughness and method for producing the same
JP5471523B2 (en) * 2010-01-29 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 High-strength ultrathick H-section steel with excellent toughness and method for producing the same
JP5720592B2 (en) * 2012-01-31 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 Welded joint
KR101467031B1 (en) * 2012-06-28 2014-12-01 현대제철 주식회사 Steel and method of manufacturing the same
JP6211946B2 (en) * 2013-09-20 2017-10-11 株式会社神戸製鋼所 Thick steel plate with excellent fatigue characteristics and method for producing the same
KR101767778B1 (en) * 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 Low yield ratio high strength steel having excellent resistance for stress corrosion cracking and low temperature toughness, and method for manufacturing the same
CN109797343A (en) * 2019-01-22 2019-05-24 山东钢铁股份有限公司 A kind of low-alloy high-strength hot strip rolling and preparation method thereof suitable for extremely cold area
CN110106444B (en) * 2019-05-30 2020-08-25 首钢集团有限公司 700 MPa-grade hot-rolled plate coil for driving axle housing and preparation method thereof

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07242992A (en) * 1994-03-09 1995-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd Steel plate having fatigue crack arresting effect

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08109413A (en) * 1994-10-12 1996-04-30 Sumitomo Metal Ind Ltd Production of steel excellent in fatigue crack progression characteristic in wet hydrogen sulfide environment
JP3434378B2 (en) * 1995-01-20 2003-08-04 新日本製鐵株式会社 Thick steel plate with low fatigue crack propagation speed in thickness direction and method of manufacturing the same
JP2000129392A (en) * 1998-10-20 2000-05-09 Nippon Steel Corp High strength steel product excellent in fatigue crack propagation resistance, and its manufacture
DE60213736T2 (en) * 2001-11-14 2007-08-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel with improved fatigue strength and method of manufacture
JP3770208B2 (en) * 2002-05-30 2006-04-26 住友金属工業株式会社 Steel material excellent in fatigue crack growth resistance and its manufacturing method

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07242992A (en) * 1994-03-09 1995-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd Steel plate having fatigue crack arresting effect

Also Published As

Publication number Publication date
WO2004113581A1 (en) 2004-12-29
JP4706477B2 (en) 2011-06-22
CN1809648A (en) 2006-07-26
JPWO2004113581A1 (en) 2006-07-20
CN1809648B (en) 2010-07-21
KR20060018268A (en) 2006-02-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100925940B1 (en) Steel plate excellent in resistance to fatigue crack progression
US20180135154A1 (en) Low alloy steel for oil country tubular goods having excellent sulfide stress cracking resistance and manufacturing method therefor
CN108368595A (en) The excellent steels for pressure vessel use material of hydrogen-induced cracking resistance and its manufacturing method
JP6278125B2 (en) Steel tube for composite container pressure accumulator liner and method for manufacturing steel tube for composite container pressure accumulator liner
KR101491228B1 (en) High-strength thick steel plate with excellent drop weight characteristics
JP2005171337A (en) Steel product for automotive structural member and method for manufacturing the same
CN107109561A (en) The excellent heavy wall high tenacity high-tensile steel of property uniform in material and its manufacture method
CN108368594A (en) High strength steel and its manufacturing method with excellent low temperature strain-aging impact characteristics and welding heat affected zone impact characteristics
KR100709600B1 (en) Steel product excellent in characteristics of resistance to fatigue crack extension and method for production thereof
JP2015190014A (en) High strength hot rolled steel sheet and manufacturing method therefor
JP3741078B2 (en) High strength steel material with excellent fatigue crack growth resistance and its manufacturing method
JP4379085B2 (en) Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate
JP4547944B2 (en) Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate
JP3770208B2 (en) Steel material excellent in fatigue crack growth resistance and its manufacturing method
CA2361714A1 (en) Method of making a weathering grade plate and product therefrom
CN110225987A (en) Connecting pipes electric-resistance-welded steel pipe and its manufacturing method
WO2020067520A1 (en) Railway wheel
JP4687554B2 (en) Steel plate for quenched member, quenched member and method for producing the same
JP4220830B2 (en) Perlite rail excellent in toughness and ductility and manufacturing method thereof
JP7251512B2 (en) Steel plate and its manufacturing method
CN110234777A (en) Connecting pipes hot rolled steel plate
JP4061141B2 (en) Perlite high-strength rail excellent in ductility and manufacturing method thereof
JP5304619B2 (en) Steel sheet with excellent fatigue crack growth resistance and method for producing the same
AU2012393719B9 (en) Low-alloy steel for oil well pipes which has excellent sulfide stress cracking resistance, and method for manufacturing low-alloy steel for oil well pipes
KR20220089515A (en) Extra heavy gauged steel plate for steam drum having excellent surface quality and lamellar tearing resistance, and manufacturing method for the same

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130321

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140319

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160318

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170322

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180329

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190328

Year of fee payment: 13