KR20160014087A

KR20160014087A - Steel sheet excellent in bending workability, impact property and tensile property, and manufacturing method thereof

Info

Publication number: KR20160014087A
Application number: KR1020160006204A
Authority: KR
Inventors: 데츠오 야마구치
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-03-29
Filing date: 2016-01-19
Publication date: 2016-02-05
Also published as: JP2013204145A; CN103361554B; CN103361554A; JP5833964B2; KR20130111394A

Abstract

The present invention realizes a high-tension steel sheet with a high yield strength, a high tensile strength, excellent basic material toughness, excellent bending workability, excellent toughness after bending processing, a superior HAZ toughness, and a superior weldability (welding crack resistance) even though the sheet is thick. The steel sheet of the present invention satisfies a certain substance composition, and the welding crack sensitivity composition P_CM is defined with a certain formula 1 as being 0.20% or lower. The fraction of acicular ferrite in the entire tissue of steel is 70 area% or higher, and the average crystal grain diameter (circle equivalent diameter) of the entire tissue is 7 μm or shorter. The fraction of MA is 0.5 area% or lower, and the maximum value of Vickers hardness of the steel sheet surface unit is 220 or lower.

Description

TECHNICAL FIELD [0001] The present invention relates to a steel sheet having excellent bending workability, impact characteristics, and tensile properties, and a method of manufacturing the steel sheet. [0002]

본 발명은 굽힘 가공성, 충격 특성(모재 인성 및 굽힘 가공 후의 인성) 및 인장 특성이 우수한 강판과 그의 제조 방법에 관한 것으로, 판 두께가 두꺼운 경우(예컨대 100mm 정도)이어도 모재의 인장 특성(항복 강도, 인장 강도)과 인성이 우수할 뿐만 아니라 굽힘 가공성 및 굽힘 가공 후의 인성이 우수하고, 나아가서는 HAZ 인성 및 용접성도 우수한 강판과 그의 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a steel sheet excellent in bending workability, impact properties (toughness after toughness and toughness after bending) and tensile properties, and a method of manufacturing the steel sheet. Even when the plate thickness is large (e.g., about 100 mm) A tensile strength) and toughness as well as excellent bending workability and toughness after bending, and further excellent in HAZ toughness and weldability, and a method for producing the same.

교량, 선박, 해양 구조물, 압력 용기, 라인 파이프 등의 용접 구조물재로서 이용되는 항복 강도 500MPa 이상의 고장력 강판에는, 강도 외에 인성이나 용접성이 요구되고, 최근에는 대입열에서의 용접성 확보도 요구된다. 게다가, 우수한 냉간 굽힘 가공성 외에, 굽힘 가공 후의 우수한 인성 확보나, -20∼-50℃ 정도의 한냉지에서의 사용을 위한 양호한 저온 인성 확보도 아울러 요구되는 경우가 있다. 특히, 냉간 굽힘 가공에 대해서는, 각형(角形) 강관과 같은 굽힘 내부 반경 2.5t와 같은 매우 엄격한 냉간 굽힘 가공이 이루어지는 경우가 있다. 이와 같은 경우에도, 냉간 굽힘 가공 후의 인성을 확보할 것이 요구된다. 이들 특성을 향상시키기 위한 검토가 종래부터도 다수 이루어지고 있고, 구체적으로, 상기 특성을 향상시키기 위한 강판의 성분 조성 및 제조 조건 등에 대하여 다수의 제안이 이루어져 있다.High tensile strength steel plates having a yield strength of 500 MPa or more and used as welded structure materials for bridges, ships, offshore structures, pressure vessels, and line pipes are required to have toughness and weldability in addition to strength. In addition to excellent cold bending workability, it is also sometimes required to ensure excellent toughness after bending and to secure good low-temperature toughness for use in cold storage at -20 to -50 캜. Particularly, in the case of cold bending, a very severe cold bending process such as a bending inner radius of 2.5t, such as a square steel pipe, may be performed. Even in such a case, it is required to secure toughness after cold bending. Many studies for improving these properties have been made in the past. Specifically, many proposals have been made on the composition of the steel sheet, the manufacturing conditions, and the like for improving the above characteristics.

이전에는 오프라인에서 재가열 담금질하고, 추가로 재가열 템퍼링 처리하는 방법, 또한 강판을 압연한 직후에 담금질을 행하는 이른바 직접 담금질을 행하고 나서 오프라인에서 템퍼링 처리를 하는 방법이 있었다. 그러나, 이들은 오프라인에서의 템퍼링 공정이 필요하여 생산성의 저하나 공사 기간 장기화 등의 문제가 있기 때문에, 최근에는 템퍼링 처리를 생략하여 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않는 이른바 비조질(非調質)의 제조 방법이 여러 가지 제안되어 있다.There has been a method of reheating and quenching in the off-line beforehand, a method of further reheating tempering, a method of performing so-called direct quenching where quenching is performed immediately after the steel plate is rolled, and then a method of performing the tempering treatment in the off- However, since they require a temporary tempering process in the off-line, there is a problem such as a decrease in productivity or a prolonged construction period. Therefore, recently, a so-called non-tempered Various manufacturing methods have been proposed.

상기 비조질의 제조 방법으로서, 예컨대 일본 특허공개 2006-241556호 공보(특허문헌 1)에는, 성분으로서, Nb의 탄질화물, Ti의 탄화물에 의한 석출 강화의 활용에 의해, 종래의 비조질 프로세스에서 강도를 얻기 위해 첨가하고 있던 고가의 Ni나 Cu를 삭감하고, 또한 Mn 첨가량을 증가시키며, 비조질 프로세스로서, 800℃ 이상의 온도 범위로부터 냉각 속도 2∼30℃/초로 냉각하고, 이어서 550∼700℃의 온도 범위로부터 냉각 속도 0.4℃/초 이하로 냉각하는 것에 의해, 항복 강도 450MPa 이상의 고장력을 갖고, 음향 이방성이 작으면서 용접성이 우수한 고장력 강판이 얻어진다는 취지가 제안되어 있다.Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 2006-241556 (Patent Document 1), for example, discloses a method for producing a non-stabilized product by using precipitation strengthening by carbonitride of Nb and carbide of Ti as a component, The amount of Mn added is increased, and as the non-tempering process, the temperature is reduced from a temperature range of 800 占 폚 or more to a cooling rate of 2 to 30 占 폚 / sec, and then a temperature of 550 to 700 占 폚 It has been proposed that a high tensile steel sheet having a high tensile strength of 450 MPa or higher in yield strength and a low acoustic anisotropy and excellent in weldability can be obtained by cooling the steel sheet at a cooling rate of 0.4 deg.

또한, 일본 특허공개 2009-263777호 공보(특허문헌 2)도 마찬가지로, Mn 첨가량을 증가시키고, 또한 화학 성분의 적정화에 더하여, 전단 냉각 - 후단 냉각을 포함하는 비조질 프로세스를 적용하는 것에 의해, 항복 응력이 460MPa 이상이고, 모재의 강도·인성이 우수함과 더불어 용접부의 인성도 우수한 고장력 강과 그의 제조 방법에 관한 기술이 제안되어 있다.Also, in Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2009-263777 (Patent Document 2), by applying a non-tempering process including a pre-cooling and a post-stage cooling in addition to the addition of Mn and the optimization of chemical components, A high tensile strength steel having a stress of 460 MPa or more, excellent strength and toughness of a base material and excellent toughness of a welded portion, and a manufacturing method thereof have been proposed.

한편, 일본 특허공개 2001-64723호 공보(특허문헌 3)에는, 냉간 굽힘 후에도 우수한 저온 인성을 갖는 변형 시효 후의 인성이 우수한 비조질의 60킬로급 구조용 강에 관한 기술이 제안되어 있다. 이 기술은, 저C로 하고, 압연 후에 Ar₃ 이상으로부터 냉각 속도 2℃/초 이상으로 300∼600℃의 온도 영역까지 냉각하는 프로세스(가속 냉각을 실온까지의 도중에서 정지하는 프로세스)를 적용함과 더불어, 슬래브 가열 온도와 재결정 영역에서의 압연에 의해, 구오스테나이트 결정 입경, 및 베이나이트의 패킷 사이즈를 미세화하고, 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율 확보에 의한 페라이트 석출 촉진에 의해, 시멘타이트의 사이즈를 작게 하고 또한 석출량을 저감하고 있다. 그 결과, 변형 시효 후에도 우수한 인성을 확보할 수 있다는 것이 제시되어 있다.On the other hand, Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 2001-64723 (Patent Document 3) proposes a non-tempered, 60 kilo-class structural steel excellent in toughness after deformation aging having excellent low temperature toughness even after cold bending. This technique applies a process of cooling to a temperature range from Ar ₃ or more to a temperature range of 300 to 600 ° C at a cooling rate of 2 ° C / sec or more after the rolling (a process of stopping the accelerated cooling to the room temperature in the middle) In addition to this, by increasing the slab heating temperature and rolling in the recrystallization region, the grain size of the old austenite grains and the packet size of the bainite are made fine, and the ferrite precipitation is promoted by securing the cumulative rolling reduction in the non- And the amount of precipitation is reduced. As a result, it is proposed that excellent toughness can be ensured even after deformation aging.

[선행기술문헌][Prior Art Literature]

[특허문헌][Patent Literature]

(특허문헌 1) 특허공개 2006-241556호 공보(Patent Document 1) Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-241556

(특허문헌 2) 일본 특허공개 2009-263777호 공보(Patent Document 2) JP-A-2009-263777

(특허문헌 3) 일본 특허공개 2001-64723호 공보(Patent Document 3) JP-A-2001-64723

전술한 바와 같이 템퍼링 처리 생략의 관점에서, 비조질의 제조 방법이 여러 가지 제안되어 있다. 그러나, 냉간 굽힘 가공 후의 우수한 인성 확보나, -20∼-50℃ 정도의 한냉지에서의 사용을 위한 양호한 저온 인성 확보의 관점에서 이루어진 것은 아니다. 상기 일본 특허공개 2006-241556호 공보에서는, 제조 공정에 있어서 음향 이방성을 저감하도록 고온에서 압연을 행하고 있기 때문에, 특히 판 두께 80mm 이상의 후육재에서는, 달성 가능한 모재 인성은 vTrs로 -50∼-60℃ 정도이고, 냉간 굽힘 가공 후의 인성 확보나 한냉지에서의 사용을 고려하면 추가적인 검토가 필요하다고 생각된다.From the viewpoint of omitting the tempering treatment as described above, various methods for producing non-stabilized materials have been proposed. However, this is not achieved from the viewpoint of securing excellent toughness after cold bending and ensuring good low-temperature toughness for use in cold storage at -20 to -50 캜. In Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-241556, rolling is performed at a high temperature so as to reduce acoustic anisotropy in the manufacturing process. Therefore, in the case of a rolled material having a plate thickness of 80 mm or more, attainable base material toughness is -50 to -60 , And it is considered that further consideration is required when the toughness after cold bending is secured and the use in a cold place is considered.

또한, 상기 일본 특허공개 2009-263777호 공보에서는, 전단 냉각 후에 후단 냉각을 실시하고, 또한 후단 냉각의 정지 온도가 450℃ 이하에서 300℃ 정도로 비교적 저온이기 때문에, 냉각 완료 후의 서냉 과정에서의 템퍼링 효과가 적어, 강판 표면부의 경도가 큰 것으로 생각된다. 그 결과, 예컨대 굽힘 내부 반경이 2.5t로 엄격한 각형 강관을 제조하는 경우, 굽힘 가공이 가능하였다고 해도 굽힘 가공의 표층부의 균열 방지까지는 어렵다고 생각된다.Further, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-263777, since the post-stage cooling is performed after the front end cooling and the post-stage cooling stop temperature is relatively low at about 300 ° C at 450 ° C or lower, the tempering effect And the surface hardness of the steel sheet is considered to be high. As a result, it is considered that even if bending is possible, it is difficult to prevent cracks in the surface layer of the bending process, for example, when manufacturing a rectangular steel pipe having a bending inner radius of 2.5t.

한편, 상기 일본 특허공개 2001-64723호 공보는 냉간 굽힘 등을 상정하여 변형 시효 후의 인성을 개선하고 있는 것이지만, 그 상정하고 있는 변형량은 5% 정도(굽힘 내부 반경으로 하여 10t 정도)이며, 전술한 바와 같은 굽힘 내부 반경 2.5t와 같은 엄격한 냉간 굽힘 가공에서는, 굽힘 외표면부의 변형량이 20% 정도로 되기 때문에, 굽힘 가공 후의 저온 인성을 확보하는 것이 곤란하다고 생각된다. 실제로, 이 선행문헌의 실시예(본 발명예)에는, 변형 시효 전의 vTs(vTrs)가 -70℃ 정도인 예도 있지만, 모재 인성이 이 수준이면, 굽힘 내부 반경 2.5t에서의 굽힘 가공 후의 인성을 확보하는 것이 곤란하다고 생각된다.On the other hand, Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 2001-64723 proposes cold bending or the like to improve toughness after deformation aging. However, the deformation amount is assumed to be about 5% It is considered that it is difficult to ensure the low temperature toughness after bending because the amount of deformation of the outer surface portion of the bending becomes about 20% in the severe cold bending such as the bending inner radius of 2.5t. Actually, in the examples of this prior art (the present invention), vTs (vTrs) before deformation aging is about -70 ° C in some examples, but if the base material toughness is at this level, toughness after bending at a bending inner radius of 2.5t It is thought that it is difficult to secure.

본 발명은 상기의 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 판 두께가 두껍더라도 높은 항복 강도와 높은 인장 강도를 나타냄과 더불어 모재 인성, 굽힘 가공성 및 굽힘 가공 후의 인성이 우수하고, 나아가서는 HAZ 인성과 용접성(내용접균열성)도 우수한 고장력 강판을, 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않고서 생산성 좋고 또한 저렴하게 제공하는 기술을 확립하는 것에 있다.SUMMARY OF THE INVENTION The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a bimetallic steel sheet which exhibits a high yield strength and a high tensile strength even when the plate thickness is thick and excellent in toughness after bending workability and toughness after bending, And to provide a high tensile strength steel sheet excellent in weldability (content of contact cracking resistance) to provide a steel sheet with good productivity and low cost without requiring an off-line heat treatment.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 굽힘 가공성, 충격 특성 및 인장 특성이 우수한 강판은, The steel sheet excellent in bending workability, impact properties and tensile properties of the present invention,

C: 0.02∼0.05%(「질량%」의 의미. 화학 성분에 대하여 이하 동일), C: 0.02 to 0.05% (meaning "mass%", the same applies hereinafter for chemical components),

Si: 0.10∼0.40%, Si: 0.10 to 0.40%

Mn: 1.85∼2.50%, Mn: 1.85 to 2.50%

P: 0.012% 이하, P: 0.012% or less,

S: 0.005% 이하, S: 0.005% or less,

Nb: 0.020∼0.050%, Nb: 0.020 to 0.050%

Ti: 0.005∼0.020%, Ti: 0.005 to 0.020%

N: 0.0020∼0.0060%, 및 N: 0.0020 to 0.0060%, and

Al: 0.010∼0.060%Al: 0.010 to 0.060%

를 만족하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, , The balance being iron and unavoidable impurities,

하기 수학식 1로 정의되는 용접 균열 감수성 조성 P_CM이 0.20% 이하이고, Wherein the weld crack susceptibility composition P _CM defined by the following formula (1) is 0.20% or less,

강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율: 70면적% 이상, The fraction of acicular ferrite in the whole structure of the steel: not less than 70% by area,

전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경): 7㎛ 이하, 및 Average grain size (circle equivalent diameter) of the whole structure: 7 mu m or less, and

MA(Martensite-Austenite Constituent)의 분율: 0.5면적% 이하를 만족하고, A fraction of MA (Martensite-Austenite Constituent): not more than 0.5% by area,

또한 강판 표면부의 비커스 경도의 최고값이 220 이하이다.The maximum Vickers hardness at the surface of the steel sheet is 220 or less.

[수학식 1에서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B는 각 원소의 강 중 함유량(질량%)을 나타낸다.]In the formula (1), C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V and B represent the content (mass%) in the steel of each element.

상기 강판은 추가로 다른 원소로서 Cu: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유하고 있어도 좋다.The steel sheet may further contain at least one element selected from the group consisting of not more than 0.50% of Cu (not including 0%) and not more than 0.50% of Ni (not including 0%) as other elements .

또한 상기 강판은 추가로 다른 원소로서 Ca: 0.0005∼0.0050%를 함유하고 있어도 좋다.The steel sheet may further contain Ca: 0.0005 to 0.0050% as another element.

본 발명은 상기 강판의 제조 방법도 포함하는 것으로, 그 제조 방법은 상기 성분 조성을 갖는 강편을 1050∼1200℃로 가열하고, 이어서 표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상, 또한 표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상으로 되도록 열간 압연을 행한 후, 표면 온도가 Ar₃ 이상인 온도로부터 4∼100℃/s의 평균 냉각 속도로 450∼600℃인 온도 영역까지 냉각하고, 그 후 공냉하는 점에 특징을 갖는다.The present invention also includes a method for producing the above steel sheet, wherein the steel strip having the above-mentioned composition is heated to 1050 to 1200 占 폚 and then a cumulative rolling reduction of not less than 30% in a temperature range of 900 to 1050 占 폚 , from also after carrying out a hot rolling, the surface temperature such that the temperature in the region 750~850 ℃ cumulative rolling reduction is 30% or more, a surface temperature of not less than Ar ₃ temperature 450-600 at an average cooling rate of 4~100 ℃ / s Deg.] C, and then air-cooled.

본 발명에 의하면, 판 두께가 80mm 이상으로 두꺼운 경우이어도 높은 인장 특성(항복 강도(YS)가 500MPa 이상, 또한 인장 강도(TS)가 570MPa 이상)을 나타냄과 더불어 모재 인성, 굽힘 가공성 및 굽힘 가공 후의 인성이 우수하고, 나아가서는 HAZ 인성과 용접성(내용접균열성)도 우수한 고장력 강판을, 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않고서 생산성 좋고 또한 저렴하게 제공할 수 있다. 상기 특성을 갖는 본 발명의 강판은 예컨대 교량이나 선박, 해양 구조물, 압력 용기, 라인 파이프 등의 용접 구조 부재로서 이용할 수 있다.According to the present invention, even when the plate thickness is as large as 80 mm or more, it exhibits high tensile properties (yield strength (YS) of 500 MPa or more and tensile strength (TS) of 570 MPa or more), and toughness, bending workability It is possible to provide a high tensile strength steel sheet excellent in toughness and also excellent in HAZ toughness and weldability (content contact cracking resistance) at high productivity and inexpensively without requiring an off-line heat treatment. The steel sheet of the present invention having the above characteristics can be used as a welded structure member of, for example, a bridge, a ship, an offshore structure, a pressure vessel, and a line pipe.

도 1은 아시큘러 페라이트의 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 아시큘러 페라이트의 분율과 인장 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 전체 조직의 평균 결정 입경과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 MA 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 전체 조직의 평균 결정 입경과 vTrs(충격 특성)의 관계를 나타내는 그래프이다.1 is a graph showing the relationship between the fraction of acicular ferrite and the yield strength.
2 is a graph showing the relationship between the fraction of acicular ferrite and the tensile strength.
3 is a graph showing the relationship between the average grain size and the yield strength of the whole structure.
4 is a graph showing the relationship between the MA fraction and the yield strength.
5 is a graph showing the relationship between the average crystal grain size of the whole structure and vTrs (impact characteristics).

본 발명자들은 상기 사정을 감안하여, 판 두께가 두꺼운 경우(후육)이어도 모재의 항복 강도와 인장 강도가 높고, 또한 모재 인성이 우수함과 더불어, 굽힘 가공성, 굽힘 가공 후의 인성, 나아가서는 HAZ 인성이나 용접성(내용접균열성)도 우수한 강판을 얻기 위한 방법에 대하여 예의 검토하였다.In view of the above circumstances, the inventors of the present invention have found that even when the plate thickness is thick (in the backing), the yield strength and tensile strength of the base material are high and the toughness of the base material is excellent and the bending workability, toughness after bending, A method of obtaining a steel sheet having excellent strength (cracking resistance to the substrate) was studied extensively.

그 결과, 강판 내부의 냉각 속도를 크게 할 수 없는 후육재에 대하여, 가속 냉각을 실온까지의 도중에서 정지하는 프로세스를 적용하여 상기 특성을 확보하기 위해서는, 화학 성분으로서, 저카본으로 하고, 또한 Nb 첨가에 의해 페라이트 노즈를 장시간 측으로 한 뒤에 오스테나이트 안정화 원소(Mn, 나아가서는 필요에 따라 Ni 등)를 첨가하여 변태 온도를 낮춰, 오스테나이트 영역에서의 재결정 압연과 미재결정 압연을 적절히 실시하고, 추가로 상기 프로세스에 있어서, 가속 냉각의 냉각 개시 온도, 냉각 속도 및 냉각 정지 온도를 소정의 범위 내로 제어하여, 조직을 미세한 아시큘러 페라이트(acicular ferrite) 주체의 조직으로 하고, 또한 국부적으로 C가 농축된 경질상인 M-A(Martensite-Austenite Constituent) 조직(이하, 「MA」라고 한다)을 극히 적게 하는 것이 중요하다는 것을 발견하였다(한편, 이하에서는, 본 발명에 있어서의 가속 냉각을 실온까지의 도중에서 정지하는 프로세스를 「본 발명의 가속 냉각 프로세스」라고 하는 경우가 있다).As a result, in order to ensure the above characteristics by applying the process of stopping the accelerated cooling to the room temperature in the course of the heavy metal material in which the cooling rate inside the steel sheet can not be increased, it is necessary to use low carbon as the chemical component and Nb After the ferrite nose has been turned to the long-time side by the addition, the austenite stabilizing element (Mn, and if necessary, Ni or the like) is added to lower the transformation temperature to appropriately perform the recrystallization rolling and the non-recrystallization rolling in the austenite region, The cooling start temperature, the cooling speed and the cooling stop temperature of the accelerated cooling are controlled to fall within a predetermined range in the above process so that the structure becomes a structure of a fine acicular ferrite main body and a structure in which C is concentrated locally It is important to minimize the number of MA (Martensite-Austenite Constituent) tissue (hereinafter referred to as "MA"), It was found that (the other hand, in the following, the accelerated cooling of the present invention there is a case that the process "accelerated cooling process of the present invention" for stopping on the way up to room temperature).

또한, 굽힘 내부 반경이 2.5t로 되는 것과 같은 엄격한 냉간 굽힘 가공이 이루어진 경우에도, 표면 균열이 생기지 않는 양호한 굽힘 가공성을 확보하기 위해서는, 강판의 표면 경도를 저감하는 것이 유효하기 때문에, 그 방법을 검토한 바, 화학 성분 조성에 있어서 저카본으로 하여 최고 경도를 낮게 억제함과 더불어, 특히 가속 냉각의 정지 온도를 비교적 고온으로 하여 템퍼링 효과를 유효하게 활용하면 좋다는 것을 발견하였다.Further, even in the case where a severe cold bending process such as a bending inner radius of 2.5 t is carried out, since it is effective to reduce the surface hardness of the steel sheet in order to secure good bending workability without surface cracking, As a result, it has been found that it is possible to effectively use the tempering effect by suppressing the maximum hardness to a low level in the composition of the chemical composition, and at the relatively high temperature for stopping the accelerated cooling.

게다가, 강재의 성분 조성에 있어서, 용접 균열 감수성 조성(P_CM)을 0.20% 이하로 억제하는 것에 의해, 용접 균열도 억제되어 용접성이 우수함과 더불어, 15kJ/mm와 같은 대입열에서도 용접열 영향부의 인성(HAZ 인성)이 높은 강판을 얻을 수 있다.In addition, by suppressing the weld crack-sensitive composition (P _CM ) to 0.20% or less in the composition of the steel, weld cracking is suppressed and weldability is excellent. In addition, even in a substitution heat such as 15 kJ / mm, A steel sheet having high toughness (HAZ toughness) can be obtained.

이하, 본 발명의 강판에 대하여 상세히 기술한다. 우선, 본 발명의 강판의 성분 조성을 규정한 이유부터 설명한다.Hereinafter, the steel sheet of the present invention will be described in detail. First, the reason for defining the composition of the steel sheet of the present invention will be described.

[C: 0.02∼0.05%][C: 0.02-0.05%]

C는 강판의 강도를 높이는 효과가 있다. C 함유량이 0.02% 미만이면, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 필요한 모재 강도를 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, 본 발명에서는 0.02% 이상으로 하였다. 바람직하게는 0.03% 이상이다.C has the effect of increasing the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.02%, the acicular ferrite structure is not sufficiently obtained, and it becomes difficult to secure the required base material strength. Therefore, in the present invention, the C content is set to 0.02% or more. It is preferably 0.03% or more.

한편, C는 HAZ 인성을 열화시키는 원소이고, 또한 내용접균열성을 열화시키기 쉬운 원소이기도 하다. 또한, C 함유량이 0.05%를 초과하면, 모재 강도는 확보하기 쉬워지지만, 냉각 속도에 대한 경도의 감수성이 커진다. 그 결과, 본 발명의 가속 냉각 프로세스에 있어서 냉각 속도가 커지면, 강판 표면부의 경도가 커져 굽힘 가공성이 열화된다. 또, C 함유량이 과잉이면, 본 발명의 가속 냉각 프로세스를 거친 후에 MA가 잔류하기 쉬워져, 항복 강도 500MPa 이상을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 본 발명에서는 C량의 상한을 0.05%로 하였다. C 함유량은 바람직하게는 0.04% 이하이다.On the other hand, C is an element which deteriorates the HAZ toughness and is also an element which easily deteriorates the contact surface cracking property. On the other hand, if the C content exceeds 0.05%, the base material strength tends to be secured, but the susceptibility to hardness with respect to the cooling rate increases. As a result, when the cooling rate is increased in the accelerated cooling process of the present invention, the hardness of the surface portion of the steel sheet becomes large and the bending workability deteriorates. If the C content is excessive, the MA tends to remain after the accelerated cooling process of the present invention, and it becomes difficult to obtain a yield strength of 500 MPa or more. Accordingly, in the present invention, the upper limit of the amount of C was set to 0.05%. The C content is preferably 0.04% or less.

[Si: 0.10∼0.40%][Si: 0.10 to 0.40%]

Si는 탈산재로서 유효한 원소이다. 또한, 아시큘러 페라이트 조직을 확보하여 모재 강도의 향상에 유효한 원소이기도 하다. 이러한 강화 기구를 발휘시키기 위해서는, Si를 0.10% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나, Si 함유량이 과잉으로 되면, 모재 인성과 굽힘 가공 후의 인성(충격 특성)이 열화되기 쉽다. 또한 Si 함유량이 과잉으로 되면, HAZ 인성과 용접성의 열화를 초래하기 쉬워지기 때문에, 0.40% 이하로 한다. 바람직한 상한은 0.35%이다.Si is an effective element as a de-oxidation material. In addition, it is an element effective in securing an acicular ferrite structure and improving the strength of the base material. In order to exhibit such a strengthening mechanism, it is necessary to contain Si at 0.10% or more. It is preferably at least 0.15%. However, if the Si content is excessive, the toughness of the base material and the toughness (impact property) after bending tend to deteriorate. In addition, if the Si content is excessive, the HAZ toughness and weldability tend to be deteriorated, so that the Si content is 0.40% or less. The preferred upper limit is 0.35%.

[Mn: 1.85∼2.50%][Mn: 1.85 to 2.50%]

Mn은 오스테나이트를 안정화시키고, 변태 온도를 저온화시키는 것에 의해 담금질성을 향상시켜 강도 향상에 유효함과 더불어, 저온 변태에 의한 결정립 미세화 효과에 의해 충격 특성의 확보에 유효한 원소이다. 게다가, 본 발명에 있어서의 아시큘러 페라이트 조직의 확보를 Cu, Ni와 같은 원소의 첨가보다도 저렴하게 달성하는 것이 가능해진다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn을 1.85% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 1.90% 이상이다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면, HAZ 인성이 열화되기 때문에, Mn 함유량의 상한을 2.50%로 한다. 바람직한 상한은 2.40%이다.Mn stabilizes the austenite and lowers the transformation temperature to improve the hardenability to improve the strength, and is an element effective for securing the impact characteristics by grain refinement by the low temperature transformation. In addition, it is possible to secure the acicular ferrite structure in the present invention at a lower cost than the addition of elements such as Cu and Ni. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain Mn of 1.85% or more. It is preferably 1.90% or more. However, if Mn is contained excessively, the HAZ toughness deteriorates, so the upper limit of the Mn content is set to 2.50%. The preferred upper limit is 2.40%.

[P: 0.012% 이하][P: 0.012% or less]

불가피적 불순물인 P는 충격 특성과 HAZ 인성에 악영향을 미치는 원소이기 때문에, P 함유량을 0.012% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010% 이하이다.P, which is an inevitable impurity, is an element that adversely affects the impact properties and HAZ toughness, and therefore it is necessary to suppress the P content to 0.012% or less. It is preferably 0.010% or less.

[S: 0.005% 이하][S: 0.005% or less]

S는 MnS를 형성하여 충격 특성(모재 인성, 굽힘 가공 후의 인성)과 HAZ 인성을 열화시키기 때문에, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 이러한 관점에서, S 함유량은 0.005% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.003% 이하이다.Since S forms MnS to deteriorate the impact properties (toughness of the base material, toughness after bending) and HAZ toughness, it is preferable that S is as small as possible. From this point of view, the S content should be 0.005% or less. It is preferably 0.003% or less.

[Nb: 0.020∼0.050%][Nb: 0.020 to 0.050%]

Nb는 오스테나이트의 저온도 영역에서 미재결정 영역을 형성하는 데 유효한 원소이고, 이 저온의 미재결정 영역에서 압연하는 것에 의해 모재의 조직 미세화 및 고인성화를 도모할 수 있다. 또한, 후술하는 본 발명의 가속 냉각 프로세스 후의 석출 강화를 실현하여 모재의 고강도화에도 유효한 원소이다. 또한 본 발명에 있어서 Nb는, 전술한 바와 같이 「저C 및 고Mn으로 함과 더불어, Nb를 소정량 첨가하고, 또한 제조 공정에 있어서, Nb가 고용되는 온도까지 가열하고, 오스테나이트 미재결정 영역에서 적절한 압하를 가하는 것에 의해 아시큘러 페라이트 조직을 얻기」 위해 필요 불가결한 원소이다. 게다가, 상기 고용 Nb는 강의 연속 냉각 변태에 있어서 페라이트 변태를 늦추는(페라이트 노즈를 장시간 측으로 하는) 효과가 있어, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하여 모재의 고강도화에 기여한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb를 0.020% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.030% 이상이다. 그러나, Nb 함유량이 과잉으로 되면, HAZ 인성이 열화되기 때문에, 0.050% 이하로 할 필요가 있다. 바람직한 상한은 0.040%이다.Nb is an element effective to form a non-recrystallized region in a low temperature region of austenite. By rolling in this low-temperature non-recrystallized region, the texture of the base material can be made finer and more dense. It is also effective in realizing precipitation strengthening after the accelerated cooling process of the present invention to be described later to increase the strength of the base material. Further, in the present invention, as described above, Nb is added to a low-C and high-Mn, and a predetermined amount of Nb is added and further heated to a temperature at which Nb is solidified in the production process, To obtain an acicular ferrite structure by applying an appropriate pressing force to the steel sheet. In addition, the solid solution Nb has an effect of delaying the ferrite transformation (making the ferrite nose long side) in the continuous cooling transformation of the steel, thereby suppressing the formation of polygonal ferrite and contributing to the strengthening of the base material. In order to exhibit these effects, Nb must be contained in an amount of 0.020% or more. It is preferably 0.030% or more. However, if the Nb content is excessive, the HAZ toughness deteriorates, and therefore, it is required to be 0.050% or less. The preferred upper limit is 0.040%.

[Ti: 0.005∼0.020%][Ti: 0.005 to 0.020%]

Ti는 N과 질화물(TiN)을 형성하여 열간 압연 전의 가열 시에 오스테나이트립(γ립)의 조대화를 방지하고, 얻어지는 조직을 미세화하는 것에 의해, 높은 항복 강도의 확보, 및 충격 특성과 HAZ 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 또, N을 고정시켜 고용 Nb를 확보하는 것에 의해, 오스테나이트 미재결정 영역을 확보하고, 또한 제조 공정에 있어서 본 발명의 가속 냉각 프로세스 후에 석출 강화시켜, 항복 강도를 높이는 데에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti를 0.005% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, Ti 함유량이 과잉으로 되면, TiN 외에 TiC가 석출되어, 충격 특성과 HAZ 인성이 열화된다. 따라서 Ti 함유량은 0.020% 이하로 한다. 바람직하게는 0.018% 이하이다.Ti forms N and nitride (TiN) to prevent coarsening of the austenite grains (? Lip) during heating before hot rolling, and to obtain a high yield strength, It is an element contributing to the improvement of humanity. It is also an element effective in securing an austenite non-recrystallized region by securing solid solution Nb by fixing N, and also in precipitating and strengthening in the manufacturing process after the accelerated cooling process of the present invention to increase the yield strength. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain Ti in an amount of 0.005% or more. It is preferably 0.010% or more. However, if the Ti content is excessive, TiC precipitates in addition to TiN, which deteriorates impact properties and HAZ toughness. Therefore, the Ti content should be 0.020% or less. Preferably 0.018% or less.

[N: 0.0020∼0.0060%][N: 0.0020 to 0.0060%]

N은 Ti와 함께 TiN을 생성하고, 열간 압연 전의 가열 시 및 용접 시에 오스테나이트립의 조대화를 방지하여, 충격 특성이나 HAZ 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. N 함유량이 0.0020% 미만이면, TiN이 부족하고, 상기 오스테나이트립이 조대해져, 충격 특성이나 HAZ 인성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는, N량을 0.0020% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0025% 이상이다. 한편, N 함유량이 과잉으로 되어 0.0060%를 초과하면, 충격 특성과 HAZ 인성이 오히려 열화된다. 따라서 본 발명에서는, N량의 상한을 0.0060%로 한다. 바람직한 상한은 0.0055%이다.N is an element effective for generating TiN together with Ti and preventing coarsening of austenite grains during heating and welding before hot rolling, thereby improving impact characteristics and HAZ toughness. If the N content is less than 0.0020%, TiN is insufficient, the austenite grains become coarse, and impact properties and HAZ toughness are deteriorated. Therefore, in the present invention, the N content should be 0.0020% or more. It is preferably 0.0025% or more. On the other hand, if the N content becomes excessive and exceeds 0.0060%, impact properties and HAZ toughness are rather deteriorated. Therefore, in the present invention, the upper limit of the amount of N is set to 0.0060%. The preferred upper limit is 0.0055%.

[Al: 0.010∼0.060%][Al: 0.010 to 0.060%]

Al은 탈산에 필요한 원소이기 때문에, 0.010% 이상 함유시킨다. 바람직하게는 0.020% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.030% 이상이다. 한편, Al을 과잉으로 함유시키면, 알루미나계의 조대한 개재물을 형성하여 충격 특성이 저하되기 때문에, 0.060% 이하로 한다. 바람직하게는 0.050% 이하이다.Since Al is an element necessary for deoxidation, it is contained in an amount of 0.010% or more. , Preferably not less than 0.020%, and more preferably not less than 0.030%. On the other hand, when Al is contained excessively, coarse inclusions of alumina are formed and the impact characteristics are deteriorated. And preferably 0.050% or less.

본 발명 강판의 성분은 상기와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것이다. 또한, 상기 원소에 더하여 추가로 하기의 원소를 함유시킬 수도 있고, 이들 원소를 적량 함유시키는 것에 의해 강도나 인성 등을 더욱 높일 수 있다. 이하, 이들 원소에 대하여 상세히 기술한다.The components of the steel sheet of the present invention are as described above, and the balance consists of iron and unavoidable impurities. Further, in addition to the above elements, the following elements may be further contained. By appropriately containing these elements, the strength, toughness and the like can be further increased. Hereinafter, these elements will be described in detail.

[Cu: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소][At least one element selected from the group consisting of Cu: not more than 0.50% (not including 0%) and Ni: not more than 0.50% (not including 0%)]

Cu와 Ni는 어느 것이나 용접성 및 HAZ 인성에 큰 악영향을 미침이 없이 모재의 강도 및 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu와 Ni를 각각 0.10% 이상(보다 바람직하게는 0.15% 이상) 함유시키는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 저렴한 Mn의 첨가량을 확보하는 것에 의해, 고가인 Cu, Ni의 첨가량을 극력 저감하는 것을 목적으로 하고 있다. 따라서, 이들 원소의 함유량 상한은 야금적으로는 제약되지 않지만, 원료 비용을 저감하는 관점에서 각각 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.45% 이하이다.Both Cu and Ni are effective elements for improving the strength and toughness of the base material without adversely affecting the weldability and HAZ toughness. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain Cu and Ni in an amount of 0.10% or more (more preferably 0.15% or more). In the present invention, it is aimed to minimize the amount of expensive Cu and Ni added by ensuring the amount of low-Mn added. Therefore, the upper limit of the content of these elements is not limited in terms of metallurgy, but is preferably 0.50% or less from the viewpoint of reducing the cost of raw materials. More preferably, it is 0.45% or less.

[Ca: 0.0005∼0.0050%][Ca: 0.0005 to 0.0050%]

Ca는 MnS를 구상화하여 내용접균열성에 대한 무해화에 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ca를 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, Ca 함유량이 과잉으로 되면, 개재물을 조대화시켜, 모재 인성을 열화시킨다. 따라서 Ca 함유량의 상한을 0.0050%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.0040%이다.Ca is an element effective to neutralize MnS and cause detrimental effects on the surface cracking resistance. In order to exhibit such effects, Ca is preferably contained in an amount of 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more. However, if the Ca content becomes excessive, the inclusions are coarsened and the toughness of the base material deteriorates. Therefore, it is preferable to set the upper limit of the Ca content to 0.0050%. A more preferred upper limit is 0.0040%.

또한 본 발명에서는, 하기 수학식 1로 정의되는 용접 균열 감수성 조성(P_CM)을 규정한다.The present invention also defines a weld cracking susceptibility composition (P _CM ) defined by the following formula (1).

[하기 수학식 1로 표시되는 P_CM: 0.20% 이하][P _CM represented by the following formula (1): not more than 0.20%

[수학식 1][Equation 1]

P_CM = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×BP _CM = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo /

P_CM은 용접 균열 감수성 조성이라고 불리고, 판 두께가 예컨대 100mm로 후육이고 구속도가 큰 강판에 있어서도 용접 균열을 안정적으로 억제하기 위해서는, 0.20% 이하로 할 필요가 있다. P_CM은 바람직하게는 0.19% 이하이다.P _CM is referred to as a weld crack-susceptible composition, and it is required to be 0.20% or less in order to stably suppress weld crack even in a steel sheet having a plate thickness of 100 mm, for example, and having a large retainer. The P _CM is preferably 0.19% or less.

한편, P_CM의 값은 작을수록 바람직하고 특별히 하한은 없지만, 본 발명의 화학 성분 조성에서는, P_CM의 하한은 대략 0.14% 정도가 된다. 본 발명에 있어서, 상기 수학식 1에 포함되지 않는 원소에 대해서는 함유량을 영(0)으로 하여 산출하였다.On the other hand, the smaller the value of P _CM is, the more preferable and the lower the lower limit, but the lower limit of P _CM is about 0.14% in the chemical composition of the present invention. In the present invention, the content of the element not included in the formula (1) is calculated as zero (0).

다음으로, 본 발명에서 강 조직(마이크로 조직)을 한정한 이유에 대하여 기술한다.Next, the reason why the steel structure (microstructure) is limited in the present invention will be described.

본 발명에서는, 원하는 특성(특히 높은 항복 강도와 인장 강도, 우수한 충격 특성)을 확보하기 위해서는, 강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율을 70면적% 이상으로 하고, 또한 전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경)을 7㎛ 이하로 하고, 또한 MA의 분율을 0.5면적% 이하로 할 필요가 있다.In the present invention, in order to secure desired characteristics (particularly a high yield strength and tensile strength and excellent impact characteristics), the fraction of acicular ferrite in the whole structure of the steel is set to 70% or more by area and the average crystal grain size Circle equivalent diameter) should be 7 탆 or less and the fraction of MA should be 0.5% or less.

한편, 후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 조직을 규정하고 있는 부위는 판 두께 1/4 부위이다. 당해 부위는 모재의 기계적 성질을 평가하는 데 일반적으로 이용되는 부위이어서, 그 부위에서의 조직을 규정하였다.On the other hand, as shown in Examples to be described later, the portion defining the structure is the 1/4 plate thickness portion. The site is a site commonly used to evaluate the mechanical properties of the base material, and the structure at that site is defined.

이하, 상기와 같이 규정한 이유에 대하여 말한다.Hereinafter, the reason for the above-mentioned provision will be described.

[강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율: 70면적% 이상][Fraction of acicular ferrite in the whole structure of the steel: not less than 70% by area]

본 발명에서는, 모재의 인장 특성과 모재 인성을 확보하기 위해, 성분 조성의 적정화(저C + 고Mn + Nb, Ti 첨가)와 가열·압연 조건의 적정화에 더하여, 본 발명의 가속 냉각 프로세스를 채용하는 것에 의해, 강의 변태 강화와 Nb의 석출 강화를 활용하고 있다. 그러나, 강의 변태 조직 중에서 가장 고온에서 변태 개시되어, 확산 변태가 주이고, 연질인 폴리고날 페라이트가 많아지면, 인장 특성, 특히 항복 강도 500MPa 이상을 만족하는 것이 곤란해진다. 따라서, 폴리고날 페라이트보다도 저온에서 변태되는 조직이고, 인장 특성과 충격 특성의 확보에 유효한 아시큘러 페라이트를 주체 조직으로 하는 것이 필요하다.In the present invention, in order to secure the tensile properties and the base metal toughness of the base material, the accelerating cooling process of the present invention is employed in addition to the optimization of the composition of the components (low C + high Mn + Nb, Ti addition) By using this method, reinforcement of steel transformation and precipitation strengthening of Nb are utilized. However, when the transformation is started at the highest temperature among the steel transformation structures and diffusion softening is dominant and soft polygonal ferrite is increased, it becomes difficult to satisfy the tensile characteristics, particularly, the yield strength of 500 MPa or more. Therefore, it is necessary to use acicular ferrite as a main body structure which is a structure that is transformed at a lower temperature than polygonal ferrite and effective in securing tensile characteristics and impact characteristics.

구체적으로는, 아시큘러 페라이트를 강의 전체 조직에 대하여 70면적% 이상으로 할 필요가 있다. 아시큘러 페라이트의 분율이 70면적%를 하회하면, 즉 아시큘러 페라이트 이외의 조직으로서 폴리고날 페라이트 조직이 증가하면, 전술한 바와 같이 모재 강도의 확보가 곤란해진다. 또한, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직의 분율이 증가하면, 모재 인성의 확보가 곤란해지기 때문에 바람직하지 않다.Concretely, it is necessary that the acicular ferrite is 70% by area or more with respect to the whole structure of the steel. When the fraction of the acicular ferrite is less than 70% by area, that is, when the polygonal ferrite structure increases as a structure other than the acicular ferrite, it becomes difficult to secure the strength of the base material as described above. Further, if the proportion of the bainite structure or the martensite structure increases, it is not preferable because it becomes difficult to secure the toughness of the base material.

아시큘러 페라이트의 분율은 보다 바람직하게는 80면적% 이상이다. 아시큘러 페라이트의 분율은 높을수록 좋고, 상한은 특별히 만들지 않는다.The fraction of acicular ferrite is more preferably 80% or more by area. The higher the fraction of acicular ferrite is, the better the upper limit is not made.

상기 아시큘러 페라이트의 정의는 불명확한 부분이 많지만, 본 발명에 있어서의 아시큘러 페라이트는 유사 폴리고날 페라이트, 그래뉼러 베이니틱 페라이트를 포함하는 것으로 한다. 한편, 구오스테나이트 입계가 분명히 보존되어 있는 경우, 그 구오스테나이트 입계로 둘러싸여 있는 조직을 베이나이트 조직 또는 마르텐사이트 조직으로서 구별하였다.Although the definition of the acicular ferrite is many unclear, the acicular ferrite in the present invention includes similar polygonal ferrite and granular bainitic ferrite. On the other hand, when the old austenite grain boundary is clearly preserved, the structure surrounded by the old austenite grain boundary is distinguished as a bainite structure or a martensitic structure.

상기 아시큘러 페라이트 이외에 존재하는 조직으로서, 제조 공정에서 불가피적으로 형성되는 폴리고날 페라이트나 베이나이트, 마르텐사이트를 들 수 있다. 보다 우수한 특성을 얻는 관점에서는, 상기 폴리고날 페라이트를 20면적% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 10면적% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.Polygonal ferrite, bainite, and martensite, which are inevitably formed in the manufacturing process as a structure other than the acicular ferrite, can be mentioned. From the viewpoint of obtaining more excellent characteristics, it is preferable to suppress the polygonal ferrite to 20% or less, more preferably 10% or less.

[전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경): 7㎛ 이하][Average crystal grain size of whole structure (circle equivalent diameter): 7 탆 or less]

본 발명에서는, 굽힘 가공 후의 우수한 인성을 확보하기 위해, 모재의 인성(특히는 저온 인성)을 높이는(vTrs≤-85℃) 것이 필요하다. 그것을 위해서는, 전술한 바와 같이 강 조직을 아시큘러 페라이트 주체로 함과 더불어, 전체 조직의 평균 결정 입경을 원 상당 직경으로 7㎛ 이하로 할 필요가 있다. 상기 평균 결정 입경이 7㎛를 초과하면, 아시큘러 페라이트 주체의 조직이어도 모재의 저온 인성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 조직이 조대해지면, 조직 미세화에 의한 항복 강도의 상승 효과가 작아져, 항복 강도 500MPa 이상을 만족하는 것이 곤란해진다. 전체 조직의 평균 결정 입경은 바람직하게는 6㎛ 이하이다. 여기서 말하는 전체 조직은, 아시큘러 페라이트 이외의 조직도 포함하는 모든 조직이 대상인 것을 의미하고 있다.In the present invention, in order to secure excellent toughness after bending, it is necessary to increase the toughness (particularly, low temperature toughness) of the base material (vTrs &le; For this purpose, as described above, it is necessary that the steel structure is an acicular ferrite main body and the average crystal grain size of the whole structure is 7 탆 or less in terms of the circle equivalent diameter. If the average crystal grain size exceeds 7 탆, it is difficult to ensure the low temperature toughness of the base material even in the structure of the main body of the acicular ferrite. In addition, if the structure becomes coarse, the synergistic effect of the yield strength due to the microstructure becomes small, and it becomes difficult to satisfy the yield strength of 500 MPa or more. The average crystal grain size of the whole structure is preferably 6 mu m or less. The whole organization referred to here means that all the tissues including the tissues other than the acicular ferrite are the target.

[MA의 분율: 0.5면적% 이하][Fraction of MA: not more than 0.5% by area]

본 발명에서는, 높은 인장 강도를 확보함과 더불어 높은 항복 강도를 달성하는 것을 특징으로 하고 있고, 그것을 위해서는 MA의 분율을 0.5면적% 이하로 할 필요가 있다. MA의 분율이 0.5면적%를 초과하면, 경질인 MA에 의한 항복비 저감 효과에 의해 항복 강도가 저하되어 버려, 높은 항복 강도를 달성할 수 없게 된다. MA의 분율은 바람직하게는 0.3면적% 이하이다.The present invention is characterized in that a high tensile strength is secured and a high yield strength is achieved. For this purpose, it is necessary to set the fraction of MA to 0.5% or less by area. If the fraction of MA exceeds 0.5 area%, the yield strength is lowered due to the effect of yielding reduction by hard MA, and a high yield strength can not be attained. The fraction of MA is preferably 0.3 area% or less.

[강판 표면부의 비커스 경도의 최고값: 220 이하][Maximum value of Vickers hardness on the surface of steel sheet: 220 or less]

또한 본 발명에서는, 굽힘 가공성이 우수한 고장력 강판으로 하기 위해, 강판 표면부의 경도를 저감할 필요가 있다. 상세하게는, 강판 표면부(후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 강판 표면으로부터 1mm 깊이의 위치)의 비커스 경도의 최고값을 220 이하로 억제할 필요가 있다. 상기 비커스 경도의 최고값이 220을 초과하면, 굽힘 내부 반경이 2.5t라는 엄격한 냉간 굽힘 가공을 행하는 경우에, 강판 표면부에 균열이 생길 우려가 있다. 상기 비커스 경도의 최고값은 보다 바람직하게는 215 이하이다.Further, in the present invention, in order to obtain a high-strength steel sheet excellent in bending workability, it is necessary to reduce the hardness of the surface portion of the steel sheet. Specifically, it is necessary to limit the maximum value of the Vickers hardness at the surface portion of the steel sheet (at a position 1 mm deep from the surface of the steel sheet as shown in Examples described later) to 220 or less. If the maximum value of the Vickers hardness exceeds 220, cracks may be formed on the surface of the steel sheet in the case of performing a severe cold bending process with a radius of bend of 2.5t. The maximum value of the Vickers hardness is more preferably 215 or less.

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.Next, a method of manufacturing the steel sheet of the present invention will be described.

본 발명에서는, 상기 기재된 화학 성분 조성을 갖는 강편을 1050∼1200℃로 가열하고, 이어서 표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상, 또한 표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상으로 되도록 열간 압연을 행한 후, 표면 온도가 Ar₃ 이상인 온도로부터 4∼100℃/s의 평균 냉각 속도로 450∼600℃인 온도 영역까지 냉각하고, 그 후 공냉한다. 이하, 상기와 같이 규정한 이유에 대하여 기술한다.In the present invention, the steel piece having the above-described chemical composition is heated to 1050 to 1200 占 폚 and then heated to a temperature at which the cumulative rolling reduction is 30% or more and the surface temperature is 750 to 850 占 폚 after the cumulative rolling reduction in the area subjected to hot rolling to 30% or more, the surface temperature is cooled to the Ar ₃ or more in a temperature range from a temperature at an average cooling rate of 450~600 ℃ 4~100 ℃ / s, and thereafter air-cooling do. Hereinafter, reasons for the above-described provision will be described.

[열간 압연 시의 강편의 가열 온도: 1050∼1200℃][Heating temperature of the steel strip during hot rolling: 1050 to 1200 占 폚]

이 가열 온도는 열간 압연 전의 조직 제어에 큰 영향을 준다. 규정량의 Nb를 함유시켜도 가열 온도가 1050℃ 미만이면, Nb의 고용이 불충분해지고, 고용 Nb에 의한 재결정 억제 효과가 작아져, 조직 미세화의 효과가 작아진다. 게다가, 고용 Nb가 적으면, 가속 냉각 중의 연속 냉각 변태 시의 페라이트 변태를 늦춰 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하는 효과나, 본 발명의 가속 냉각 프로세스에서의 가속 냉각 도중 정지 후의 석출 강화와 같은 효과가 작아져, 우수한 인장 특성을 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서 본 발명에서는, 가열 온도를 1050℃ 이상으로 하였다. 바람직하게는 1080℃ 이상이다. 한편, 가열 온도가 1200℃를 초과하면, 오스테나이트(γ) 입경의 조대화에 의해 충격 특성이 열화되고, 또한 원하는 항복 강도를 확보할 수 없다. 따라서 본 발명에서는, 가열 온도의 상한을 1200℃로 한다. 보다 바람직하게는 1180℃ 이하이다.This heating temperature has a great influence on the structure control before hot rolling. Even if the specified amount of Nb is contained, if the heating temperature is less than 1050 deg. C, the solubilization of Nb becomes insufficient, the effect of suppressing recrystallization by solid solution Nb becomes small, and the effect of microstructure becomes small. Further, when the solid solution Nb is small, the effect of retarding the ferrite transformation at the time of the continuous cooling transformation in the accelerated cooling and the effect of suppressing the formation of the polygonal ferrite and the effect such as precipitation strengthening after stopping during the accelerated cooling in the present invention And it becomes difficult to secure an excellent tensile property. Therefore, in the present invention, the heating temperature is set to 1050 DEG C or higher. Preferably 1080 DEG C or more. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1200 ° C, the impact characteristics are deteriorated due to the coarsening of the austenite (?) Grain size, and the desired yield strength can not be secured. Therefore, in the present invention, the upper limit of the heating temperature is 1200 占 폚. More preferably 1180 占 폚 or less.

[표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역에서의 누적 압하율: 30% 이상][Cumulative rolling reduction in temperature range of surface temperature of 900 to 1050 占 폚: 30% or more]

표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역은, 고용 Nb량이 충분히 확보되어 있는 상태에서도 열간 압연 시에 오스테나이트가 재결정되는 온도 영역이다. 우수한 모재 인성(및 굽힘 가공 후의 인성)과 원하는 항복 강도를 확보하기 위해서는, 이 온도 영역에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하여, 오스테나이트립을 반복하여 재결정시켜 미세화할 필요가 있다. 상기 누적 압하율이 30% 미만이면, 상기 가열 직후의 오스테나이트립을 미세화할 수 없고, 결과로서 최종 조직이 조대해져, 상기 특성의 확보가 곤란해진다. 이 온도 영역에서의 바람직한 누적 압하율은 40% 이상이다.The temperature region in which the surface temperature is 900 to 1050 占 폚 is a temperature region in which austenite is recrystallized during hot rolling even in a state where the amount of solid solution Nb is sufficiently secured. In order to secure a good base material toughness (and toughness after bending) and a desired yield strength, it is necessary to make the austenite lips repeatedly and recrystallize by making the cumulative reduction ratio in this temperature range 30% or more. If the cumulative reduction ratio is less than 30%, the austenite grains immediately after the heating can not be made fine, and as a result, the final structure becomes coarse, making it difficult to secure the above characteristics. The preferable cumulative rolling reduction in this temperature range is 40% or more.

또한, 상기 누적 압하율의 상한은 상기 미세화의 관점에서 특별히 한정되지 않지만, 압연 공정의 생산성이나 총 압하비의 관점에서는 80% 정도가 된다.The upper limit of the cumulative reduction is not particularly limited from the viewpoint of miniaturization, but is about 80% from the viewpoint of the productivity and the total pressure ratio of the rolling process.

[표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역에서의 누적 압하율: 30% 이상][Cumulative reduction ratio in a temperature range of surface temperature of 750 to 850 占 폚: 30% or more]

표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역은, 고용 Nb량이 충분히 확보되어 있는 상태이면 열간 압연 시에 오스테나이트가 재결정되지 않는 이른바 미재결정 영역이다. 우수한 충격 특성과 원하는 항복 강도를 확보하기 위해서는, 상기 재결정 온도 영역의 열간 압연으로 오스테나이트립을 반복 재결정에 의해 미세화한 뒤에, 추가로 이 미재결정 영역에서 누적 압하율을 30% 이상 확보하는 것이 필요하다. 이에 의해 오스테나이트에 변형을 축적시켜, 열간 압연 후의 가속 냉각 공정에서의 변태 핵을 증가시킬 수 있어, 변태 후의 최종 조직을 미세화할 수 있다. 이 온도 영역에서의 누적 압하율이 30% 미만이면, 변태 핵이 부족하고, 최종 조직이 조대해져, 상기 특성의 확보가 곤란해진다. 이 온도 영역에서의 바람직한 누적 압하율은 40% 이상이다.The temperature region where the surface temperature is 750 to 850 占 폚 is a so-called non-recrystallized region in which the austenite is not recrystallized during hot rolling if the amount of solid solution Nb is sufficiently secured. In order to ensure excellent impact properties and desired yield strength, it is necessary to further reduce the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region by 30% or more after finishing the austenite lips by repeated recrystallization by hot rolling in the recrystallization temperature region Do. As a result, it is possible to accumulate deformation in austenite, to increase the transformation nuclei in the accelerated cooling step after hot rolling, and to make the final structure after the transformation finer. If the cumulative rolling reduction in this temperature range is less than 30%, the transformation nucleus becomes insufficient and the final structure becomes coarse, making it difficult to secure the above characteristics. The preferable cumulative rolling reduction in this temperature range is 40% or more.

[가속 냉각의 개시 온도(냉각 개시 온도): Ar₃ 이상의 온도][Starting temperature of accelerated cooling (cooling start temperature): Ar ₃ or more temperature]

표면 온도가 Ar₃점을 하회하면, 연질인 폴리고날 페라이트가 생성되어, 모재 강도의 저하를 초래한다. 따라서 가속 냉각은 Ar₃ 이상의 온도로부터 개시하는 것이 필요하다. 가속 냉각의 냉각 개시 온도는 바람직하게는 (Ar₃점+20℃) 이상의 온도이다. 한편, 가속 냉각의 냉각 개시 온도의 상한은 800℃ 정도이다.When the surface temperature is lower than the Ar ₃ point, soft polygonal ferrite is produced and the strength of the base material is lowered. Accelerated cooling is therefore required to start from a temperature above Ar ₃ . The cooling start temperature of accelerated cooling is preferably at least (Ar ₃ point + 20 ° C) or more. On the other hand, the upper limit of the cooling start temperature of accelerated cooling is about 800 ° C.

상기 Ar₃은 하기 수학식 2에 의해 산출하였다. 하기 수학식 2에서, 강 중에 포함되어 있지 않은 원소에 대해서는 영(0)으로 하여 산출하였다.The Ar ₃ was calculated by the following equation (2). In the following equation (2), zero is calculated for an element not contained in the steel.

[수학식 2에서, C, Mn, Cu, Cr, Ni 및 Mo는 각 원소의 강 중 함유량(질량%)을 나타낸다.]In the formula (2), C, Mn, Cu, Cr, Ni and Mo represent the content (mass%) in the steel of each element.

[가속 냉각의 평균 냉각 속도: 4∼100℃/s][Average cooling rate of accelerated cooling: 4 to 100 DEG C / s]

아시큘러 페라이트를 충분히 확보하여 높은 인장 특성을 확보하기 위해서는, 가속 냉각의 평균 냉각 속도를 4℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 이 평균 냉각 속도가 4℃/s를 하회하는, 예컨대 공냉과 같은 느린 냉각 속도인 경우, 아시큘러 페라이트 분율이 감소하고, 폴리고날 페라이트가 증가해 버리기 때문에, 모재 강도가 확보될 수 없게 된다. 가속 냉각의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 8℃/s 이상이다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 100℃/s를 초과하면, 표면부는 전단 변태에 의해 마르텐사이트가 주체로 되어, 표면 경도가 커져 버린다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도의 상한을 100℃/s로 하였다. 바람직하게는 80℃/s 이하이다.It is necessary to set the average cooling rate of the accelerated cooling to 4 DEG C / s or more in order to sufficiently secure the acicular ferrite and secure high tensile properties. When the average cooling rate is lower than 4 캜 / s, for example, a slow cooling rate such as air cooling, the acicular ferrite fraction decreases and the polygonal ferrite increases, so that the base material strength can not be secured. The average cooling rate of accelerated cooling is preferably 8 ° C / s or more. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 100 ° C / s, the surface portion becomes martensite mainly due to shear transformation, and the surface hardness becomes large. Therefore, the upper limit of the average cooling rate was set to 100 ° C / s. And preferably not more than 80 캜 / s.

[가속 냉각의 정지 온도(냉각 정지 온도): 450∼600℃의 온도 영역][Stop temperature of accelerated cooling (cooling stop temperature): temperature range of 450 to 600 占 폚]

가속 냉각 프로세스에 있어서, 변태 강화 및 석출 강화에 의해 고강도화를 도모하기 위해서는, 450∼600℃와 같은 비교적 높은 온도 영역에서 가속 냉각을 정지할 필요가 있다. 450℃를 하회하면 변태 강화는 얻어지지만, 도중 정지에 의한 템퍼링 효과가 작아져, 표면 경도의 증대를 초래함과 더불어, MA가 잔존하여 항복 강도의 저하를 초래한다. 따라서, 가속 냉각의 정지 온도를 450℃ 이상으로 하였다. 바람직하게는 470℃ 이상이다. 한편, 600℃를 상회하면, 충분한 변태 강화가 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 주체 조직으로 되어, 충분한 모재 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 가속 냉각의 정지 온도를 600℃ 이하로 하였다. 바람직하게는 570℃ 이하이다.In the accelerated cooling process, accelerated cooling must be stopped in a relatively high temperature range such as 450 to 600 占 폚 in order to achieve high strength by strengthening transformation and precipitation strengthening. When the temperature is lower than 450 캜, the strengthening of the transformation is obtained, but the tempering effect due to the stopping at midway is reduced, resulting in an increase in surface hardness, and MA remains and the yield strength is lowered. Therefore, the stop temperature of the accelerated cooling was set to 450 DEG C or higher. Preferably 470 DEG C or more. On the other hand, if it exceeds 600 캜, sufficient transformation strength can not be obtained, and it becomes difficult to obtain a sufficient base material strength because of the polygonal ferrite main body structure. Therefore, the stop temperature of the accelerated cooling was set to 600 캜 or lower. Preferably 570 DEG C or less.

상기 가속 냉각 후에는, 실온까지 공냉하여 본 발명의 강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는, 전술한 바와 같이 가속 냉각에 의해 450∼600℃의 온도 영역에서 냉각 정지하고, 그 후 공냉하는 것에 의해, Nb의 탄질화물에 의한 석출 강화를 도모한다.After the accelerated cooling, the steel sheet of the present invention can be obtained by air cooling to room temperature. In the present invention, precipitation strengthening by the carbonitride of Nb is achieved by cooling and stopping in the temperature region of 450 to 600 deg. C by accelerated cooling as described above, followed by air cooling.

실시예Example

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples. However, the present invention is of course not limited by the following Examples, and it is needless to say that the present invention can be carried out by modifying it appropriately within a range suitable for the purposes And are all included in the technical scope of the present invention.

표 1에 나타내는 (화학) 성분 조성(잔부는 철 및 불가피 불순물이고, 표 1 중 공란은 원소를 첨가하지 않고 있는 것을 나타내고 있다)으로 조정하여 용제(溶製) 완료 후, 연속 주조하여 얻어진 슬래브를, 표 2 또는 표 3에 나타내는 온도(슬래브 가열 온도)로 가열하고 나서 열간 압연을 실시하고, 그 후, 가속 냉각을 행하여 표 2 또는 표 3에 나타내는 판 두께의 강판을 얻었다. 한편, 일부의 예에서는 이 가속 냉각을 행하지 않고 공냉을 행하였다.(Chemical) composition shown in Table 1 (the remainder being iron and unavoidable impurities, and blank in Table 1 indicates that the element is not added), the slab obtained by continuous casting after completing the solvent , The steel sheets were heated to the temperature (slab heating temperature) shown in Table 2 or Table 3, and then subjected to hot rolling, and then accelerated cooling was carried out to obtain a steel sheet having a thickness shown in Table 2 or Table 3. On the other hand, in some examples, air cooling was performed without accelerated cooling.

상기 슬래브 가열 온도는 슬래브 중앙의 두께 방향에서 계산한 평균 온도이고, 가열로의 노 내부 분위기 온도와 노 체재 시간으로부터 계산한 것이다. 또한, 열간 압연에 있어서의 온도, 가속 냉각 개시 온도 및 가속 냉각 정지 온도는 모두 라인에 설치되어 있는 방사 온도계에 의해 측정한 온도이다. 여기서, 가속 냉각 정지 온도는 가속 냉각 완료 후 복열 후의 표면 온도이다. 또한, 가속 냉각 시의 평균 냉각 속도는 가속 냉각 개시 시의 강판 표면 온도와 정지 시의 강판 표면 온도, 및 냉각 시간으로부터 계산한 것이다.The slab heating temperature is an average temperature calculated in the thickness direction at the center of the slab, and is calculated from the furnace atmosphere temperature in the furnace and furnace holding time. The temperature in the hot rolling, the accelerated cooling start temperature and the accelerated cooling stop temperature are all values measured by a radiation thermometer provided in the line. Here, the accelerated cooling stop temperature is the surface temperature after completion of accelerated cooling. The average cooling rate at the time of accelerated cooling is calculated from the surface temperature of the steel sheet at the start of accelerated cooling, the surface temperature of the steel sheet at the time of stopping, and the cooling time.

상기와 같이 하여 얻어진 강판을 이용하여 조직 관찰과 특성의 평가를 하기의 요령으로 실시하였다. The steel sheet obtained as described above was used for the observation of the structure and the evaluation of the properties in the following manner.

<강 조직의 관찰><Observation of the steel structure>

〔아시큘러 페라이트 분율의 측정〕[Measurement of fraction of acicular ferrite]

아시큘러 페라이트 분율은 하기와 같이 하여 측정하였다.The acicular ferrite fraction was measured as follows.

(1) 압연 방향에 평행하고 또한 강판 표면에 대하여 수직인, 강판 표리면을 포함하는 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 상기 강판으로부터 샘플을 채취한다.(1) A sample is taken from the steel plate so that a plate thickness cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface of the steel sheet including the steel sheet front and back surfaces can be observed.

(2) 습식 에머리 연마지(#150∼#1000)로의 연마, 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해 관찰면의 경면 마무리를 행한다.(2) The mirror surface finish of the observation surface is performed by polishing to the wet emery abrasive paper (# 150 to # 1000) or a polishing method having a function equivalent thereto (polishing using an abrasive such as diamond slurry).

(3) 연마된 샘플을 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식시켜 결정 입계를 현출시킨다.(3) The polished sample is corroded with 3% or dissolution solution to make crystal grain boundaries.

(4) t(판 두께)/4 부위에 있어서, 현출시킨 조직을 400배의 배율로 사진 촬영한다(본 실시예에서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영). 다음으로, 촬영한 사진에 의해, 구오스테나이트 입계에 폴리고날 페라이트가 생성되어 있는 것을 판별하고, 조직 사진 중의 폴리고날 페라이트로 식별된 부분을 검게 전부 칠한다.(4) Taking a picture at a magnification of 400 times at the t (plate thickness) / 4 area (in this embodiment, taking a picture of 6 cm x 8 cm). Next, it is judged by the photographed image that polygonal ferrite is generated at the old austenite grain boundary, and the portion identified by polygonal ferrite in the structure photograph is blackened.

한편, 폴리고날 페라이트가 생성되어 있지 않은 경우는, 유사 폴리고날 페라이트, 그래뉼러 베이니틱 페라이트를 포함하는 아시큘러 페라이트, 또는 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 구성되어 있다. 여기서, 구오스테나이트 입계가 분명히 잔존하고 있는 경우, 그 구오스테나이트 입계로 둘러싸이는 영역의 조직은, 전단 변태가 주체인 베이나이트 조직 또는 마르텐사이트 조직이라고 판단하여, 검게 전부 칠한다.On the other hand, when polygonal ferrite is not produced, it is composed of a similar polygonal ferrite, an acicular ferrite containing granular bainitic ferrite, or a bainite or martensite structure. Here, when the old austenite grain boundary is clearly left, the structure of the region surrounded by the old austenite grain boundary is determined to be a bainite structure or a martensite structure, which is the main shear transformation, and is completely blackened.

상기 베이나이트 조직 또는 마르텐사이트 조직이 생기는 경우로서, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 경우에는, 제조 공정에 있어서 가속 냉각 시의 속도가 극단적으로 큰 경우나, 열간 압연 등의 가공을 가하지 않고서 가속 냉각한 경우, 또는 열간 압연에서의 가공률이 작은 경우 등을 들 수 있다. 또한, 본 발명에서 규정하는 성본 조성을 만족하지 않는 경우에는, B를 함유하는 경우나 C의 첨가량이 많아져 담금질성이 높은 경우, 즉 변태 온도가 더욱 저하되는 경우 등을 들 수 있다.When the bainite structure or the martensitic structure is formed and the composition of the component specified in the present invention is satisfied, it is possible to prevent the bainite structure or the martensite structure from being formed at a high speed during accelerated cooling in the production process, Cooling, or a case where the machining rate in hot rolling is small. In the case of not satisfying the compositional stipulated in the present invention, the case of containing B or the case where the addition amount of C is increased and the hardenability is high, that is, the transformation temperature is further lowered, and the like can be mentioned.

한편, MA는 상기 부식으로는 판별할 수 없기 때문에, 후술하는 방법으로 별도 측정한다.On the other hand, since MA can not be discriminated by the above corrosion, it is separately measured by the method described later.

다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 입력한다(상기 사진의 영역은 400배의 경우 150㎛×200㎛에 상당한다). 화상 해석 장치에의 입력은 어느 배율의 경우도 영역의 합계가 1mm×1mm 이상으로 되도록 입력한다(즉, 400배의 경우, 상기 사진을 적어도 35장 입력한다).Next, the photograph is input to the image analyzing apparatus (the area of the photograph corresponds to 150 mu m x 200 mu m in the case of 400 times). The input to the image analyzing apparatus is input so that the sum of the areas is 1 mm x 1 mm or more in all magnifications (that is, at least 35 photographs are input in the case of 400x).

(5) 화상 해석 장치에 있어서, 사진마다 흑색 이외의 면적률을 산출하고, 또한 후술하는 MA의 분율을 뺀 것을 아시큘러 페라이트 분율로 하였다. 한편, 표 4 및 표 5에는, 상기 검게 전부 칠한 폴리고날 페라이트, 및 베이나이트 및/또는 마르텐사이트의 분율에 대해서도 참고로 나타내고 있다.(5) In the image analyzing apparatus, the area ratio other than black for each photograph was calculated, and the fraction of MA, which will be described later, was subtracted as the acicular ferrite fraction. On the other hand, in Tables 4 and 5, the fractions of the above black finished polygonal ferrite and bainite and / or martensite are also shown by reference.

〔전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경)의 측정〕[Measurement of average crystal grain size (circle equivalent diameter) of the whole structure]

전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경)을 하기의 요령으로 측정하였다. 아시큘러 페라이트도 기타 조직도 전부 이 요령으로 측정하는 것이 가능하다.The average crystal grain size (circle equivalent diameter) of the whole tissue was measured by the following method. Both acicular ferrite and other structures can be measured by this method.

(1) 압연 방향과 평행한 방향으로 절단한, 판 두께의 표리면부를 포함하는 샘플을 준비한다.(1) Prepare a sample including the front and back side of the sheet thickness cut in the direction parallel to the rolling direction.

(2) #150∼#1000까지의 습식 에머리 연마지 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법을 이용하여 연마지, 다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용하여 경면 마무리를 실시한다.(2) Mirror surface finishing is carried out using an abrasive such as abrasive paper or diamond slurry using a wet emery abrasive of # 150 to # 1000 or a polishing method having a function equivalent to that.

(3) 텍스에스이엠 래보러토리즈(TexSEM Laboratories)사제의 EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 장치를 사용하여, 판 두께 방향의 t/4 부분에서 측정 범위: 200×200㎛, 0.5㎛ 피치로, 결정 방위차 15° 이상의 경계를 결정 입계로 하여 대경각(大傾角) 입자의 사이즈를 측정한다. 이때, 측정 방향의 신뢰성을 나타내는 컨피던스 인덱스(confidence index)가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상으로부터 제외한다.(3) Using an EBSP (Electron Back Scattering Pattern) apparatus manufactured by TexSEM Laboratories, measurement was carried out at a t / 4 portion in the plate thickness direction at a measuring range of 200 占 200 占 퐉 and 0.5 占 퐉 pitch, And the size of the large diameter (large inclination) particle is measured with the boundary of the crystal orientation difference of 15 degrees or more as the grain boundaries. At this time, a measurement point having a confidence index of less than 0.1, which indicates the reliability of the measurement direction, is excluded from the analysis object.

(4) 이렇게 하여 구해지는 대각(大角) 입계로 둘러싸이는 사이즈의 평균값을 산출하여, 본 발명에 있어서의 「전체 조직의 평균 결정 입경」으로 한다. 한편, 대각 입계로 둘러싸이는 사이즈가 1.0㎛ 이하인 것에 대해서는, 측정 노이즈라고 판단하여, 평균값 계산의 대상으로부터 제외한다.(4) The average value of the sizes enclosed by the thus obtained diagonal grain boundaries is calculated to be " the average grain size of the whole structure " in the present invention. On the other hand, when the size surrounded by the diagonal grain boundary is 1.0 탆 or less, it is judged to be the measurement noise, and is excluded from the target of the average value calculation.

〔MA의 관찰 및 분율의 측정 방법〕[Method of observing MA and fractionation]

MA의 분율은 하기와 같이 측정하였다.The fraction of MA was determined as follows.

(3) 연마된 샘플을 레페라 용액을 이용하여 부식시켜 MA를 현출시킨다. MA 현출 부분은 광학 현미경 사진 상에서는 하얗게 착색되어 있다. 한편, 마르텐사이트는 이 부식으로는 하얗게 되지 않기 때문에, 마르텐사이트와 MA를 구별할 수 있다.(3) The abraded sample is corroded with Lepera solution to release MA. The part of the MA that appeared was colored white on the optical microscope photograph. On the other hand, since martensite is not whitened by this corrosion, it is possible to distinguish MA from martensite.

(4) t(판 두께)/4 부위에 있어서, 현출시킨 조직을 1000배의 배율로 사진 촬영한다(본 실시예에서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영). 다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 입력한다(상기 사진의 영역은 1000배의 경우 60㎛×80㎛에 상당한다). 화상 해석 장치에의 입력은, 영역의 합계가 0.4mm×0.4mm 이상으로 되도록 입력한다(즉, 1000배의 경우는 상기 사진을 적어도 35장 입력한다).(4) At the t (plate thickness) / 4 region, the developed tissue is photographed at a magnification of 1000 times (photographed as a 6 cm x 8 cm photograph in this embodiment). Next, the photograph is input to the image analyzing apparatus (the area of the photograph corresponds to 60 mu m x 80 mu m in the case of 1000 times). The input to the image analysis apparatus is such that the sum of the areas is 0.4 mm x 0.4 mm or more (that is, at least 1000 photographs are input at least 35 photographs).

(5) 화상 해석 장치에 있어서, 사진마다 MA의 면적률을 산출하고, 모든 사진의 평균값을 MA의 면적률로 한다.(5) In the image analyzer, the area ratio of MA is calculated for each photograph, and the average value of all photographs is taken as the area ratio of MA.

<굽힘 가공성의 평가(표면의 비커스 경도의 최고값의 측정)>&Lt; Evaluation of bending workability (measurement of maximum value of Vickers hardness of surface) >

표면의 비커스 경도의 최고값(표면 경도)은 하기와 같이 측정하였다.The maximum value (surface hardness) of the Vickers hardness of the surface was measured as follows.

(3) 연마된 샘플에 의해, 표면 아래 1mm 부분에서 수평 방향으로 1mm 피치로 10점, 98N의 하중으로 비커스 경도의 측정을 행하여, 이 10점의 비커스 경도 중 가장 높은 것을 강판 표면부의 비커스 경도의 최고값으로 하였다. 그리고, 이 최고값이 220 이하인 경우를 표면 경도가 낮고, 굽힘 가공성이 우수하다고 평가하였다.(3) Vickers hardness was measured with a polished sample at a point of 1 mm below the surface at a pitch of 1 mm in a horizontal direction at 10 points and a load of 98 N. The highest Vickers hardness of these 10 points was Vickers hardness The maximum value was set. When the maximum value was 220 or less, it was evaluated that the surface hardness was low and the bending workability was excellent.

<인장 특성의 평가>&Lt; Evaluation of Tensile Properties &

t(판 두께)/4의 부위로부터 압연 직각 방향으로 JISZ 2201의 4호 시험편을 채취해서, JISZ 2241의 요령으로 인장 시험을 행하여 항복 강도 및 인장 강도를 측정하였다. 그리고, 항복 강도가 500MPa 이상, 또한 인장 강도가 570MPa 이상인 것을 인장 특성이 우수하다고 평가하였다.The fourth test specimen of JISZ 2201 was taken from the area of t (plate thickness) / 4 in the direction perpendicular to the rolling direction, and the yield strength and the tensile strength were measured by performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241. It was evaluated that tensile strength was excellent when the yield strength was 500 MPa or more and the tensile strength was 570 MPa or more.

<충격 특성의 평가(샤르피 충격 시험)><Evaluation of impact characteristics (Charpy impact test)>

t(판 두께)/4의 부위로부터 압연 직각 방향으로 JISZ 2242의 V 노치 시험편을 채취해서, JISZ 2242의 요령으로 샤르피 충격 시험을 행하여 vTrs를 구하였다. 한편, vTrs를 구할 때에는, 각 시험 온도에서 3개씩 실시하였다. 그리고, vTrs가 -85℃ 이하인 것을 충격 특성이 우수, 구체적으로는 모재 인성이 우수함과 더불어 굽힘 가공 후의 굽힘부의 인성도 우수하다고 평가하였다.A V-notch test piece of JIS Z 2242 was taken from the area of t (plate thickness) / 4 in the direction perpendicular to the rolling direction, and the Charpy impact test was carried out in accordance with JIS Z 2242 to obtain vTrs. On the other hand, when the vTrs were obtained, three tests were performed at each test temperature. It was evaluated that excellent toughness characteristics, specifically, excellent toughness of the base material and excellent toughness at the bent portion after the bending process were evaluated at a temperature of -85 캜 or lower.

재현 열 사이클 시험기에 의해 용접 입열 15kJ/mm를 상정한 열 사이클을 부여하고, JISZ 2242의 V 노치 시험편을 채취해서, JISZ 2242의 요령으로 샤르피 충격 시험을 행하여 HAZ 인성을 평가하였다. 시험 온도는 -20℃에서 행하고, 3개의 평균값을 구하였다. 그리고 상기 평균값이 100J 이상인 경우를 HAZ 인성이 우수하다고 평가하였다.A heat cycle assuming welding heat input of 15 kJ / mm was given by a reproducible heat cycle tester, and a V-notch test piece of JISZ 2242 was sampled and subjected to a Charpy impact test in accordance with JIS Z 2242 to evaluate HAZ toughness. The test temperature was -20 캜, and three average values were obtained. When the average value was 100 J or more, it was evaluated that HAZ toughness was excellent.

<용접성의 평가(균열 방지 온도의 측정)>&Lt; Evaluation of weldability (Measurement of crack prevention temperature) >

균열 방지 온도의 평가에 대해서는, 피복 아크 용접에 의해 JISZ 3158의 요령으로 예열 온도를 5℃, 25℃, 50℃, 75℃로 해서 용접을 실시하여 균열 방지 온도를 측정하였다. 균열 방지 온도가 5℃인 것을 용접성이 우수한 것이라고 평가하였다.As for the evaluation of the crack prevention temperature, welding was performed at a preheating temperature of 5 캜, 25 캜, 50 캜 and 75 캜 according to JIS Z 3158 by coated arc welding to measure the crack prevention temperature. The crack preventing temperature of 5 캜 was evaluated as being excellent in weldability.

이들의 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다.The results are shown in Tables 4 and 5.

표 1∼5로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(이하의 No.는 표 2∼5의 실험 No.를 나타낸다).The following can be considered from Tables 1 to 5 (the following No. indicates Experimental No. in Tables 2 to 5).

No. A1-1, A1-3, A1-4, A2∼A5, A6-3, A6-4, A6-7, A6-8, A7-3, A7-4, A7-6∼A7-8, A8-3, A8-4, A9∼A13은 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하고, 또한 규정하는 조건에서 제조하여 얻어진 것이기 때문에, 높은 인장 특성(항복 강도·인장 강도)을 나타냄과 더불어, 모재 인성이 우수하고, 또한 굽힘 가공성, 굽힘 가공 후의 인성, 용접성 및 HAZ 인성이 모두 우수하다.No. A1-6, A7-6, A7-8, A7-3, A7-4, A7-6-A7-8, A8- 3, A8-4, and A9 to A13 are obtained by satisfying the component composition specified in the present invention and produced under prescribed conditions, and therefore, exhibit high tensile properties (yield strength and tensile strength) And has excellent bending workability, toughness after bending, weldability and HAZ toughness.

이에 반하여, 상기 No. 이외의 예는 본 발명에서 규정하는 성분 조성 및 제조 조건 중 적어도 어느 것인가를 만족하지 않고 있고, 그 결과, 상기 특성 중 어느 것인가가 뒤떨어지는 것으로 되었다.On the other hand, Other examples do not satisfy at least one of the component composition and the production conditions specified in the present invention, and as a result, either one of the characteristics is inferior.

상세하게는, No. A1-2는 (슬래브) 가열 온도가 지나치게 낮기 때문에, Nb가 전부 고용되지 않고, 담금질성이 부족하여 아시큘러 페라이트 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.More specifically, in Fig. Since the (slab) heating temperature of A1-2 is too low, Nb is not entirely solved and the hardenability is insufficient and an acicular ferrite structure is not obtained. As a result, the tensile properties became poor.

No. A1-5는 (슬래브) 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 오스테나이트(γ) 결정립이 조대화되고, 결과로서 전체 조직의 평균 결정 입경이 커졌다. 그 결과, 충격 특성이 뒤떨어짐과 더불어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다.No. Since the (slab) heating temperature of A1-5 is too high, the austenite (?) Crystal grains become coarse, and as a result, the average crystal grain size of the whole structure becomes large. As a result, a desired yield strength can not be ensured along with the deterioration of the impact characteristics.

No. A6-1은 강판의 표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역(오스테나이트 재결정 온도 영역)에서의 압하를 행하지 않고 있기 때문에, 또한 No. A6-2는 상기 온도 영역에서의 압하율이 부족하기 때문에, 모두 전체 조직의 평균 결정 입경이 커졌다. 그 결과, 충격 특성이 뒤떨어짐과 더불어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다.No. A6-1 does not perform the pressing down in the temperature region (the austenite recrystallization temperature region) where the surface temperature of the steel sheet is 900 to 1050 占 폚. A6-2 was insufficient in the temperature range, and thus the average crystal grain size of the entire structure was large. As a result, a desired yield strength can not be ensured along with the deterioration of the impact characteristics.

No. A6-5는 강판의 표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역(오스테나이트 미재결정 온도 영역)에서의 압하를 행하지 않고 있기 때문에, 또한 No. A6-6은 상기 온도 영역에서의 압하율이 부족하기 때문에, 모두 전체 조직의 평균 결정 입경이 커졌다. 그 결과, 충격 특성이 뒤떨어짐과 더불어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다.No. Since A6-5 does not press down in the temperature region (austenite non-recrystallization temperature region) where the surface temperature of the steel sheet is 750 to 850 deg. A6-6 was insufficient in the above-mentioned temperature range, and thus the average crystal grain size of the entire structure was large. As a result, a desired yield strength can not be ensured along with the deterioration of the impact characteristics.

No. A7-1은 가속 냉각을 실시하지 않고 있기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 조직 주체로 되어, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.No. Since A7-1 is not subjected to accelerated cooling, an acicular ferrite structure is not sufficiently obtained, and a main body of polygonal ferrite structure is formed, resulting in poor tensile properties.

No. A7-2는 가속 냉각에 있어서의 냉각 개시 온도가 Ar₃을 하회하여 낮기 때문에, 폴리고날 페라이트가 석출되고, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않았다. 그 결과, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.No. In A7-2, since the cooling start temperature in the accelerated cooling was lower than Ar ₃ and the polygonal ferrite was precipitated, the acicular ferrite structure was not sufficiently obtained. As a result, the tensile properties became poor.

No. A7-5는 가속 냉각에 있어서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 조직 주체로 되어, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.No. Since A7-5 has a slow cooling rate in accelerated cooling, the acicular ferrite structure is not sufficiently obtained, and it becomes a main body of polygonal ferrite structure and the tensile properties are inferior.

No. A7-9는 가속 냉각에 있어서의 냉각 속도가 지나치게 빠르기 때문에, 표면 경도가 지나치게 커져 굽힘 가공성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.No. In A7-9, since the cooling rate in the accelerated cooling is too fast, the surface hardness becomes too large and the bending workability becomes poor.

No. A8-1 및 A8-2는 가속 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮기 때문에, MA가 생성되어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다. 또한, 표면 경도도 지나치게 커져 굽힘 가공성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.No. In A8-1 and A8-2, since the cooling stop temperature in accelerated cooling was too low, MA was generated and the desired yield strength could not be secured. In addition, the surface hardness became too large and the bending workability was poor.

No. A8-5는 가속 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 높기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 조직 주체로 되어, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.No. In A8-5, since the cooling stop temperature in the accelerated cooling was excessively high, the acicular ferrite structure was not sufficiently obtained, and the polygonal ferrite structure became main body, and the tensile properties were inferior.

No. B1은 P_CM이 규정의 상한을 초과하고 있기 때문에, 내용접균열성이 열화되었다.No. B1, since the P _CM exceeded the upper limit of the specification, the content of contact fatigue cracked.

No. B2는 C량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 인장 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.No. B2 had an insufficient amount of C, so that an acicular ferrite structure was not sufficiently obtained, resulting in poor tensile properties.

No. B3은 C량이 과잉이기 때문에, MA가 과잉으로 생성되어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다. 또한, 표면 경도가 지나치게 커져 굽힘 가공성이 뒤떨어지는 것으로 되었다. 또, 미세한 조직이 얻어지지 않아, 충격 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다. 또한 HAZ 인성도 열화되었다.No. Since B3 is excessive in C, MA is excessively generated, and a desired yield strength can not be secured. Further, the surface hardness became excessively large and the bending workability was poor. In addition, a fine structure was not obtained and the impact characteristics were poor. The HAZ toughness also deteriorated.

No. B4는 Si량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 인장 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다. 또한, No. B5는 Si량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 열화되었다.No. B4 had an insufficient amount of Si, so that an acicular ferrite structure was not sufficiently obtained, resulting in poor tensile properties. In addition, Since B5 is excessive in Si amount, the impact properties and HAZ toughness deteriorate.

No. B6은 Mn량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 인장 특성이 열화되었다. 또한, 전체 조직의 평균 결정 입경이 커져, 충격 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다. No. B7은 Mn량이 과잉이기 때문에, HAZ 인성이 열화되는 결과가 되었다.No. Since B6 had an insufficient amount of Mn, the acicular ferrite structure was not sufficiently obtained and the tensile properties deteriorated. In addition, the average crystal grain size of the whole structure became large, resulting in poor impact characteristics. No. Since B7 had an excessive amount of Mn, HAZ toughness was deteriorated.

No. B8은 P량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.No. Since B8 is excessive in P amount, impact characteristic and HAZ toughness are inferior.

No. B9는 S량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.No. Since B9 is excess S, the impact properties and HAZ toughness are inferior.

No. B10은 Al량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.No. Since B10 has an excess amount of Al, the impact characteristics and the HAZ toughness are inferior.

No. B11은 Nb량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 또한 전체 조직의 평균 결정 입경이 커져, 인장 특성이 열화되고, 또한 충격 특성도 열화되었다. No. B12는 Nb량이 과잉이기 때문에, HAZ 인성이 열화되었다.No. B11 was insufficient in Nb content, so that the acicular ferrite structure was not sufficiently obtained, the average crystal grain size of the whole structure became large, the tensile properties deteriorated, and the impact properties also deteriorated. No. In B12, the amount of Nb was excessive, so that the HAZ toughness deteriorated.

No. B13은 Ti량이 부족하기 때문에, TiN이 충분히 형성되지 않고, 열간 압연 전의 가열로 오스테나이트립이 조대화되어, 원하는 항복 강도가 얻어지지 않고, 또한 충격 특성과 HAZ 인성도 열화되는 결과가 되었다. No. B14는 Ti량이 과잉이기 때문에, TiC가 석출되어, 충격 특성(모재 인성, 굽힘 가공 후의 인성)과 HAZ 인성이 열화되었다.No. B13 is insufficient in Ti amount, so that TiN is not sufficiently formed and the austenite grains are coarsened by heating before hot rolling, so that a desired yield strength can not be obtained, and also impact properties and HAZ toughness are deteriorated. No. Since B14 had an excess amount of Ti, TiC precipitated and the impact properties (toughness after toughness and toughness after bending) and HAZ toughness deteriorated.

No. B15는 N량이 부족하기 때문에, TiN이 충분히 형성되지 않고, 열간 압연 전의 가열로 오스테나이트립이 조대화되어, 전체 조직의 평균 결정 입경이 커져, 원하는 항복 강도가 얻어지지 않고, 또한 충격 특성과 HAZ 인성도 열화되는 결과가 되었다. No. B16은 N량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 열화되었다.No. Since the amount of N is insufficient, TiN is not sufficiently formed, the austenite grains are coarsened by heating before the hot rolling, and the average crystal grain size of the whole structure becomes large, and the desired yield strength is not obtained. The toughness also deteriorated. No. Since B16 was excessive, the impact properties and HAZ toughness deteriorated.

또한, 실시예를 이용하여 조직과 특성의 관계를 정리한 도면을 도 1∼5에 나타낸다. 도 1은 아시큘러 페라이트의 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이고, 도 2는 아시큘러 페라이트의 분율과 인장 강도의 관계를 나타내는 그래프이다. 이 도 1 및 도 2로부터, 항복 강도를 500MPa 이상으로 하면서 인장 강도를 570MPa 이상으로 하기 위해서는, 아시큘러 페라이트의 분율을 70면적% 이상으로 할 필요가 있음을 알 수 있다. 또한, 도 3은 전체 조직의 평균 결정 입경과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이고, 도 4는 MA 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다. 이들 도 3 및 도 4로부터, 항복 강도를 500MPa 이상으로 하기 위해서는, 전체 조직의 평균 결정 입경을 7㎛ 이하로 함과 더불어, MA의 분율을 0.5면적% 이하로 억제할 필요가 있음을 알 수 있다.Figs. 1 to 5 show a summary of the relationship between the structure and the characteristics using the embodiment. Fig. FIG. 1 is a graph showing the relationship between the fraction of acicular ferrite and the yield strength, and FIG. 2 is a graph showing the relationship between the fraction of acicular ferrite and the tensile strength. It can be seen from Figs. 1 and 2 that the fraction of the acicular ferrite needs to be 70% or more by area in order to set the yield strength to 500 MPa or more and the tensile strength to 570 MPa or more. 3 is a graph showing the relationship between the average grain size and the yield strength of the entire structure, and Fig. 4 is a graph showing the relationship between the MA fraction and the yield strength. It can be seen from Figs. 3 and 4 that the average grain size of the whole structure should be 7 占 퐉 or less and that the fraction of MA should be suppressed to 0.5% or less by area in order to obtain a yield strength of 500 MPa or more .

또, 도 5는 전체 조직의 평균 결정 입경과 vTrs(충격 특성)의 관계를 나타내는 그래프이다. 이 도 5로부터, vTrs: -85℃ 이하를 달성하기 위해서는, 전체 조직의 평균 결정 입경을 7㎛ 이하로 할 필요가 있음을 알 수 있다.5 is a graph showing the relationship between the average crystal grain size of the whole structure and vTrs (impact characteristics). From Fig. 5, it can be seen that in order to achieve vTrs: -85 DEG C or less, it is necessary to set the average crystal grain size of the whole structure to 7 mu m or less.

Claims

C: 0.02 to 0.05% (meaning "mass%", the same applies hereinafter for chemical components),
Si: 0.10 to 0.40%
Mn: 1.85 to 2.50%
P: 0.012% or less,
S: 0.005% or less,
Nb: 0.020 to 0.050%
Ti: 0.005 to 0.020%
N: 0.0020 to 0.0060%, and
Al: 0.010 to 0.060%
, The balance being iron and unavoidable impurities,
Wherein the weld cracking susceptibility composition P _CM defined by the following formula (1) is 0.20% or less,
The fraction of acicular ferrite in the whole structure of the steel: not less than 70% by area,
Average grain size (circle equivalent diameter) of the whole structure: 7 mu m or less, and
A fraction of MA (Martensite-Austenite Constituent): not more than 0.5% by area,
Further, the maximum value of the Vickers hardness of the surface portion of the steel sheet is 220 or less,
(YS) of 500 MPa or more and a tensile strength (TS) of 570 MPa or more
Steel plate.
[Equation 1]
P _CM = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo /
In the formula (1), C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V and B represent the content (mass%) in the steel of each element.

The method according to claim 1,
And at least one element selected from the group consisting of Cu: not more than 0.50% (excluding 0%), Ni: not more than 0.50% (excluding 0%), and Ca: 0.0005 to 0.0050% .

A steel slab having the composition according to claim 1 or 2 is heated to a temperature of 1050 to 1200 占 폚 and then a cumulative rolling reduction of 30% or more in a temperature range of 900 to 1050 占 폚 and a surface temperature of 750 to 850 占 폚 after the cumulative rolling reduction in the temperature range is subjected to hot rolling to 30% or more, the surface temperature, and cooled to a temperature range from the Ar ₃ or more 450~600 ℃ temperature at an average cooling rate of 4~100 ℃ / s, that A method for manufacturing the steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet is air-cooled after the step.