KR101679498B1

KR101679498B1 - 용접용 초고장력 강판

Info

Publication number: KR101679498B1
Application number: KR1020147033089A
Authority: KR
Inventors: 요시유키 와타나베; 다쿠야 하라; 마사아키 후지오카
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-06-13
Filing date: 2013-06-13
Publication date: 2016-11-24
Also published as: JP5445723B1; CN104364405B; EP2843073B1; EP2843073A4; WO2014199488A1; JPWO2014199488A1; CN104364405A; KR20150020181A; EP2843073A1

Abstract

이 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C:0.015％∼0.045％, Mn:1.80％∼2.20％, Cu:0.40％∼0.70％, Ni:0.80％∼1.80％, Nb:0.005％∼0.015％, Mo:0.05％∼0.25％, Ti:0.005％∼0.015％, B:0.0004％∼0.0020％, N:0.0020％∼0.0060％, O:0.0015％∼0.0035％이며, 판 두께 방향 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 2㎛ 이상인 산화물 입자가 20개/㎟ 이하, 또한 원 상당 직경이 0.05∼0.5㎛인 Ti 산화물이 1.0×10³∼1.0×10⁵개/㎟이다.

Description

용접용 초고장력 강판{SUPERHIGH-TENSILE STEEL PLATE FOR WELDING}

본 발명은 해양 구조물 등의 높은 안전성이 요구되는 대형 용접 구조물용으로서 용접성, 용접 열영향부 인성이 우수한 초고장력 강판에 관한 것이다.

최근, 세계적으로 왕성한 에너지 수요에 호응하여, 석유·천연 가스 등 해양 자원 개발이 활발화되고 있다. 그와 함께, 굴삭, 생산의 효율화나 개발 환경의 가혹화 등에 의해, 해양 구조물의 대형화가 지향되어, 강재에 대해서는 후육화, 고강도화가 요구되고 있다. 덧붙여 말하면, 해상에 설치되는 해양 구조물은 파괴에 대한 높은 안전성도 요구되고, 강판에 대해 우수한 용접성, 용접 열영향부 인성이 요구된다.

일반적으로, 강판의 용접성, 용접 열영향부 인성은, 후육, 고강도로 될수록 불리해지는 경향이 있다. 강도 확보상, 용접 열영향부의 인성을 손상시키는 합금 원소를 다량으로 첨가할 수 밖에 없기 때문이다. 용접성이라 하는 것은 넓은 의미를 갖지만, 좁은 의미에는 용접 열영향부의 경화성이나 용접 냉간 균열 감수성을 나타내고, 각종 탄소 당량 Ceq나 용접 균열 감수성 조성 P_CM 등 성분 파라미터로 나타내어지는 경우가 많다. 고합금 성분일수록 이들 지표는 높아지고, 용접 열영향부의 경화성이나 용접 냉간 균열 감수성이 높아지고, 일반적으로 용접성이 떨어진다고 여겨진다. 용접 열영향부 인성은, 이들 용접성의 지표의 대소와 반드시 완전히 일치하는 것은 아니지만, 높은 상관이 있는 것이 널리 알려져 있다.

상술해 온 바와 같이, 통상, 강판의 후육화 및/또는 고강도화는, 용접성, 용접 열영향부 인성을 높이는 방향성과는 상반되고, 이들 상반되는 강판 특성을 양립시키는 성분 설계, 제조 기술이 과제로 되어 있었다.

용접성을 손상시키지 않고, 바꾸어 말하면 화학 성분을 필요 이상으로 높이는 일 없이 강판의 후육화 및/또는 고강도화를 달성하는 수단으로서, 가공 열처리, 즉, TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)나 B(붕소) 첨가 강의 조질 처리(켄칭-템퍼링 처리)가 있는 것은, 당업자라면 여기서 굳이 기술 개시할 것까지도 없이 널리 알려져 있는 것이다. 그러나, 그들 수단에 의해서도 충분하지 않은 것도 또한 사실이다.

TMCP는, 가열-압연-냉각에 이르는 강재 제조 프로세스 전반을 제어하는 것으로, 두꺼운 재료에 있어서는 압연 후, 가속 냉각 혹은 제어 냉각이라고도 불리는 수냉 프로세스가 고강도화에 유효하다. 그러나, 냉각은 전열이라 하는 물리 현상 때문에, 두꺼운 재료의 판 두께 중심부는 수냉에 의해서도 충분한 냉각 속도가 얻어지지 않아, 두껍고 또한 고강도를 저성분으로 확보하는 것은 곤란하였다.

한편, 고강도 조질 강에서 사용되는 B(붕소)는, 구 오스테나이트 입계에 고용 상태로 편석함으로써 ppm 오더의 극미량으로도 강의 켄칭성을 현저하게 높이는 것이 알려져, 고강도화에 유효하다. 그러나, 이것은 동시에 용접 열영향부의 경화성을 현저하게 높이게 되기도 한다. 특히 높은 안전성(용접 열영향부가 높은 파괴 인성)이 요구되는 해양 구조물에서는, 건조 시의 용접 입열이 비교적 낮게 제한되어 있고, 그 경화성은 한층 더 높아진다. 용접 열영향부의 경화성은, 전술한 바와 같이 용접 냉간 균열 감수성이나 용접 열영향부 인성과도 높은 상관을 갖고, B(붕소)를 무조건으로 활용하는 것에는 문제가 있었다. 또한, B(붕소)의 높은 켄칭성을 활용하는 경우, 그 효과는 B(붕소)가 고용 상태로 존재하여 비로소 발휘되므로, 붕소 화합물의 석출을 제어하는 성분, 프로세스 제어가 불가결하며, TMCP와의 조합에서는, 조질 처리에서의 지식을 그대로 적용할 수 없는 케이스가 있었다. 그렇다고 해도 조질 처리, 즉, 켄칭-템퍼링 처리에서 제조하는 것은, 열처리의 공사 기간이나 비용의 면에서 TMCP와의 비교상 불리하다. 또한 최근에는, 환경 부하, 에너지 절약의 관점에서도, 비조질, 즉, TMCP화가 사회적 요청으로 되어가고 있는 것이 실정이다.

이러한 중에서, 후술하는 본원 발명의 주된 목표와 동등한 판 두께, 항복 강도를 갖는 용접 조인트부의 균열 선단 개구 변위 CTOD 특성이 우수한 해양 구조물용 강으로서는, 예를 들어 특허문헌 1에 0.8％ 이상의 비교적 많은 Cu를 함유하는 Cu 석출형 강에 관한 발명이 개시되어 있다. 그러나, Cu는 단독으로 많이 첨가하면, 가열 시 또는 열간 압연 시에 Cu 크랙이 발생하고, 제조가 곤란해진다고 하는 문제가 있다.

일본 특허 출원 공개 제2011-1625호 공보

본 발명은 상기 실정에 비추어, 해양 구조물 등의 높은 안전성이 요구되는 대형 용접 구조물용으로서 용접성, 용접 열영향부 인성이 우수한 초고장력 강판을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.

주된 목표는, 판 두께 50∼100㎜, 인장 강도 600∼700㎫, 항복 강도 500∼690㎫, 용접 열영향부의 균열 선단 개구 변위의 최저 CTOD값 0.25㎜ 이상의 특성이며, 용도는 용접 조인트부의 균열 선단 개구 변위 CTOD(Crack-Tip Opening Displacement) 특성이 요구되는 해양 구조물용 강판이다. 또한, 최저 CTOD값은 파괴에 대한 충분한 안전성을 확보하기 위해서는 높은 쪽이 바람직하다. 용도는 특별히 한정하는 것이 아니라, 용접 열영향부 인성 평가로서는, 샤르피 충격 특성과 비교하여, CTOD 특성 쪽이 보다 엄격한 평가법이라고 생각하고, 해양 구조물용 강판을 주된 목표로 한 것이다. 따라서, 본 발명은 선박, 철골, 교량, 각종 탱크 등 널리 용접 구조물용 강판으로서 적용할 수 있는 것은 물론이다.

배경기술에서 지적한 각종 문제점, 과제를 해결하기 위해, TMCP 전제로, B(붕소)를 유효하게 활용하는 방법을 예의 탐색, 검토하고, 용접성을 손상시키지 않고, 용접 열영향부 인성을 향상시키는 최량의 수단을 발견하였다. 주된 포인트는, (a) 고용 B(붕소) 확보를 위한 B-N-Ti량 밸런스를 적정화, (b) (고용)B에 의한 용접 열영향부의 경화성을 완화하기 위한 극저C화, (c) 강도와 용접성, 용접 열영향부 인성 확보를 위한 P_CM 적정화, (d) 용접 열영향부 인성 확보를 위한 Al리스 Ti 탈산화, (e) 조대 산화물 억제를 위한 Al리스하에서의 저O(산소)화 등이다. 이들 포인트는, 독립 사상이 아니라 서로 밀접한 관계가 있으므로 동시에 달성하는 것은 용이하지 않고, 본 발명자들의 계통적이며 치밀한 실험에 의해 비로소 실현할 수 있어, 본 발명을 완성하였다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 제1 형태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C:0.015％∼0.045％, Mn:1.80％∼2.20％, Cu:0.40％∼0.70％, Ni:0.80％∼1.80％, Nb:0.005％∼0.015％, Mo:0.05％∼0.25％, Ti:0.005％∼0.015％, B:0.0004％∼0.0020％, N:0.0020％∼0.0060％, O:0.0015％∼0.0035％, Si:0％∼0.40％, P:0.008％ 이하, S:0.005％ 이하, Al:0％∼0.004％, Cr:0％∼0.30％, V:0％∼0.06％, Mg:0％∼0.0050％, 잔량부:철 및 불순물이며, 하기 1식으로 나타내어지는 값이 2.0 초과이며, 하기 2식으로 나타내어지는 값이 0％ 이상이며, 하기 3식으로 나타내어지는 FB가 0.0003％ 이상이며, 하기 4식으로 나타내어지는 용접 균열 감수성 지수인 P_CM값이 0.18％ 이상, 0.23％ 이하이며, 판 두께 방향 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 2㎛ 이상인 산화물 입자가 20개/㎟ 이하, 또한 원 상당 직경이 0.05∼0.5㎛인 Ti 산화물이 1.0×10³∼1.0×10⁵개/㎟이다.

여기서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Ti], [B], [N], [O], [Al]은, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, B, N, O, Al의 질량％로 나타낸 함유량을 의미한다.

단, 상기 3식에 있어서, ([O]－0.89×[Al])의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([O]－0.89×[Al])의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출하고, 또한, 상기 3식에 있어서, ([Ti]－2×([O]－0.89×[Al]))의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([Ti]－2×([O]－0.89×[Al]))의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출하고, 또한, 상기 3식에 있어서, ([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출하고, 또한, FB≤0일 때에는 FB＝0으로 한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 또한, 하기 5식으로 나타내어지는 Bp가 0.09％ 이상 0.30％ 이하여도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 또한, 상기 화학 조성이, 질량％로, Si:0.15％ 이하로 제한해도 된다.

(4) 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 또한, 상기 화학 조성이, 질량％로, Mg:0.0003％ 미만으로 제한해도 된다.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 판 두께가, 50㎜ 이상 100㎜ 이하, 인장 강도가, 600㎫ 이상 700㎫ 이하, 항복 강도가, 500㎫ 이상 690㎫ 이하여도 된다.

본 발명에 따르면, 용접성, 용접 열영향부 인성이 우수한 초고장력 강을 저렴하게 제공할 수 있고, 해양 구조물 등의 용접 구조물의 대형화와 동시에, 안전성을 한층 더 높일 수 있다.

이하에 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명은 해양 구조물 등의 높은 안전성이 요구되는 대형 용접 구조물용으로서 용접성, 용접 열영향부 인성이 우수한 초고장력 강을 제공하는 것을 목적으로 하고, 판 두께 50∼100㎜, 인장 강도 600∼700㎫, 항복 강도 500∼690㎫, 용접 열영향부의 균열 선단 개구 변위의 최저 CTOD값 0.25㎜ 이상의 특성을 갖는 강판을 주된 목표로 하는 것이다.

우선, 본 발명의 초고장력 강의 강 성분의 한정 범위와 이유를 설명한다. 여기서 기재한 ％는 질량％를 의미한다.

C:0.015％∼0.045％

B의 높은 켄칭성을 활용하는 본 발명에서는, 용접 열영향부의 과잉의 경화성을 억제하기 위해, C는 비교적 낮게 억제할 필요가 있다. 그러나, C량이 지나치게 낮으면 강도(인장 강도)의 보상을 위해 합금 원소량을 증가시킬 수 밖에 없어, 경제성을 잃는다. 합금 비용을 억제하면서, 본 발명의 목표인 두꺼운 재료로 항복 강도 500∼560㎫급 강(강종으로서의 강도 그레이드이며, 실제의 항복 강도의 범위가 아님)으로서의 강도를 안정적으로 얻기 위해 본 발명에서는 0.015％ 이상으로 한정한다. 경제성의 관점에서, 그 하한을 0.018％, 0.020％, 0.023％ 또는 0.025％로 해도 된다. 한편, 0.045％ 초과에서는, B 효과와 맞물려 용접 열영향부의 경화성이 과잉으로 되어 용접 열영향부 인성을 열화시키므로, 0.045％를 상한으로 한다. 용접 열영향부의 경화성을 저감시키기 위해, 그 상한을 0.042％, 0.040％, 0.037％ 또는 0.035％로 해도 된다.

Si:0％∼0.40％ 이하

Si는, 강 중에 불가피적으로 함유되고, 특히 용접 열영향부에서 단단하고 취약한 MA(Martensite-Austenite)-constituent(이하 MA라고 약기) 생성을 조장하고, 용접 열영향부 인성을 열화시킨다. 이로 인해, Si는 낮을수록 바람직하다. C량을 비교적 낮은 범위로 한정하는 본 발명에 있어서는, 0.40％까지의 함유이면 MA 생성량이 적고, 용접 열영향부 인성의 관점에서 허용할 수 있다. 그러나, 용접 구조물용 강으로서의 다양한 용접 조건을 감안하면 적은 쪽이 바람직한 것은 물론이며, 그 상한을 0.30％, 0.25％, 0.20％, 0.15％ 또는 0.10％ 이하로 해도 된다. Si의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 강판의 모재 인성의 향상을 위해 또는 탈산을 위해, Si를 함유해도 되고, 필요에 따라, 그 하한을 0.01％, 0.02％ 또는 0.03％로 해도 된다.

Mn:1.80％∼2.20％

Mn은 비교적 저렴한 원소이지만, 강도 향상 효과가 크고, 모재 및 용접 열영향부의 인성에의 악영향도 비교적 작다. Al리스 Ti 탈산으로 하는 본 발명에서는, 용접 열영향부 인성을 향상시키기 위해, 용접 열영향부에 있어서 Ti 산화물 등을 핵으로 한 입내 페라이트 생성이 중요해지지만, 그때, Mn도 중요한 역할을 하고 있다. 그것은, Ti 산화물에 MnS가 석출되고, 그 근방에 Mn의 희박 영역이 형성되고, 매트릭스보다 변태 온도가 높아져 페라이트 변태를 조장·촉진한다고 하는 것이다. 모재의 강도, 인성, 용접 열영향부 인성, 나아가서는 합금 비용 등을 종합적으로 감안하여, 본 발명에서 Mn은 1.80％ 이상으로 한정한다. 이 하한에는 야금상, 기술상의 임계적인 뜻은 없고, 본 발명이 목적으로 하는 우수한 특성이 발현되는 범위 내에서, 성분적인 특징을 명확히 하기 위해 한정한 것이다. 특성 개선을 위해, 그 하한을 1.85％ 또는 1.90％로 해도 된다. Mn은 저렴한 원소이기도 하여 최대한 활용하고자 하는 바이다. 그러나, Mn량이 지나치게 많으면 연속 주조 슬래브의 중심 편석이나 마이크로 편석이 조장되고, 국소적인 취화 영역이 형성되어 모재 혹은 용접 열영향부의 인성을 손상시킬 가능성이 높아지므로, 2.20％ 이하로 제한한다. 모재 또는 용접 열영향부의 인성 개선을 위해, 그 상한을 2.15％ 또는 2.10％로 해도 된다.

P:0.008％ 이하, S:0.005％ 이하

P, S는, 불가피적 불순물로서 함유되고, 모재 인성, HAZ 인성으로부터 모두 적은 쪽이 좋지만, 공업 생산적인 제약도 있어, 각각 0.008％, 0.005％를 상한으로 하였다. 보다 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해, 각각 P의 상한을 0.006％, 0.005％ 또는 0.004％로, S의 상한을 0.004％, 0.003％ 또는 0.002％로 해도 된다. P, S는 불가피적 불순물이며, P, S의 하한을 규정할 필요는 없다. 필요하다면, P, S의 하한을 0％로 해도 지장 없다.

Cu:0.40％∼0.70％

Cu는, 모재의 강도를 향상시키는 한편, 모재 및 용접 열영향부의 인성의 열화 정도는 비교적 작으므로, 유용한 원소이다. 본 발명이 목표로 하는 초고장력 강에 있어서는, 0.40％ 이상의 첨가가 바람직하다. 모재의 강도의 향상을 위해, 그 하한을 0.45％, 0.50％ 또는 0.55％로 해도 된다. Cu는, 0.70％를 초과하면 석출 경화 현상을 나타내게 되고, 강재의 재질, 특히 강도가 불연속적으로 크게 변화해 버린다. 이로 인해, 본 발명에서는, 강도 변화가 연속적이며 제어하기 쉬운 범위로서 0.70％ 이하로 한정한다. Cu량을 0.7％ 이하로 한정함으로써, 후술하는 Ni량과도 맞물려 열간 압연 시의 Cu 크랙 발생의 위험성이 거의 없어진다고 하는 효과도 갖는다. 필요에 따라, 그 상한을 0.65％, 0.60％ 또는 0.55％로 제한해도 된다.

Ni:0.80％∼1.80％

Ni는, 고인화(高靭化) 원소로서 알려져, 용접 열영향부의 인성의 열화가 적고, 모재의 강도, 인성을 향상시키는 효과가 있다. 따라서, Ni는, 본 발명과 같은 초고장력 강에 있어서, 극히 유용한 원소이다. 특히 본 발명과 같은 극저 탄소의 화학 성분에서는, 합금 원소에 의한 강도 보상이 필수이며, 적어도 0.80％ 이상의 Ni를 함유시킬 필요가 있다. 용접 열영향부의 인성의 향상을 위해, 그 하한을 0.90％, 1.00％, 1.05％ 또는 1.10％로 해도 된다. 한편, Ni는 고가의 합금이기도 하며, 함유량은 강도, 인성 등 필요한 특성이 얻어지는 최소한으로 억제하는 것이 바람직하다. 본 발명의 목표로 하는 강도 및 최대 판 두께(100㎜)를 고려한 경우, 최대 1.80％까지 필요하며, 이것을 상한으로 하지만, 특성 혹은 야금적인 상한은 아닌 것은 물론이다. 필요에 따라, 그 상한을, 1.75％, 1.70％, 1.65％, 1.60％, 1.55％ 또는 1.50％로 제한해도 된다. 또한, 전술한 바와 같이 약간 많은 Cu를 함유하는 본 발명 강에 있어서는, 주조편의 Cu 균열을 억제하기 위해, Ni는 Cu량의 2.0 초과를 함유시키는 것이 유효하며, 제1항에 있어서, [Ni]/[Cu]＞2.0으로 한정한다.

Nb:0.005％∼0.015％

Nb는, 압연 공정에서의 오스테나이트 미재결정 온도 영역을 고온 영역으로 확장하고, 조직의 미세화에 유효한 제어 압연 효과를 향수하는 데 있어서 유용한 원소이다. 조직의 미세화는, 강도, 인성을 모두 향상시키는 유효한 수단이다. 이 효과를 확실하게 향수하는 데 있어서, 적어도 0.005％의 함유가 필요하다. 필요에 따라, 그 하한을 0.006％, 0.007％ 또는 0.008％로 해도 된다. 이러한 모재에는 극히 유용한 효과를 발현하는 Nb도, 용접 열영향부에서는 경화성을 증대시키고, MA 생성을 조장하는 등 그 인성에는 유해하다. 이로 인해, 상한은 0.015％로 억제해야 한다. 용접 열영향부의 인성 개선을 위해, 그 상한을 0.013％, 0.011％ 또는 0.010％로 해도 된다.

Mo:0.05％∼0.25％

Mo는, 모재의 강도 향상의 관점에서는 극히 유효하며, 본 발명과 같은 두꺼운 고강도 강판에 있어서는, 불가결의 원소이다. 특히, B를 활용하는 본 발명에 있어서는, 양자를 동시에 함유함으로써 가일층의 켄칭성 향상 효과를 발현한다. 이러한 Mo의 우수한 효과를 향수하기 위해서는, 적어도 0.05％의 함유가 필요하다. 이 켄칭성 향상 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, 그 하한을 0.07％, 0.09％, 0.11％ 또는 0.13％로 해도 된다. 그러나, 효과가 크므로, 지나치게 많은 첨가는 경화성을 현저하게 높이고, MA 생성도 현저하게 조장하므로, 0.25％ 이하로 제한할 필요가 있다. MA 생성 억제를 위해, 그 상한을 0.23％, 0.21％, 0.19％ 또는 0.197％로 해도 된다.

Ti:0.005％∼0.015％

본 발명은 Al리스의 Ti 탈산 강이다. 강의 탈산상의 필요성과, Ti 산화물을 생성시키고, 용접 열영향부에 있어서 그것을 핵으로 하여 입내 페라이트를 생성시키고, 마이크로 조직을 미세화시키기 위해, 적어도 Ti:0.005％의 함유가 필요하다. 용접 열영향부의 인성 개선을 위해, 그 하한을 0.006％ 또는 0.007％로 해도 된다. 그러나, 함유량이 많아져 화학양론적으로 N에 대해 과잉으로 되면, 질화물 형성 후의 과잉의 Ti는 TiC를 생성하고, 용접 열영향부의 인성을 열화시킬 가능성이 높아지므로, 0.015％를 상한으로 한다. 또한, 그와 동시에 TiC 생성을 최대한 방지하는 관점에서, 제1항에 있어서, N과의 화학양론적 관계로서, N 과잉(Ti 부족)을 의미하는 [N]－[Ti]/3.4≥0％로 한정한다. 또한, 정확하게는 탈산에 의한 Ti의 소비도 고려해야 하지만, 번잡함을 피함과 함께, 실질적으로 큰 영향이 없는 것을 실험적으로 확인하고 있다. 2식을 0％ 이상으로 하기 위해, Ti의 상한을 0.013％, 0.012％, 0.011％ 또는 0.010％로 해도 된다.

B:0.0004％∼0.0020％

B는, 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. B의 켄칭성 향상 효과는 극히 크고, B를 활용함으로써 합금 원소를 대폭으로 억제하는 것이 가능해진다. 이를 위한 B의 함유량은, 적어도 0.0004％는 필요하다. 필요에 따라, 그 하한을 0.0005％, 0.0006％ 또는 0.0007％로 해도 된다. 그러나, 단순히 B 함유량만을 규정하는 것만으로는 불충분하다. B의 켄칭성을 활용하기 위해서는, 고용 상태로 존재시킬 필요가 있기 때문이다. B는, 질화물을 형성하기 쉽고, N과의 화학양론적 밸런스도 중요해진다. 단, 질화물 형성능은 B보다 Ti의 쪽이 보다 높으므로, 그것도 감안하여, 제1항에 있어서, FB＝[B]－0.77×([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))≥0.0003％로 한정하였다. 상한에 대해서는, 필요 이상으로 함유시켜도 효과가 포화되므로, 발명자들이 강의 특성에 악영향을 미치지 않는 범위로서 실험적으로 확인한 범위에서 0.0020％로 하였지만, 반드시 임계적 뜻을 갖는 것은 아니다. 필요에 따라, 그 상한을 0.0018％, 0.0016％, 0.0015％ 또는 0.0014％로 제한해도 된다.

강 중에 고용 상태로 존재하는 B(유효 B)를 확보하기 위해, 상기 3식에 정의되는 유효 B량을 나타내는 파라미터인 상기 FB가 0.0003％ 이상 필요한 것을 발견하였다. B를 보다 유효하게 활용하기 위해, 상기 FB를 0.0004％ 이상 또는 0.0005％로 해도 된다.

FB＝[B]－0.77×([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 각 원소의 한정 범위로부터 저절로 한정되는 것이다.

단, 상기 3식에 있어서, ([O]－0.89×[Al])의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([O]－0.89×[Al])의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출한다.

또한, 상기 3식에 있어서, ([Ti]－2×([O]－0.89×[Al]))의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([Ti]－2×([O]－0.89×[Al]))의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출한다.

또한, 상기 3식에 있어서, ([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출한다.

또한, FB≤0일 때에는 FB＝0으로 한다.

또한, 상기 3식은, 각각의 원소간의 결합력의 강도를 고려한 후에, 화학양론비에 의해 얻어진 강 중의 고용 B량(유효 B량;FB)을 구하는 식이다. 상기 FB의 상한을 특별히 규정할 필요는 없지만, 0.0010％로 해도 지장 없다.

또한 검토한 바, B에 의한 HAZ 경도 상승을 회피하는 파라미터로서 5식에 정의되는 B 파라미터 Bp를 0.09％∼0.30％로 한 쪽이 바람직한 것을 발견하였다.

또한, Bp는, 다수의 실험실에 있어서의 용강 실험에 의한 해석으로부터 도출한 경험식이며, (C량에 의해 예상되는 최고 경도)×(FB의 기여)로 파라미터화한 것이다. FB가 많을수록, HAZ 경도가 높아지기 쉽고, 특히 금회와 같은 CTOD 특성에 크게 영향을 미친다. Bp가 0.30％를 초과하면 용접 용입선(FL)부에서 현저한 경도의 상승을 야기하는 경우가 있고, CTOD 특성의 목표값인 0.25㎜ 이상을 만족하기 위해서는, 0.30％ 이하로 제한한 쪽이 바람직한 것을 발견하였다. 필요에 따라, Bp의 상한을 0.27％ 또는 0.25％로 해도 된다. 실시 형태에 관한 용접 강재에 있어서 FB가 0.0003％ 이상이면 Bp는 반드시 0.09％ 이상으로 되므로, Bp가 0.09％ 미만으로 되는 것은 본 실시 형태에 관한 용접 강재의 목표로 하는 고용 B의 효과가 얻어지지 않는 영역이므로, Bp를 0.09％ 이상으로 해도 된다. 필요에 따라, Bp의 하한을 0.12％ 또는 0.15％로 해도 된다.

N:0.0020％∼0.0060％

N은, 제강상 불가피적으로 함유하는 것으로, 필요 이상으로 저감하는 것은 제강 부하가 높아, 공업 생산상 바람직하지 않다. 오히려 N은, Ti를 첨가함으로써 질화물을 형성하고, 또한 그 질화물은 고온에서 안정되므로, 강재의 열간 압연에 앞선 가열 시 혹은 용접 용융선으로부터 약간 이격된 용접 열영향부의 오스테나이트립의 성장 조대화를 피닝하는 효과를 가지므로, 0.0020％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 지나치게 많으면, 상술한 바와 같이 B와 결합하여 질화물을 형성할 가능성이 높아지고, B의 켄칭성 향상 효과를 감소시키게 된다. 상술한 B, Ti의 절대량과 화학양론적 관계로부터, 저절로 상한은 제약되지만, 그 이외에도 0.0060％ 초과에서는 강편 제조 시에 표면 흠집이 발생하므로, 상한을 0.0060％로 하였다. 바람직하게는 0.0055％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

O:0.0015％∼0.0035％

O는, 용접 열영향부에서의 입내 페라이트 생성핵으로서의 Ti 산화물의 생성성으로부터 0.0015％ 이상이 필수이다. 그러나, O가 지나치게 많으면 산화물의 사이즈 및 개수가 과대해져, 오히려 취성 파괴의 발생 기점으로서 작용할 가능성이 높아지고, 결과적으로 인성을 열화시키게 되므로, 상한은 0.0035％로 제한할 필요가 있다. 보다 양호하며, 안정된 용접 열영향부 인성을 얻기 위해서는, 0.0030％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0028％ 이하 또는 0.0025％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al:0％∼0.004％

Al리스 Ti 탈산의 본 발명에 있어서는, 불가피적 불순물의 하나이다. 제1항에 있어서, 굳이 상한을 한정하는 것은, 불가피라고 해도 함유량이 0.004％를 초과하면, 산화물의 조성이 변화하고, 입내 페라이트의 핵으로서 기능하지 않게 될 가능성이 높아지므로, 0.004％ 이하로 한정한다. 필요에 따라, 그 상한을 0.003％ 또는 0.002％로 해도 된다. Al량의 하한을 특별히 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 그러나, 강의 정련 과정 중에서 Al이 혼입되는 경우가 있고, 그 하한을 0.0001％ 또는 0.0003％로 해도 지장 없다.

본 실시 형태에 관한 강재는, 상기한 성분 외에, 잔량부가 철(Fe)과 불순물로 이루어지는 것이다. 여기서, 불순물이라 함은, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석 혹은 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 불가피적으로 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 상기한 성분 외에, Cr, V, Ca, Mg 및 REM 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다. 이들 성분의 하한을 특별히 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, 이들의 합금 원소가 의도적으로 첨가되었다고 해도, 또는 불순물로서의 혼입이라도, 그 함유량이 청구범위 내에 있으면, 그 강재는 본 발명의 청구범위 내라고 해석한다.

Cr:0％∼0.30％

Cr은, 용접 열영향부의 CTOD 특성을 저하시키므로, 0.30％ 이하로 한다. 이 CTOD 특성의 개선을 위해, 그 상한을 0.20％, 0.15％, 0.10％ 또는 0.05％로 해도 된다. Cr량의 하한을 특별히 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 그러나, 불순물로서 혼입되는 경우도 있고, 그 하한을 0.001％로 해도 지장 없다.

V:0％∼0.06％

V는, 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 그러나, 0.06％를 초과하면 CTOD 특성을 해치게 되므로, CTOD 특성을 크게 해치지 않는 범위로서, 상한을 0.06％ 이하로 한다. 보다 우수한 CTOD 특성을 확보하기 위해서는, 그 상한을 0.04％, 0.02％ 또는 0.01％로 해도 된다. V의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 불순물로서 혼입되는 경우도 있고, 그 하한을 0.001％로 해도 지장 없다.

Mg:0％∼0.0050％

Mg는, 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Mg를 함유시키면, 미세한 Mg 함유 산화물이 생성되므로, γ 입경의 미세화에 효과가 있다. 그러나, Mg의 함유량이 0.0050％를 초과하면, 산화물이 지나치게 많아져 연성 저하를 초래하는 경우가 있으므로, 그 상한은 0.0050％로 한다. 그 상한을 0.0030％, 0.0020％, 0.0010％ 또는 0.0003％로 제한해도 된다. Mg의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

본 실시 형태에 관한 용접 강재에는, 상기 성분 외에, 강재 자체의 강도, 인성 등을 한층 더 개선하는 목적으로, 혹은 스크랩 등의 부원료로부터의 불순물로서, 이하의 합금 원소를 함유해도 된다.

Ca가 불순물로서 혼입되는 경우도 있으므로, 그 상한을 0.0010％, 0.0005％ 또는 0.0003％로 제한해도 된다.

REM(Rare Earth Metal)이 불순물로서 혼입되는 경우도 있으므로, 그 상한을 0.0010％, 0.0005％ 또는 0.0003％로 제한해도 된다. 여기서, REM이라 함은, 란타노이드의 15원소에 Y 및 Sc를 합친 17원소의 총칭을 말한다.

Sb는 HAZ의 인성을 손상시키므로, Sb의 함유량의 상한을 0.03％로 해도 된다. HAZ 인성을 향상시키기 위해, Sb의 함유량의 상한을, 0.01％, 0.005％, 0.003％ 또는 0.001％로 해도 된다.

As 및 Sn은 HAZ의 인성을 손상시키므로, As 및 Sn의 함유량의 상한을 0.02％로 해도 된다. 필요에 따라, As 및 Sn의 함유량의 상한을, 0.005％, 0.003％ 또는 0.001％로 해도 된다. 또한, Ca, REM, Sb, As, Sn의 하한을 특별히 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

또한, 강도 및 인성의 향상을 위해, Pb, Zr, Zn 및 W를, 각각 0.1％ 이하, 0.01％ 또는 0.005％ 이하로 해도 된다. 이들의 하한을 특별히 정할 필요는 없고, 0％이다.

Co는, Ni 중에 불순물로서 포함되는 경우가 있다. Co는 HAZ 인성을 손상시키므로, Co의 함유량의 상한을, 0.05％ 또는 0.002％로 해도 된다. 그 하한을 특별히 정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

개개의 원소를 상기한 바와 같이 한정한 후에, 또한 총량 규제라고도 할 만한 하기 4식의 P_CM을 적정 범위로 한정할 필요가 있다. 또한, 하기 4식은 용접 균열 감수성 지수(P_CM)로서 공지의 식이다. 각 원소가 모두 한정 범위여도, 모두 하한 또는 상한의 경우에는, 켄칭성이 부족 또는 과잉으로 되어, 전자의 경우에는 두껍고 고강도화를 달성할 수 없고, 후자의 경우에는 용접 열영향부의 경화성, MA 생성이 과잉으로 되어, 인성 확보를 할 수 없기 때문이다. 본 발명이 목표로 하는 판 두께로 강도를 안정적으로 확보하고, 또한 용접 열영향부 인성도 안정적으로 확보하기 위해서는, P_CM을 0.18∼0.23％로 할 필요가 있다.

여기서, 각 원소는 강 중에 함유되는 질량％이다.

또한, CTOD 특성을 만족시키기 위해서는, 원 상당 직경으로 2㎛ 이상의 산화물의 개수를 20개/㎟ 이하이며 또한, 변태핵으로서 강 중에 원 상당 직경으로 0.05∼0.5㎛의 Ti 산화물을 1.0×10³∼1.0×10⁵개/㎟ 갖는 것이 중요한 것을 알 수 있었다. 원 상당 직경 2㎛ 이상의 산화물 개수가 20개/㎟를 초과하면, 이 산화물이 파괴 발생 기점으로 되고, CTOD 특성이 열화된다. 또한, 원 상당 직경 0.05∼0.5㎛의 Ti 산화물이 1.0×10³개/㎟ 미만에서는, 입내 변태 페라이트의 생성핵으로서의 Ti 산화물 개수가 불충분해지고, 1.0×10⁵개/㎟를 초과하면, Ti 산화물이 파괴 발생 기점으로 되어, 어느 경우나 CTOD 특성이 열화된다.

이상과 같이 강의 성분을 한정한 후에, 두꺼운 고강도 강판을 안정적으로 공업 생산하기 위해서는, 제조 방법도 한정할 필요가 있다.

이어서, 용접용 초고장력 강의 제조 방법에 대해 일례를 설명한다.

본 발명 강은 공업적으로는 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 용강의 응고 냉각 속도가 빠르고, 슬래브 중에 미세한 Ti 산화물과 Ti 질화물을 다량으로 생성하는 것이 가능하기 때문이다. 본 실시 형태에 관한 용접 강재의 제조 방법에서는, 응고점 근방으로부터 800℃까지의 주조편의 중심부의 평균 냉각 속도를 5℃/min 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그 이유로서는, 강 중에, 원 상당 직경으로 2㎛ 이상의 산화물의 개수를 20개/㎟ 이하이며 또한 원 상당 직경으로 0.05∼0.5㎛의 Ti 산화물을 1.0×10³∼1.0×10⁵개/㎟ 얻기 위해서이다. 주조편의 냉각 속도가 5℃/min 미만인 경우, 미세한 산화물이 얻어지기 어렵고 조대한 산화물이 증가한다. 한편, 평균 냉각 속도를 50℃/min 초과로 해도 미세한 Ti 산화물의 수는 크게 증가하지 않고, 오히려 제조 비용이 상승하므로, 평균 냉각 속도를 50℃/min 이하로 해도 된다.

또한, 주조편의 중심부의 평균 냉각 속도는, 주조편 표면의 냉각 속도를 측정하고, 전열 계산에 의해 구할 수 있다. 또한, 평균 냉각 속도는, 주조 온도나 냉각수량 등을 측정하고, 전열 계산에 의해 구할 수도 있다.

슬래브의 압연 시에, 그 재가열 온도는 1000∼1100℃로 한 쪽이 바람직하다. 재가열 온도가 1100℃를 초과하면 Ti 질화물이 조대화되어 모재의 인성 열화나 HAZ 인성 개선 효과를 기대할 수 없기 때문이다. 또한, 1000℃ 미만의 재가열 온도에서는, 압연 반력이 커져 압연 부하가 높아지고, 생산성을 저해하기 때문이다.

재가열 후에는, TMCP에 의한 제조가 필수이다. 우선, 950℃ 이상의 온도에서의 누적 압하량이 30％ 이상인 압연을 행한다. 고온 영역에서의 압연은, 가열한 상태의 조대한 오스테나이트를 정세립화하기 위한 것으로, 누적 압하량은 많을수록 바람직하지만, 주조편 두께 및 그 후의 압연 조건에 의해 제약을 받는다. 고온 상태의 압연 조직은 실제로는 파악할 수도 없지만, 본 발명자들의 공장 및 연구소 실험에서는 누적 압하량은 30％ 이상이면, 그 후의 압연-냉각 조건이 적정 범위이면 특성이 안정되는 것을 확인하고 있다.

이어서, 720∼950℃의 온도에서 누적 압하량이 40％ 이상이며, 누적 총 압하량이 60％ 이상으로 하여 700∼750℃의 온도에서 압연을 종료시킨다. 이들의 온도 영역은, 대략 오스테나이트의 미재결정 온도 영역이다. 그러나, 두꺼운 재료에서는 판 두께 방향으로 온도 분포를 갖고, 판 두께 중심부 근방은 온도가 높으므로, 미재결정 온도 영역 압연이 불충분해지는 경우가 있다. 그로 인해, 본 발명은 2단계로 온도, 누적 압하량을 한정하는 것이다. 720∼950℃의 온도에서 누적 압하량이 40％ 이상인 압연은, 표리면 표층으로부터 대략 판 두께 1/4까지의 최소한 필요한 오스테나이트 미재결정 압연량이다. 또한, 누적 총 압하량을 60％ 이상으로 하여 700∼750℃의 온도에서 압연을 종료하는 것은, 판 두께 중심부에서도 조직 미세화를 할 수 있는 정도로 오스테나이트 미재결정 영역에서의 압하를 부여하기 위해서이다. 판 두께 중심부는, 상대적으로 오스테나이트 미재결정 영역에서의 압하량이 적은 것은 어쩔 수 없지만, 본 발명에 한정하는 비교적 낮은 가열 온도, 고온 영역에서의 적정 압하와 아울러, 양호한 강도, 인성 밸런스를 확보할 수 있는 정도로 조직을 미세화하는 것이 가능해진다. 이들 한정 범위를 일탈하는 압연 조건에서는, 특히, 판 두께 중심부 인성이 떨어지는 것을 실험적으로 확인하고 있다.

또한, 압연 후의 냉각은, 압연 종료 후 80초 이내에 수냉을 개시하여 280℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다. 압연 후에는 빠르게 수냉을 개시하는 것이 바람직하지만, 대형의 실제 생산 설비에 있어서는, 압연기 단부로부터 냉각 설비까지 어느 정도의 반송 시간을 필요로 하는 것은 피할 수 없다. 그 경우라도, 압연 후 냉각까지의 방냉 사이에 페라이트가 석출되는 것은 강도상으로나, 또한 방냉에서의 석출로 인해 그 페라이트는, 조대할 가능성이 높아 인성상으로도 바람직하지 않다. 이로 인해, 압연 종료 후 80초 이내에 수냉을 개시할 필요가 있다. 바람직하게는 60초 이내이다. 수냉은, 전열 율속으로 되는 판 두께 중심부에서도 완전히 변태가 완료될 때까지 냉각할 필요가 있으므로, 280℃ 이하까지의 냉각이 필요하다. 또한, 본 발명이 목표로 하는 두꺼운 재료의 판 두께 중심부에서도 가속 냉각 효과를 향수하기 위해, 대략 1.2㎥/㎡/분 이상의 수량 밀도로 냉각하는 것이 바람직하다.

냉각 후에는, 또한 400∼550℃의 온도 범위에서 템퍼링해야 한다. 템퍼링 처리를 행함으로써, 모재의 강도, 인성 밸런스가 개선될 뿐만 아니라, 고정밀도로 안정적으로 제어할 수 있다. 또한, 냉각 시의 불균일성도 완화되고, 강재 내의 잔류 응력 해소에도 효과를 갖고, 그들에 기인한 절단 시의 형상 변화도 억제된다. 400℃ 미만에서의 템퍼링에서는 그들의 효과가 작고, 550℃를 초과하는 템퍼링에서는, 강도 저하가 크고, 본 발명이 목표로 하는 고강도의 확보가 곤란하다.

또한, 상술한 온도는 모두 강재 표면 온도이다.

이상의 내용으로부터, 용접성, 용접 열영향부 인성이 우수한 용접용 초고장력 강의 제조 방법은, 예를 들어 상기 (1)에 기재된 강 성분을 갖는 강편 또는 주조편을, 1000∼1100℃의 온도로 가열 후, 950℃ 이상의 온도에서의 누적 압하량이 30％ 이상, 720∼950℃의 온도에서 누적 압하량이 40％ 이상이며, 누적 총 압하량이 60％ 이상으로 하여 700∼750℃의 온도에서 압연을 종료하고, 압연 종료 후 80초 이내에 수냉을 개시하여 280℃ 이하까지 냉각하고, 그 후 또한 400∼550℃의 온도 범위에서 템퍼링한다.

실시예

이하, 발명예 및 비교예에 기초하여 본 발명을 설명한다.

전로, 연속 주조, 후판 공정에서 다양한 강 성분의 후강판을 제조하고, 모재 특성 및 용접 열영향부의 인성을 평가하였다.

용접은, 일반적으로 시험 용접으로서 이용되고 있는 잠호 용접(서브머지드 아크 용접)법으로, 용접 용입선(FL)이 수직으로 되도록 싱글 베벨 개선(開先)에서 용접 입열은 4.5kJ/㎜의 다층 용접으로 하였다. 용접 열영향부의 인성 평가는, API(American Petroleum Institute) 규격 RP 2Z 및 BS(British Standards) 규격 7448에 준거한 CTOD 시험을 행하였다. 노치 위치는 CGHAZ(Coarse grain HAZ)라고 불리는 용접 용융선으로, 시험 온도 －10℃에서 각각 6개의 시험을 실시하였다.

표 1-1∼표 1-4에 강의 화학 성분을 나타내고, 표 2-1∼표 2-4에 제조 조건, 강 중의 산화물 개수 및 모재 특성, 용접 열영향부 인성(CTOD 특성)을 나타낸다. 본 발명에서 제조한 강판(본 발명 강:강 성분 No.1∼15, 29∼51 및 본 발명예 No.A1∼L2)은, 항복 강도(YS)가 강판 1/4 두께 위치에서 526∼611㎫, 강판 1/2 두께 위치에서 516∼594㎫, 인장 강도(TS)가 강판 1/4 두께 위치에서 616∼680㎫, 강판 1/2 두께 위치에서 604∼656㎫, 모재 인성이 파면 천이(vTrs) 시험 결과의 강판 1/4 두께 위치에서 －48∼－81℃, 강판 1/2 두께 위치에서 －40∼－68℃, －10℃의 최저 CTOD값이 0.29∼0.94㎜인 양호한 파괴 인성을 나타냈다. 또한, 본 발명 강의 P_CM값, CTOD값으로부터, 양호한 용접성을 나타내고 있었다.

이에 반해, 본 발명의 한정 범위를 일탈하는 비교예의 강판(비교 강:강 성분 No.16∼28, 52∼62 및 비교예 No.a∼x)은, 모재 강도가 낮거나, 모재 인성이 떨어져 있거나, 혹은 용접 열영향부 인성이 떨어져 있다.

즉, 비교예 a∼c, 비교예 e∼o, 비교예 q∼V는 강 성분이 본 발명 범위 밖이며, 상기 기계적 성질이 만족되는 것은 아니었다. 특히, 강 성분 No.21에 의한 비교예 f는, Ni/Cu＞2.0을 만족하고 있지 않으므로, 열간 압연 시에 크랙이 발생하고, 제조가 곤란해졌다. 또한, 강 성분은 본 발명 범위 내에서, FB 혹은 P_CM값이 본 발명 범위 밖인 비교예 d, w, x는, FB≥0.0003％, 혹은 P_CM값이 0.18％ 이상, 0.23％ 이하를 만족하고 있지 않으므로, 모재 강도가 낮거나, 높거나, 모재 인성이 떨어져 있거나, 혹은 용접 열영향부 인성이 떨어져 있다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 1-3]

[표 1-4]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 2-3]

[표 2-4]

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C:0.015％∼0.045％,
Mn:1.80％∼2.20％,
Cu:0.40％∼0.70％,
Ni:0.80％∼1.80％,
Nb:0.005％∼0.015％,
Mo:0.05％∼0.25％,
Ti:0.005％∼0.015％,
B:0.0004％∼0.0020％,
N:0.0020％∼0.0060％,
O:0.0015％∼0.0035％,
Si:0％∼0.40％,
P:0.008％ 이하,
S:0.005％ 이하,
Al:0％∼0.003％,
Cr:0％∼0.30％,
V:0％∼0.06％,
Mg:0％∼0.0050％,
잔량부:철 및 불순물이며,
하기 1식으로 나타내어지는 값이 2.0 초과이며,
하기 2식으로 나타내어지는 값이 0％ 이상이며,
하기 3식으로 나타내어지는 FB가 0.0003％ 이상이며,
하기 4식으로 나타내어지는 용접 균열 감수성 지수인 P_CM값이 0.18％ 이상, 0.23％ 이하이며,
판 두께 방향 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 2㎛ 이상인 산화물 입자가 20개/㎟ 이하, 또한 원 상당 직경이 0.05∼0.5㎛인 Ti 산화물이 8.6×10³∼1.0×10⁵개/㎟이고,
판 두께가, 60㎜ 이상 100㎜ 이하이고,
인장 강도가, 600㎫ 이상 700㎫ 이하, 항복 강도가, 500㎫ 이상 690㎫ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.

여기서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Ti], [B], [N], [O], [Al]은, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, B, N, O, Al의 질량％로 나타낸 함유량을 의미한다.
단, 상기 3식에 있어서, ([O]－0.89×[Al])의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([O]－0.89×[Al])의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출하고,
또한, 상기 3식에 있어서, ([Ti]－2×([O]－0.89×[Al]))의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([Ti]－2×([O]－0.89×[Al]))의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출하고,
또한, 상기 3식에 있어서, ([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))의 항이 0 이하이면, 상기 3식에 있어서의 ([N]－0.29×([Ti]－2×([O]－0.89×[Al])))의 항을 0으로 하여 상기 FB를 산출하고,
또한, FB≤0일 때에는 FB＝0으로 한다.
제1항에 있어서, 또한, 하기 5식으로 나타내어지는 Bp가 0.09％ 이상 0.30％ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 또한, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Si:0.15％ 이하로 제한하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 또한, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Mg:0.0003％ 미만으로 제한하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 인장 강도가, 606㎫ 이상 700㎫ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 화학 조성이, 질량％로,
Mn:1.85％∼2.20％를 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.