KR100714540B1 - 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강재 - Google Patents

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Abstract

본 발명은, 780MPa급의 고강도를 가지면서, 모재 인성이나 내저온균열성을 확보하고, 대입열 용접시에 우수한 HAZ 인성을 수득할 수 있는 고강도 강재 및 강판을 제공한다. 상기 강재는, 질량%로, C: 0.010 내지 0.080%, Si: 0.02 내지 1.00%, Mn: 1.10 내지 2.90%, P: 0 내지 0.030%, S: 0 내지 0.010%, Al: 0.20% 이하, Ni: 0.40 내지 2.40%, Cr: 0.50 내지 1.95%, Mo: 0.16 내지 1.10%, Ti: 0.002 내지 0.030%, N: 0.0058 내지 0.0120%를 포함하고, 1.0≤[Ti]/[N]<4.0이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 하기 식으로 정의되는 AS값 및 DL값이 AS≥3.60, DL≤2.80이며, 조직이 주로 베이니틱·페라이트로 이루어지는 것이다.
AS = [Mn] + [Ni] + 2×[Cu]
DL = 2.5×[Mo] + 30×[Nb] + 10×[V]
(단, 상기에서 [X]는 원소 X의 함유량(질량%)을 나타낸다)

Description

용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강재{HIGH STRENGTH STEEL HAVING SUPERIOR TOUGHNESS IN WELD HEAT-AFFECTED ZONE}
도 1은 종래 강 및 본 발명 강의 열간 압연 후의 냉각 속도와 조직과의 관계를 설명하기 위한 모식적 CCT 도면이다.
본 발명은 예컨대 교량, 건축, 선박, 펜스톡, 탱크, 기타 대형 구조물에 사용되는, 인장 강도가 780MPa 이상인 고강도 강재에 관한 것으로, 특히 대입열 용접 후의 용접열 영향부(이하, 「HAZ」라고 함)의 인성이 우수한 것에 관한 것이다.
780MPa 이상의 고강도 강판에서는 모재 강도를 확보한다는 관점에서 합금 성분이 다량으로 첨가되기 때문에, 소입열 용접 조건에서 냉각 속도가 빠른 경우, HAZ가 경화하여 용접 균열(저온 균열)이 생기기 쉽다. 이를 방지하기 위해 용접 시공시에 100℃ 이상의 예열이 실시된다. 이 예열을 생략할 수 있으면 시공 효율이 크게 상승되어 비용 저하를 실현할 수 있다. 이 때문에 내저온균열성이 우수한 780MPa급 이상의 고장력 강판이 요망되고 있다.
내저온균열성의 지표로서 하기 식으로 정의되는 Pcm(%)이라는 파라미터가 제안되며, 종래, 일본 특허공개 제1997-003591호 공보나 일본 특허공개 제2001-200334호 공보에 기재되어 있는 바와 같이, Pcm을 제한하여 내저온균열성을 개선하는 한편, Pcm을 증가시키키 어려워, 미량 첨가로 담금질성을 향상시킬 수 있는 Nb, V 및 Mo를 적극적으로 첨가함으로써 모재 강도를 확보하는 것이 실시되어 왔다.
Pcm = [C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]
(단, 상기에서 [C] 내지 [B]는 각 원소의 질량%를 나타낸다)
한편, 최근 구조물의 대형화에 따라 대단면 부재의 용접(대입열 용접)이 불가피해지고 있고, 이 경우 HAZ의 조직이 조대화되어 HAZ 인성이 저하된다는 문제가 있었다. 지금까지 강재의 HAZ 인성을 개선하는 기술로서, 예컨대 일본 특허공개 제1997-104949호 공보에는 TiN을 활용하고, 또는 일본 특허공개 제2002-121641호 공보에는 Ti 함유 산화물계 개재물을 활용하여 HAZ 인성을 개선하는 기술이 제안되어 있다.
780MPa급 고강도 강판은 상기한 바와 같이 내저온균열성을 확보하도록 Nb, V 및 Mo를 적극적으로 첨가하고 있지만, 이 때문에 베이나이트 변태시에 균열 전파의 저항으로서 작용하는 베이나이트·블록이 조대화되고, 제 2상으로서 조대한 경질 MA(마르텐사이트 및 오스테나이트의 혼합물)이 생성되기 때문에, 모재 인성이나 HAZ 인성이 열화된다는 문제가 있다.
최근, 내진성의 향상 등 구조물의 안전성의 향상에 대한 요구가 점점 더 강해지고 있고, 780MPa 이상의 고강도 강판에 있어서도 모재 인성이나 내저온균열성을 확보하는 것에 더하여, 대입열 용접시의 HAZ 인성의 개선이 요망되고 있다. 그러나, 종래의 HAZ 인성의 개선 기술로는 이러한 요망을 만족시키지 못했다.
본 발명은 이러한 문제점을 감안하여 이루어진 것으로, 780MPa급의 고강도를 가지면서, 모재 인성이나 내저온균열성을 확보하며, 또한 대입열 용접시의 우수한 HAZ 인성을 수득할 수 있는 고강도 강재 및 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 요지 중 하나는, 강 성분의 설계시에 지금까지 내저온균열성의 지표였던 Pcm에 구애받지 않고, 강 조직을 고려한 성분 설계를 실시하는 것, 즉 C를 극저량으로 제한한 후, 모재 인성 및 HAZ 인성에 악영향을 미치는 Nb, V 및 Mo의 첨가를 억제하고, 담금질성 향상 원소인 Mn 및 Ni, 또는 추가로 Cu를 적극적으로 첨가하여, 이에 의해서 열간 압연 후의 냉각 속도가 고속 및 저속 중 어떤 것에서도 베이니틱·페라이트를 주체로 하는 조직을 생성시킨 점에 있다.
또한, 본 발명의 다른 요지는, 대입열 용접시에 접합부 부근의 HAZ에서 흡수 에너지가 저하되는 원인을 조사한 결과, 구 오스테나이트 결정립(γ 결정립) 직경의 조대화가 원인이 되어 HAZ 조직이 전체적으로 조대화되기 때문에 HAZ 인성이 열화된다는 지견을 얻고, 이 지견을 기초로 미세 분산할 수 있는 TiN을 고온까지 안 정화하여 구 γ 결정립의 미세화가 가능한 성분계로 한 점에 있다.
즉, 본 발명의 고강도 강재 또는 고강도 강판은
질량%로,
C: 0.010 내지 0.080%,
Si: 0.02 내지 1.00%,
Mn: 1.10 내지 2.90%,
P: 0 내지 0.030%,
S: 0 내지 0.010%,
Al: 0.20% 이하,
Ni: 0.40 내지 2.40%,
Cr: 0.50 내지 1.95%,
Mo: 0.16 내지 1.10%,
Ti: 0.002 내지 0.030% 및
N: 0.0058 내지 0.0120%를 포함하고,
1.0≤[Ti]/[N]<4.0이며,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 하기 식으로 정의되는 AS값 및 DL값이 AS≥3.60, DL≤2.80이며, 조직이 주로 베이니틱·페라이트로 이루어진 것이다.
AS = [Mn] + [Ni] + 2×[Cu]
DL = 2.5×[Mo] + 30×[Nb] + 10×[V]
(단, 상기에서 [X]는 원소 X의 함유량(질량%)을 나타낸다)
본 발명 강재 또는 고강도 강판은 상기 화학 성분에 추가로 (1) Cu: 1.60% 이하, (2) B: 0.0050% 이하, Nb: 0.100% 이하 및 V: 0.060% 미만 중 어느 1종 이상, (3) Ca 및 REM 중 1종 또는 2종을 합계로 0.0050% 이하, (4) Mg: 0.0050% 이하, (5) Hf: 0.050% 이하 및 Zr: 0.100% 이하 중 어느 1종 또는 2종, (6) W: 5.0% 이하 및 Co: 5.0% 이하 중 어느 1종 또는 2종의 각 군으로부터 선택되는 원소를 단독으로 또는 복합하여 추가로 함유할 수 있다.
또한, 상기 고강도 강판은 상기 성분을 갖는 강을 오스테나이트역 온도로 가열하고 열간 압연하고 냉각하여 제조할 때, 열간 압연의 마무리 온도를 870℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 마무리 온도를 870℃ 이하로 함으로써, 용접 후의 구 γ 결정립이 미세화되어 대입열 용접시의 HAZ 인성을 보다 향상시킬 수 있다.
본 발명의 강판의 성분상의 제 1 요점은 극저 C량 하에서 담금질성 향상 원소인 Mn, Ni 및 Cu를 소정의 모재 강도를 확보하기 위해 AS≥3.60이 되도록 적극적으로 첨가하고, 한편 Nb, V 및 Mo를 모재 인성을 확보하기 위해 DL≤2.80이 되도록 적극적으로 억제한 점에 있다. 우선, 본 발명의 강판의 강철 성분에 의해서 열간 압연 후에 생기는 조직 및 특성을 CCT 도면을 참조하여 설명한다.
도 1은 본 발명에 관한 Mn, Ni 및 Cu를 적극적으로 첨가한 극저 C계 강(A), 및 종래의 고 C계 강(B1) 및 저 C계 강(B2)의 CCT도를 나타낸다. 도면 중, BF는 베이니틱·페라이트, GBF는 그래뉼·베이니틱·페라이트, M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, F는 페라이트를 나타낸다. 동 도면으로부터, 본 발명의 강판에서는 열간 압연 후의 냉각이 고냉각 속도(CR1) 및 저냉각 속도(CR2) 중 어떤 것에서도 BF가 면적율 85% 이상, 보다 바람직하게는 90% 이상 생성되고, 제 2상 MA가 미세하게 분산된 미세 베이나이트(베이니틱·페라이트) 조직이 수득되게 된다. 이러한 BF를 주체로 하는 조직에 의해, 두께가 50mm 정도 이상인 후판이라도 모재의 기계적 성질로서 780MPa 이상의 강도가 수득되고, 또한 우수한 인성을 구비한 것이 된다. 게다가, 고냉각 속도(CR1) 및 저냉각 속도(CR2) 중 어떤 것에서도, 상기와 같이 거의 전체 조직이 경도의 냉각 속도 감수성이 낮은 BF가 되기 때문에, 소입열 용접 조건(입열 수 kJ/cm 정도)에서는 HAZ의 경도를 저감(내저온균열성을 향상)시킬 수 있고, 또한 대입열 용접 조건(입열 수 백 kJ/cm 정도) 하에서의 저속 냉각시에 있어서도 비교적 양호한 HAZ 인성을 수득할 수 있다. 한편, 종래의 고 C계 강(B1)은, 고냉각 속도(CR1)에서는 페라이트나 조대한 베이나이트가 생성되어, 그에 따라 조대하며 괴상인 MA가 생성되기 때문에, 모재 강도나 인성이 저하되어 상기 중 입열 용접시의 HAZ 인성을 확보하기도 어려웠다.
다음으로 본 발명 강판의 성분상의 제 2 요점에 대하여 설명한다.
상기 BF를 주체로 하는 조직으로 함으로써 모재 인성 및 HAZ 인성이 향상되지만, 800kJ/cm 정도의 대입열 용접 하에서도 충분한 HAZ 인성을 확보하기 위해서는, 상기 조직을 전제로 하여, HAZ에서의 구 γ 입경의 조대화를 억제하도록 비교적 다량의 N을 [Ti]/[N]비가 1.0 내지 4.0이 되는 범위로 첨가하는 것이 중요하다.
상기 N의 다량 첨가에 의해, 대입열 용접 하에서 HAZ 인성이 향상되는 이유는 분명하지 않지만, 아래와 같이 추측된다. 우선, 고 N화함으로써 TiN 생성시의 구동력을 증가시켜 통상의 방법에 의해 제조하여도 TiN을 미세 분산할 수 있다고 생각된다. 또한, 그와 동시에 N과 Ti의 첨가 밸런스를 상기와 같이 제어함으로써, TiN의 고온에서의 안정성을 증가시킬 수 있었다고 생각된다. 즉, 고 N화 및 N과 Ti의 첨가 밸런스에 의해, 접합부 근방의 구 γ 결정립의 미세화가 안정적으로 달성되어 HAZ 인성의 불균일이 대폭 개선(저감)될 수 있는 동시에, 추가로 AS, DL의 적정한 조정과 더불어 변태 후의 γ 결정립 내의 조직(베이니틱·페라이트)도 미세화할 수 있어서, 이들에 의해서 대입열 용접 후에도 우수한 HAZ 인성을 확보할 수 있었던 것으로 추측된다.
한편, 본 발명자의 연구에 의해, 종래와 같이 모상이 페라이트·퍼라이트 조직에서는, 모상 중에 고용 N이 존재하면 인성이 열화되기 때문에 충분히 고 N화 할 수 없지만, 본 발명과 같이 모상을 BF 주체의 조직으로 함으로써 고용 N을 제 2상 MA 중에 농화시킬 수 있기 때문에 고 N화해도 인성이 열화되지 않는 것을 알 수 있다.
여기서, 본 발명의 고강도 강재, 강판의 성분 한정 이유를 설명한다. 단위는 모두 질량%이다.
C: 0.010 내지 0.080%
C는 모재 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. 0.010% 미만에서는 담금질성 향상 원소를 적극적으로 첨가해도 780MPa 이상의 모재 강도를 확보할 수 없 게 된다. 한편, 0.080%를 초과하면 MA가 다량으로 생성되게 되어 모재 인성, HAZ 인성이 열화되게 된다. 이 때문에, C량의 하한을 0.01%로 하고, 바람직하게는 0.020% 이상, 보다 바람직하게는 0.030% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 한편 그 상한을 0.080%로 하고, 바람직하게는 0.070%, 보다 바람직하게는 0.060%로 하는 것이 바람직하다.
Si: 0.02 내지 1.00%
Si는 고용 강화 작용을 갖지만, 지나치게 첨가하면 모재, HAZ에 MA가 다량 생성되게 되어, 모재 인성, HAZ 인성이 열화된다. 이 때문에, Si량의 하한을 0.02%, 바람직하게는 0.10%로 하고, 그 상한을 1.00%, 바람직하게는 0.80%로 한다.
Mn: 1.10 내지 2.90%
Mn은 담금질성을 향상시켜 강도, 인성을 확보하는 데 유효한 원소이지만, 과잉으로 첨가하면 강도가 지나치게 커져 모재 인성, HAZ 인성이 오히려 저하되게 된다. 이 때문에, Mn량의 하한을 1.10%로 하고, 바람직하게는 1.40%, 더욱 바람직하게는 1.70%, 더더욱 바람직하게는 1.90%로 하는 것이 바람직하다.
P: 0 내지 0.030% 이하, S: 0 내지 0.010% 이하
이들 원소는 편석되기 쉬운 불순물 원소이며, 모재 인성, HAZ 인성에 악영향을 미치기 때문에 적을수록 바람직하고, 본 발명에서는 P를 0.030% 이하, S를 0.010% 이하로 제한한다.
Al: 0.20% 이하
Al은 탈산 원소로서 첨가하지만, 과잉으로 첨가하면 MA가 다량 생성되게 되 어 모재 인성, HAZ 인성이 열화된다. 이 때문에, Al량의 상한을 0.20%, 바람직하게는 0.15%, 더욱 바람직하게는 0.10%로 하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.40 내지 2.40%
Ni는 강철의 저온 인성의 향상 및 담금질성을 높여 강도를 향상시키는 동시에, 열간 균열 및 용접 고온 균열의 방지에도 효과가 있다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 스케일 자국이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, Ni량의 하한을 0.40%, 바람직하게는 0.60%, 더욱 바람직하게는 0.80%, 더더욱 바람직하게는 1.00% 이상으로 하고, 그 상한을 2.40%로 한다.
Cr: 0.50 내지 1.95%
Cr은 모재, 용접부의 강도를 높이지만, 과잉으로 첨가하면 모재 인성, HAZ 인성을 오히려 열화시킨다. 이 때문에, Cr량의 하한을 0.50%, 바람직하게는 0.70%, 더욱 바람직하게는 1.00%로 하고, 그 상한을 1.95%, 바람직하게는 1.70%, 더욱 바람직하게는 1.50%로 한다.
Mo: 0.16 내지 1.10%
Mo는 담금질성을 향상시켜 고강도를 확보하는데 유효하고, 템퍼링 취성(脆性)을 방지하는데 유효한 원소이지만, 과잉으로 첨가하면 모재 인성, HAZ 인성이 오히려 저하된다. 이 때문에, Mo량의 하한을 0.16%, 바람직하게는 0.22%, 더욱 바람직하게는 0.25%, 더더욱 바람직하게는 0.40%로 하고, 그 상한을 1.10%, 더욱 바람직하게는 0.80%, 더더욱 바람직하게는 0.60%로 한다.
Ti : 0.002 내지 0.030%
Ti는 N과 결합하여 질화물을 형성하고, 용접시에서의 HAZ의 오스테나이트 결정립을 미세화하여 HAZ 인성 개선에 유효한 원소이다. Ti량이 0.002% 미만에서는 세립화 효과가 너무 작기 때문에, 그 하한을 0.002%, 바람직하게는 0.007%, 더욱 바람직하게는 0.010%, 더더욱 바람직하게는 0.012%으로 한다. 한편, 과잉으로 첨가하면 TiN이 조대화되어, 오히려 모재 인성, HAZ 인성을 열화시킬 우려가 있기 때문에, 상한을 0.030%, 바람직하게는 0.025%, 더욱 바람직하게는 0.020%로 한다.
N: 0.0058 내지 0.0120%
N은 Ti와 함께 대입열 용접시의 HAZ 인성을 향상시키기 위한 중요한 원소이며, Ti와 결합하여 TiN을 형성하여 대입열 용접시의 오스테나이트 결정립을 미세화하여 HAZ 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그러나, N의 과잉 첨가는 모재 인성, HAZ 인성에 악영향을 미치게 된다. 상기 N의 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, N량의 하한을 0.0058%로 하고, 바람직하게는 0.0060%, 더욱 바람직하게는 0.0070%, 더더욱 바람직하게는 0.0080으로 하는 것이 바람직하고, 그 상한을 0.0120%로 하고, 바람직하게는 0.0100%, 더욱 바람직하게는 0.0090%로 하는 것이 바람직하다.
[Ti]/[N]: 1.0 내지 4.0
[Ti]/[N]의 비율이 1.0 미만에서는 고용 N이 과잉이 되어, 모재 인성, HAZ 인성이 열화된다. 한편, 4.0을 초과하면 TiN이 미세 분산되기 어려워져, 역시 모재 인성, HAZ 인성이 저하되게 된다. 이 때문에, 상기 비율의 하한을 1.0로 하고, 그 상한을 4.0, 바람직하게는 3.0, 더욱 바람직하게는 2.0으로 한다.
AS값: 3.60 이상
Mn, Ni, Cu의 첨가량은 모재 강도, HAZ 인성과 밀접한 관계가 있고, Cu는 Mn, Ni에 비해 2배 정도, 강도 향상 효과가 높다. 열연 후, 고냉각 속도로부터 저냉각 속도의 범위에서 모재 강도를 780MPa 이상으로 하기 위해서는, 후술하는 실시예로부터 명백한 바와 같이 AS값을 3.60 이상으로 해야 한다. 그에 의해 모상의 BF량도 85면적% 이상 수득되게 된다. 모재 인성, HAZ 인성은 BF량이 많을수록 향상되기 때문에, BF량은 바람직하게는 90면적% 이상, 더욱 바람직하게는 95면적% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 이를 위해서는 상기 AS값을 높이도록 Mn, Ni 및 후술하는 Cu의 첨가량을 조정한다. AS값이 높을수록 저냉각 속도(대입열 용접)시에 저온에서 변태한 BF가 수득되어 BF량이 증대된다. 이 때문에 AS값은 바람직하게는 4.00 이상, 더욱 바람직하게는 4.50 이상, 더더욱 바람직하게는 5.00 이상으로 하는 것이 바람직하다.
DL값: 2.80 이하
Mo는 상기한 바와 같이 담금질성을 향상시키는 작용이 있다. 후술하는 Nb, V도 동일한 작용이 있다. 한편, 이들 원소가 과잉 첨가되면, 조대한 베이나이트 조직이 생성되어 모재 인성, HAZ 인성이 열화된다. 이러한 인성의 열화 작용은 각 원소에 대하여 동일하지 않고, 발명자 등의 실험에 의해 Mo를 1로 했을 때, Nb는 12배 정도, V는 4배 정도이다. 후술하는 실시예로부터 명백한 바와 같이, vE-20= 200J 이상의 양호한 모재 인성을 확보하기 위해서는 DL값을 2.80 이하로 하고, 바람직하게는 2.50 이하, 더욱 바람직하게는 200 이하, 더더욱 바람직하게는 1.50%, 가장 바람직하게는 1.00 이하가 되게 Mo, Nb 및 V의 첨가를 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판은 이상의 성분 외에, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물에 의해서 형성되지만, 상기 성분의 작용 및 효과를 저해하지 않는 범위에서 특성을 보다 향상시키는 원소의 첨가를 방해하는 것이 아니다. 예컨대, (1) Cu: 1.60% 이하, (2) B: 0.0050% 이하, Nb: 0.100% 이하 및 V: 0.060% 미만 중 어느 1종 이상, (3) Ca 및 REM 중 1종 또는 2종을 합계 0.0050% 이하, (4) Mg: 0.0050% 이하, (5) Hf: 0.050% 이하 및 Zr: 0.100% 이하 중 어느 1종 또는 2종, (6) W: 5.0% 이하 및 Co: 5.0% 이하 중 어느 1종 또는 2종의 각 군으로부터 선택되는 원소를 단독으로 또는 복합하여 추가로 함유할 수 있다. 이하, 이들 보조 원소의 한정 이유를 설명한다.
Cu: 1.60% 이하
Cu는 고용 강화와 석출 강화에 의해서 모재 강도를 향상시키고, 또한 Mo, Mn, Ni, Cr 정도는 아니지만 담금질성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이러한 작용을 효과적으로 발현시키기 위해서는, 바람직하게는 0.30% 이상, 더욱 바람직하게는 0.50% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 특히, 1.60%를 초과하면 모재 인성, HAZ 인성을 저하시키게 되므로, Cu량의 상한을 1.60%로 하고, 바람직하게는 1.40%, 더욱 바람직하게는 1.20%, 더더욱 바람직하게는 1.00%로 하는 것이 바람직하다.
B: 0.0050% 이하
B는 담금질성을 향상시켜 HAZ 인성을 개선하는 작용을 갖는다. 특히, 입열량이 큰 용접시에 그 효과는 크다. 이러한 작용을 효과적으로 발현시키기 위해서 는, 0.0005% 이상의 첨가가 바람직하다. 특히 다량으로 첨가하면 오히려 모재 인성, HAZ 인성을 열화시키게 된다. 이 때문에, B량의 상한을 0.0050%로 하고, 바람직하게는 0.030%, 더욱 바람직하게는 0.0020%로 하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.100% 이하
Nb도 B와 마찬가지로 담금질성을 향상시킨다. 즉, 고용 Nb는 모재의 담금질성을 향상시켜 모재 강도, 용접 이음 강도를 향상시키는 효과가 있지만, 과잉 첨가하면 강도가 지나치게 커져 모재 인성, HAZ 인성을 열화시키게 된다. 이 때문에, Nb량의 상한을 0.100%, 바람직하게는 0.040%, 더욱 바람직하게는 0.020%로 한다.
V: 0.060% 미만
V도 B, Nb와 마찬가지로 소량 첨가에 의해 담금질성을 향상시킨다. 또한, 템퍼링 연화 저항을 높이는 효과가 있다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 강도가 지나치게 커져 모재 인성, HAZ 인성을 열화시키게 된다. 이 때문에, V량의 상한을 0.060%, 바람직하게는 0.050%, 더욱 바람직하게는 0.040%으로 한다.
Ca, REM: 합계 0.0050% 이하
이들 원소는, MnS를 구상화하는 개재물의 형태 제어에 의해 이방성을 저감시키는 효과를 갖고, HAZ 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그러나 과잉으로 첨가하면 모재 인성을 오히려 열화시키게 된다. 이 때문에, 이들 원소는 합계로 그 상한을 0.0050%, 바람직하게는 0.0030%로 한다.
Mg: 0.0050% 이하
Mg는 MgO를 형성하고, HAZ의 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제함으로써 HAZ 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 모재 인성을 오히려 열화시키게 된다. 이 때문에, 그 상한을 0.0050%, 바람직하게는 0.0035%로 한다.
Zr: 0.100% 이하, Hf: 0.050% 이하
Zr 및 Hf는 Ti와 마찬가지로 N과 질화물을 형성하여 용접시에서의 HAZ의 오스테나이트 결정립을 미세화하여 HAZ 인성 개선에 유효한 원소이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 오히려 모재 인성, HAZ 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Zr량의 상한을 0.100%, 바람직하게는 0.050%으로 하고, Hf량의 상한을 0.050%, 바람직하게는 0.030%로 한다.
W: 5.0% 이하, Co: 5.0% 이하
W 및 Co는 소량으로 담금질성을 향상시켜 강도를 용이하게 확보하기 때문에 유효하다. W는 추가로 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 작용을 함께 갖는다. 한편, 과잉으로 첨가하면 강도가 지나치게 높아져, 오히려 모재 인성, HAZ 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 이들 원소의 상한을 각각 5.0%, 바람직하게는 2.5%로 한다.
본 발명의 고강도 고인성 강판은 통상의 방법에 의해서 제조할 수 있고, 강철편을 오스테나이트 온도역, 바람직하게는 AC3 내지 1350℃ 정도로 가열한 후, 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 후, 공냉 또는 직접 냉각에 의해 60℃/sec 정도 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하면 바람직하다. MA나 GBF의 생성을 가능한 한 억제하기 위해서는, 바람직하게는 5℃/sec 정도 이상의 평균 냉각 속도로 가속 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 이 가속 냉각은 BF 변태점(650 내지 400℃ 정도) 이하의 온도역까지 실시하면 바람직하다. 확실히 BF 변태점 이하로 하기 위해서는 200℃ 정도 이하까지 실시하면 바람직하다. 한편, 가속 냉각은 고온에서는 냉각 속도가 빠르기 때문에 적어도 800℃ 이하에서 실시하면 바람직하다.
열간 압연의 마무리 온도는 통상의 방법과 같이 1000℃ 이하로 하면 바람직하지만, 870℃ 이하로 함으로써 HAZ 인성을 보다 향상시킬 수 있다. 그 이유는, 모재를 압연할 때 미재결정역 압연을 많이 실시하면 용접열 영향을 받아 역변태할 때, 변태핵(압연 가공에 의한 변형)이 많이 존재하여, 용접후의 구 γ 입경이 결과적으로 고온(870℃ 초과)에서 마무리되는 것 보다도 미세화되기 때문이다. 이러한 이유로, 마무리 온도를 870℃ 이하로 하는 것이 바람직하지만, 바람직하게는 800℃ 이하, 더욱 바람직하게는 750℃ 이하로 함으로써, 보다 효과적으로 HAZ 인성을 향상시킬 수 있다. 또한, 이러한 저온 마무리 압연을 실시함으로써, 통상적 방법으로써 열간 압연을 실시하는 경우에 비해, AS의 하한을 3.20 정도까지 하방으로 확대할 수 있다.
상기 제조 방법에 의해, 열간 압연 후, 고냉각 속도로부터 저냉각 속도에 걸쳐 BF가 면적%로 85% 이상, 바람직하게는 90% 이상을 포함하여, 잔부가 GBF, MA로 형성된 고강도, 고인성 조직이 수득된다. MA는 BF나 GBF의 계면에 미세하게 생성되기 때문에, 덩어리 형상 MA와 같이 인성을 열화시키지 않지만, 적은 편이 우수한 인성이 수득되기 때문에, 바람직하게는 5.0면적% 이하, 더욱 바람직하게는 3.0% 이하로 하는 것이 좋다.
본 발명의 강판은 상기한 바와 같이, 열간 압연 후의 냉각이 고냉각 속도로부터 저냉각 속도에 걸쳐 BF를 주체로 한 조직이 수득되기 때문에, 비교적 두꺼운 강판, 예컨대 두께가 50nm 정도인 것이라도 780MPa 이상의 강도를 가지면서, 양호한 모재 인성, HAZ 인성, 내저온균열성을 갖는 것이 된다.
다음으로 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이러한 실시예에 의해 한정적으로 해석되지 않는다.
실시예
하기 표 1 내지 3에 나타내는 강을 용제하고, 그 용탕을 주조하여 수득된 슬래브(두께 250mm)를 1150℃에서 가열한 후, 열간 압연을 실시하고, 표 4 및 5에 나타내는 마무리 온도로 열간 압연을 종료하고, 800 내지 200℃의 온도역을 10℃/sec의 평균 냉각 속도로 직접 냉각(온라인에서의 수냉)했다. 한편, 표 4 및 5의 시료의 강은 시료 번호와 동일한 강 번호(표 1 내지 3)의 강에 대응한다.
수득된 열연판(판 두께 50mm)에 대하여, 열연판의 판 두께의 1/4부위로부터 조직 관찰 시험편을 채취하여, 광학 현미경 관찰(배율 400배)을 실시한 결과, BF를 주체로 하고, 잔부가 GBF 및 MA에 의해 형성되어 있었다. 또한, BF의 면적 분률을 측정하기 위해, 조직 관찰 시험편을 나이탈 부식 후, SEM(주사 전자 현미경)을 이용하여 배율 1000배로 조직을 촬영하고, 촬영한 화상을 화상 해석 소프트웨어(명칭 Image-Pro, 프라네트론사 제품)를 이용하여 해석하여 BF의 면적률을 구했다. 그 결과를 표 4 및 5에 함께 나타낸다. 한편, 발명예(시료 No. 1 내지 59)에 관해서는 MA량을 측정한 결과, 3.0면적% 이하였다.
또한 하기 요령으로 인장 시험, 충격 시험을 실시하여, 모재의 기계적 성질을 조사했다. 합격 레벨은 인장 강도가 780MPa 이상, 인성이 흡수 에너지(vE-20)로 200J 이상이다.
·인장 시험
각 강판의 판 두께 1/4부위로부터 JIS4호 시험편을 수득하고, 인장 시험을 실시하여 0.2% 내력 및 인장 강도를 측정했다.
·충격 시험
각 강판의 판 두께 1/4부위로부터 JIS4호 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하고, -40℃에서의 흡수에너지(vE-20)를 구하여 모재 인성을 평가했다.
또한, 하기의 요령으로 HAZ 인성을 조사했다.
입열 800kJ/cm의 1패스 대입열 용접(일렉트로 슬래브 용접)을 실시하고, 접합부(용융선)로부터 0.5mm 떨어진 HAZ로부터 JIS4호 시험편을 채취하고, V 놋치 샤르피 충격 시험을 실시하여 -40℃에서의 흡수 에너지(vE-40)를 측정했다. 이 때, 샘플수를 5개로 하고, 그 평균치를 구하여 HAZ 인성을 평가했다. 합격 레벨은 흡수 에너지(vE-40)가 평균치로 150J 이상이다.
한편, 발명예에 대해서는, JISZ3158에 규정된 y형 용접 균열 시험 방법에 따라서, 시험에 제공한 강판을 0℃ 및 -20℃로 식힌 상태(루트 균열 방지 예열 온도 = 0℃, -20℃)로 입열 1.7kJ/mm에서 피복 아크 용접을 실시하여 내저온균열성을 조 사했지만, 어느 온도에 있어서도 균열이 생기지 않았다.
상기 조사 결과를 표 4 및 5에 함께 나타낸다. 상기 표로부터, 발명예는 모재 인성에 관해서는 인장 강도가 780MPa 이상이고, 또한 vE-20가 모두 200J 이상이며, 고강도로 하여 모재 인성이 우수하다. 또한, 800J/cm이라는 대입열 용접시의 HAZ 인성에 관해서도, vE-40이 150J 이상의 흡수 에너지를 가져, 대입열 용접에 있어서도 HAZ 인성이 우수하다는 것이 확인되었다.
한편, 합금 조성, [Ti]/[N], AS값, DL값 중 어느 하나가 발명 범위를 벗어나는 비교예(표 5, No. 81 내지 115)는, 발명예와 같이 열간 압연 후, 10℃/sec 정도의 가속 냉각을 실시했음에도 불구하고, HAZ 인성이 60J 정도에 이르지 않은 것이 대부분이며, 또한 모재의 vE-20가 대개 200J 미만으로, 모재 인성이 열화된 것이었다.
Figure 112006085157039-pat00007
Figure 112006085157039-pat00008
Figure 112006085157039-pat00009
Figure 112006085157039-pat00010
Figure 112006085157039-pat00011
본 발명의 강재 및 강판에 따르면, C를 극저량으로 하고, Mn 및 Ni, 또는 추가로 Cu를 AS값이 3.60 이상으로 되도록 적극적으로 첨가하는 한편, Mo, Nb 및 V의 첨가를 DL값이 2.80 이하가 되도록 억제했기 때문에, 열연 후의 냉각 속도의 고저에 구애받지 않고, 또한 판 두께가 두꺼운 경우에도 베이니틱·페라이트를 주체로 하는 조직으로 할 수 있어서 모재 강도 및 모재 인성이 우수하다. 또한 비교적 다량의 N을 소정의 [Ti]/[N] 비의 범위 내에서 첨가했기 때문에 TiN을 고온으로 안정화시킬 수 있고, 이것에 의해서 접합부 근방의 구 γ결정립을 미세화할 수 있기 때문에 대입열 용접을 실시한 경우에도 우수한 HAZ 인성을 얻을 수 있다.

Claims (9)

  1. 질량%로,
    C: 0.010 내지 0.080%,
    Si: 0.02 내지 1.00%,
    Mn: 1.10 내지 2.90%,
    P: 0 내지 0.030%,
    S: 0 내지 0.010%,
    Al: 0.20% 이하,
    Ni: 0.40 내지 2.40%,
    Cr: 0.50 내지 1.95%,
    Mo: 0.16 내지 1.10%,
    Ti: 0.002 내지 0.030% 및
    N: 0.0058 내지 0.0120%를 포함하고,
    1.0≤[Ti]/[N]<4.0이며,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 하기 식으로 정의되는 AS값 및 DL값이 AS≥3.60, DL≤2.80이며, 조직이 주로 베이니틱·페라이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접열 영향부의 인성이 우수한 고강도 강재.
    AS = [Mn] + [Ni] + 2×[Cu]
    DL = 2.5×[Mo] + 30×[Nb] + 10×[V]
    (단, 상기에서 [X]는 원소 X의 함유량(질량%)을 나타낸다)
  2. 제 1 항에 있어서,
    Cu: 1.60% 이하를 추가로 포함하는 고강도 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    B: 0.0050% 이하, Nb: 0.100% 이하 및 V: 0.060% 미만 중 어느 1종 이상을 추가로 포함하는 고강도 강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    Ca 및 REM 중 1종 또는 2종을 합계 0.0050% 이하로 추가로 포함하는 고강도 강재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    Mg: 0.0050% 이하를 추가로 포함하는 고강도 강재.
  6. 제 1 항에 있어서,
    Hf: 0.050% 이하 및 Zr: 0.100% 이하 중 어느 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 고강도 강재.
  7. 제 1 항에 있어서,
    W: 5.0% 이하 및 Co: 5.0% 이하 중 어느 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 고강도 강재.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 따른 고강도 강재에 의해 형성된 고강도 강판.
  9. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 따른 성분을 갖는 강을 오스테나이트역 온도로 가열하고, 마무리 온도를 870℃ 이하로 하여 열간 압연하고, 냉각하는 고강도 강판의 제조방법.
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