KR100868572B1

KR100868572B1 - 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 ＭＰａ급 이상의고장력 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR100868572B1
Application number: KR1020077001915A
Authority: KR
Inventors: 야스시 하세가와; 나오키 사이토; 유이치 다나카
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2004-08-24
Filing date: 2005-05-02
Publication date: 2008-11-13
Also published as: KR20070030927A

Abstract

본 발명은 용접열 영향부의 강도와 인성을 동시에 모재와 동등하게 높일 수 있는 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재 및 그 제조 방법을 제공함으로써, 질량%로, C=0.005 내지 0.10%, W=0.10 내지 3.0%, Nb=0.010 내지 0.080%, V=0.010 내지 0.50%를 함유하고, Ti를 0.005% 미만으로 제한하고, EC=2[C]-[Nb]/9-[V]/12>0.020을 만족하고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이, 정전위 전해 추출 잔사을 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻어지는 분석값에 대하여 0.0050% 이하이고, 강의 단면에 있어서의 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직인 것을 특징으로 하는 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재 및 그 제조 방법이다.

고장력 강재, 인장 강도 550 MPa급, 고용 강화

Description

용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 ＭＰａ급 이상의 고장력 강재 및 그 제조 방법{HIGH TENSILE STEEL PRODUCT BEING EXCELLENT IN WELDABILITY AND TOUGHNESS AND HAVING TENSILE STRENGTH OF 550 MPa CLASS OR MORE, AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 인장 강도가 550 MPa 이상으로 높고, 더 상세하게는 강판의 압연 방향의 인장 강도가 550 MPa 이상이며, 각종 구조용 재료 또는 기계용 부품으로서 조립, 건조 시에 주로 용접을 적용하고, 그 이음부 특성에도 모재와 동등한 사양이 필요한 고장력 강, 예를 들면 조선, 교량, 건축용 각종 강재, 그리고 실온 이하의 온도에서 사용하는 내압 저장 용기의 제조 시에 사용하는 강재에 관한 것이다.

탄소 함유량이 0.3% 이하인, 이른 바, 저탄소강은 가공성과 용접성이 우수하여, 많은 구조물로 사용된다. 건축물, 차량, 선박, 산업용 기계 등은 이들 저탄소강으로 골격 또는 내격 또는 외곽을 구성하여, 구조체가 필요로 하는 강도를 주로 담당한다. C를 줄인「연강」으로는 그 강도를 극도로 높여 구조체의 중량을 경감하기 위한 기술 개발이 활발하게 이루어져 왔다. 용접 구조로 이루어진 구조체는 강의 비강도(단위 질량당 강도)를 높임으로써 대형화 또는 구조의 복잡화 그리고 강도가 높아져서 얻어지는 안전성을 획득하여 왔다.

그러나, 저탄소강의 강도 상승에는 탄소 이외의 합금 원소의 대량 첨가가 필요하거나 또는 강의 제조시에 엄격하게 결정 조직을 제어하기 위한 장치의 복잡화를 수반하는 등, 고강도화 또는 가공성을 얻는 대신에 생산성의 저하나 생산 비용의 상승을 수반한다고 하는 문제가 있었다. 특히 최근에는 구조체 제조 시에 불가피한 용접 시공 공정을 극도로 단축하는 것을 시도하여 용접입열을 증대시키는 기술의 개발이 진행되었다. 그 결과, 용접시의 입열은 5만 J/cm를 초과하는 것이 많아지고, 일부에는 10만 J/cm, 건축물에서는 20만 J/cm를 초과하는 입열에서의 용접까지 실시되고 있다. 높은 용접입열의 경우, 피용접 재료는 큰 열 영향을 받고, 용융 금속의 바로 옆에서는 1400℃나 되는 고온에 노출되고, 또한 강의 A₃ 변태 온도인 900℃ 이상의 온도에 노출되는 이른바 「용접열 영향부」의 폭이 넓어진다.

그 결과, 이 용접열 영향부에서는 엄격하게 조직을 제어하여 제조한 저탄소강의 조직이, 큰 용접입열에 의한 승온과 그 후의 용접 이음부의 냉각 속도로 결정되는 제어 불가능한 조직 형태로 변질된다. 용접 후에 잔류 응력 제거를 위한 어닐링 정도의 열처리는 실시된다고 하여도, 그러한 열처리는 변태 온도 이상의 재가열이 아니므로, 변질된 조직을 개선하는 것은 곤란하다.

이러한 용접열 영향부에 있어서도, 구조체는 용접열 영향이 없는 건전부와 같은 특성을 극도로 유지하는 것이 요구되기 때문에, 결국은 이 용접열 영향부에서의 강재의 특성 발휘가 최대 주요 과제가 되고, 그 확보를 위한 기술 개발이 재료 개발의 주요 과제가 되었다.

결정 조직, 특히 용접 본드 근방의 구γ 입자 지름의 증대를 방지하기 위하여, 고온에서 분해하기 어려운 질화물이나 산화물을 이용한 강재에 관한 발명이 일본국 특공소57-19744호 및 일본국 특허 제3256118호 등에 기재되어 있다. 그러나, 본 발명에서 대상으로 하는 강도가 550 MPa 이상이고, 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트인 고장력 강에 있어서는 이들 발명을 적용하여도 재료의 강도를 발현하기 위하여 실시한 결정 조직의 제조시에 있어서의 전술한 형태, 즉, 모재와 동등한 결정 입자 지름, 전위 밀도, 석출물의 분산 밀도는 용접시의 열 영향에 의하여 재변태를 거침으로써 변화하기 때문에 재현하기가 곤란하고, 모재와 동등한 인성이 확보될 수 있는 경우에도 이러한 열 영향부에서의 강도를 모재와 동등하게 하는 것이 곤란하다고 하는 과제가 해결되지 않았다.

한편, Ni나 Cr, Mo 등을 첨가하여, 강재의 퀀칭성을 향상시키고, 강도를 확보하는 수법도 당연히 합금 설계 방법으로서는 타당하다. 그러나, Ni나 Mo는 고가의 원소이며, 공업적으로는 구조용 강에, 예를 들면 5%를 초과하여 대량으로 첨가하는 것은 실용적이지 않다. 비용의 대폭 상승을 꺼려서, 첨가량을 제한하는 경우에는 효과가 적고, 비용 증가가 문제가 되기 때문에, 실용적인 해결책이 되기 어렵다. 또한, Cr은 석출 취화를 일으키기 쉽고, 강도가 상승하는 대신에 인성을 잃게 된다. Nb, V, Ti 등의 원소를 대량으로 첨가하였을 경우에도 마찬가지이어서, 고장력 강의 열 영향부의 특성을 균형 있게 얻으려고 하는 경우에는 공업적으로 답보 상태에 있다.

한편, 그 기구는 불분명하지만, W를 첨가하여, 재료의 강도 향상을 도모하는 기술에 대하여는 내열강을 중심으로 많은 기술이 개발되고 있다. 일본 공개 특허 공보 평10-46290호, 일본 공개 특허 공보 평8-225884호 및 일본 공개 특허 공보 평9-217146호에는 Cr을 0.8% 이상 함유하는 내열강에 있어서, 그 크리프 파단 강도를 향상시키는 목적에서 W를 0.01 내지 3.5% 함유하는 강재에 대한 발명이 기재되어 있다. 다만, 이들은 모두 크리프 특성의 향상이 취지이며, 그 용접열 영향부에 있어서 강도와 인성의 양립에 대하여는 내열강의 사양 온도가 최저 400℃ 이상이기 때문에 인성에 대한 요구가 거의 없고, 있다고 하여도 시공시의 분열 또는 수압 시험시의 손상을 대상으로 한 것이며, 또한 원래 내열강으로 구성되는 고온 고압의 발전 플랜트 또는 석유화학 플랜트에서는 입열이 높은 용접 조건은 용접 이음부의 취화를 염려하여, 이를 전혀 채용하지 않는다. 따라서, W의 첨가는 대입열의 용접열 영향부 특성을 제어하는 것이 아니고, 또한 강 중에서의 존재 형태도 당연히 차이가 나고, 본 발명이 대상으로 하는 실온 이하에서의 구조체에 실시되는 대입열 용접의 열 영향부에 있어서의 특성 확보를 고려하고 있지 않고, 그 화학 성분 구성이 원인이 되어, 가령 대입열 용접을 적용하였을 경우에는 필연적으로 인성은 현저하게 저하되는 것이 통례이었다.

또한, 실온 이하에서 사용되는 구조용 재료에 W를 첨가하는 기술에 대하여서는 다른 강재의 특성 향상을 꾀하기 위하여 적용되고 있는 예가 있다. 특허 제 2633743호 공보에는 결정 입자 지름을 미세하게 제어하는 후강판의 제조 방법에 관한 발명이 개시되어 있고, W를 2.0% 이하의 범위로 첨가하는 강재에 관한 발명이 기재되어 있다. 그러나, 이 경우에는 W를 재료의 퀀칭성 향상의 목적으로 첨가하고 있기 때문에, 그 석출 비율에 관한 기재가 없고, 따라서 고용 강화를 효과적으로 이용하는 기술에 대하여는 전혀 알려져 있지 않다. 일본 공개 특허 공보 평4-350119호에서는 강판의 폭 방향 온도 분포를 제어하여 강판의 판면 내 결정립을 도처에서 균일하게 제어하는 방법에 관한 발명의 기재가 있으나, 이 경우에도 역시 W의 첨가는 퀀칭성 향상이 목적이며, 석출량을 제한하는 기술에 대한 기재는 없다. 즉, W의 고용 강화를 적극적으로 이용하는 기술에 대한 기재가 없다. 이와 같이 일본 공개 특허 공보 평9-271806호에서는 강판 표면의 스케일 균일성을 목적으로 하는 강판의 제조 방법과 강판에 관한 발명의 기재가 있으나, 상기 기술과 완전히 동일하게 W의 석출 제어에 관한 지견이 없고, 고용 강화의 적극적 이용은 고려되고 있지 않다.

일본 공개 특허 공보 평7-331382호 및 일본 공개 특허 공보 2003-3229호에서는 용접열 영향부의 피로 강도를 향상시키는 발명에 관한 기재가 있고, W를 0.01 내지 2.0% 첨가하고, 석출 강화 또는 고용 강화로 작용시키는 기재가 보인다. 그러나, 그 석출 비율에 대한 언급은 없고, 금속간화합물로서의 석출도 전혀 알려져 있지 않고, 단지 W를 첨가함으로써 강재 강도의 향상을 목적으로 한 것으로, 당연히 석출량의 제어가 이루어지지 않는 경우에는 이들 기술을 사용하여도, 본 발명의 과제인 550 MPa급 강의 강도와 인성을 모재와 용접부 모두 달성하는 것은 전술한 바와 같은 이유로 곤란하다.

한편, Ti와 W를 동시에 첨가하고, W를 석출시켜서 강화에 기여시키는 발명에 관한 기재가 일본 공개 특허 공보 2003-313630호에 개시되어 있다. 그러나, Ti와 W 를 동시에 첨가하는 기술적 사상은 특허 제2987735호 공보에도 기재되어 있고, 또한 열처리로 조직을 제어하는 방법을 병기하고 있기는 하지만, 안정적인 Ti-W-C의 석출물의 분해 등은 그 성질상 발생할 리도 없고, 오히려 석출량을 규정하여 유효하게 이용하는 내용의 지견이 있을 뿐이다.

따라서 이상 설명한 바와 같이, 종래 기술에 있는 고장력 강의 합금 설계에 있어서 W는 항상 석출 강화에 의하여 재료 강도를 향상시키는 것을 제1 작용·효과로서 사용하는 발명에 관한 것일 뿐, 이들 발명에서는 필연적으로 용접열 영향부에서의 석출물에 의한 취화는 피하기 어려우며, 강도 550 MPa 이상의 고장력 강에 있어서 용접의 열 영향부에 있어 모재와 동일한 강도와 인성 특성을 확보하는 것은 실현될 수 없다고 하는 과제가 남아 있었다.

본 발명은 종래의 고장력 강이 안고 있는 문제점, 즉 저탄소강의 강도와 인성의 밸런스를 조질(調質)하여 제조하는 인장 강도가 550 MPa급 이상인 강재에 있어서, 용접열 영향부의 강도와 인성을 동시에 모재와 동등하게 높이는 것이 곤란하다는 문제점을 해결하는 강재를 제안하고, 또한 그 화학 성분을 가지는 강에 있어서 강도와 인성 밸런스를 항상 안정적으로 얻기 위한 제조 방법에 대하여도 동시에 제공한다.

본 발명은 상기와 같은 종래강의 과제, 즉, 인장 강도 550 MPa 이상의 고인성 고장력 강이며, 입열이 5만 J/cm를 초과하는 대입열 용접의 열 영향부의 인성을 확보하는 것을 필수로 하는 강재에 있어서, 이음부와 모재의 강도, 인성을 동등하게 하기 위하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 질량%로, C: 0.005 내지 0.10%, Si: 0.O1 내지 0.40%, Mn: 0.10 내지 3.0%, Al: 0.010 내지 0.10%, W: 0.10 내지 3.0%, V: 0.010 내지 0.50%, Nb: 0.010 내지 0.080%를 함유하고, 불순물로서 P, S, N, O, Ti를, P: 0.020% 이하, S: 0.0040% 이하, N: 0.006% 이하, O: 0.0060% 이하, Ti: 0.005% 미만으로 제한하고, 아래 (1)식의 EC값이 0.020 초과이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 정전위 전해 추출 잔사를 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻는 분석값에 있어서, 0.0050% 이하이며, 강의 단면에 있어서 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직인 것을 특징으로 하는 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.

EC=2[C]-[Nb]/9-[V]/12 … (1)

여기에서, [C], [Nb], [V]는 각 성분의 질량%이다.

(2) 또한, 질량%로, Ni: 0.010 내지 0.50%, Cu: 0.010 내지 0.50%, Co: 0.010 내지 0.50%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.

(3) 또한, 질량%로, Cr: 0.020 내지 0.60%, Mo: 0.010 내지 0.50%의 1종 또는 2종을 함유하고, 상기 (1)식을 대신하여 아래와 같은 (2)식의 EC값이 0.020 초과인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.

EC=2[C]-[Nb]/9-[V]/12-[M]… (2)

다만, [M]=[Cr]/23+[Mo]/91,

여기에서, [C], [Nb], [V], [Cr], [Mo]는 각 성분의 질량%이다.

(4) 또한, 질량%로 B: 0.0003 내지 0.0035%, Ca 0.0003 내지 0.0045%, Mg: 0.0003 내지 0.0045%, Y: 0.001 내지 0.050%, Ce: 0.001 내지 0.050%, La: 0.001 내지 0.050%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3)의 어느 하나에 기재된 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.

(5) 상기 (1) 내지 (4)의 어느 하나에 기재된 성분을 가지는 강편을, 통상의 방법에 의하여 가열하거나 또는 주조 후의 현열에 의하여 가열하지 않고, 조압연, 마무리 압연을 실시하고, 그 직후에 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭함으로써 베이나이트 조직을 얻거나, 또는 200 내지 700℃의 온도 영역으로 가열 소요 시간 1 내지 240 분으로 승온하고, 상기 온도 영역에서 10 분 이상 10 시간 이하로 유지한 후, 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭하는 것을 특징으로 하는 강의 단면에 있어서의 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직이고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 정전위 전해 추출 잔사를 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻는 분석값에 있어서 0.0050% 이하인 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재의 제조 방법.

도 1은 W의 석출을 제한하기 위한 화학 성분 규제 파라미터 EC값과 석출 W량의 관계를 나타내는 도면이다.

도 2는 강판 시험편으로부터 특성 평가용 시험편을 채취하는 요령을 나타내는 도면이다.

[발명을 실시하기 위한 최선의 실시 형태]

본 발명의 550 MPa급 이상의 강도를 가지는 모재 및 용접 이음부의 쌍방에서 인성이 우수한 강재와 그 제조 방법에 대하여 설명한다.

먼저, 본 발명의 목적을 달성하기 위하여, 강재 중에 기본 성분으로서 함유하는 화학 성분 및 불가피한 불순물로서 제한하여야 할 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서 특별한 설명이 없는 한,「%」는「질량%」를 의미한다.

C: C는 강재의 조직을 형성하고, 그 강도를 결정하는데 있어서 엄밀하게 제어할 필요가 있는 중요한 원소이다. 본 발명에서는 그 인장 강도가 550 MPa 이상인 고장력 강에 관한 것이기 때문에, 조직은 베이나이트 또는 마르텐사이트 및 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직인 것이 좋다. 이런 관점에서 강재의 제조시에 있어서의 냉각 속도, 다른 합금 첨가 원소를 감안하여, 그 하한을 0.005%로 한정하였다. 0.005% 미만의 탄소량에서는 강도의 저하가 발생하고, 본 발명이 목적으로 하는 고장력 강은 얻을 수 없다. 또한, C를 0.10%를 초과하여 첨가하는 경우, 본 발명의 최대의 특징인 W를 고용 상태로 두는 목적을 달성할 수 없는 경우가 있기 때문에, 그 첨가 상한을 0.10%로 하였다. 또한, C 함유량 하한은 아래 (1), (2) 식의 EC값에 의하여도 규제된다.

Si: Si는 강재의 제조에 있어서, 탈산 내지는 입자 내 고용강화에 유효하다. 그 효과는 0.01%부터 발현되고, 0.40%를 초과하여 첨가하면 기재인 철과의 원자 반경 차에 기인하는 강화 작용이 너무 커지기 때문에, 오히려 인성을 해치는 경우가 있어서, 그 첨가 상한을 0.40%로 하였다.

Mn: Mn는 강재의 담금질성을 높여 조직에 의한 강화에 이용할 수 있는 원소이다. 그 효과는 0.10%부터 발현되고, 3.0%를 초과하여 첨가하면 주조 공정에 있어서 강 편석을 일으켜 잉곳의 손괴를 초래하는 경우가 있기 때문에, 그 첨가 범위를 0.10 내지 3.0%로 한정한다.

Al: Al은 강한 탈산 효과를 가지고, 본 발명강의 출강 탈산시 또는 2차 정련시에 강 중 산소 농도를 제어할 수 있다. 오히려, 탈산 이외에도 질소와의 친화력이 높고, 강 중 질소 농도를 제어하는 능력이 있다. 본 발명강에서는 의도적으로 Ti를 제한하여 강 중에 석출되지 않게 배려하고 있으나, Al이 질소를 고정함으로써, Ti의 질화물로서의 석출은 실질적으로 전무한 것이 되기 때문에, Al은 단순한 탈산만을 목적으로 하여 첨가하는 것이 아니고, 강 중 질소의 제어 원소, 나아가서는 Ti의 석출을 제한하는 것에 특징이 있다. 그 효과는 0.010%부터 현저해지고, 0.10%를 초과하여 첨가하는 경우, 강 중에 Al 산화물 (주로 Al₂O₃)의 클러스터를 생성하고, 오히려 강재의 인성을 해치기 때문에, 그 첨가 범위를 0.010 내지 0.10%로 제한하였다.

W: W는 본 발명강의 주요 필수 첨가 원소이며, 고용 상태로 존재시킴으로써 발명의 효과를 발휘한다. 고용 원소로서 기재 격자에 변형을 가하여, 강화하는데 필요한 최저 첨가량이 0.10%이고, 3.0%를 초과하여 첨가하는 것은 마이크로 편석을 조장하여 조직의 균일성이 없어져서 베이나이트 조직을 균일하게 얻을 수 없는 경우가 있고, 인성을 열화(劣化)시키기 때문에 그 첨가 범위를 0.10 내지 3.0%로 한정하였다. 또한, W를 첨가하여 고용 상태로 잔류시키기 위해서는 W의 첨가량을 단지 규제하는 것만으로는 어렵고, 후술하는 EC값을 0.020 초과로 하여 W가 탄화물 중에 부분적으로 들어가지 않도록 할 필요가 있다.

Nb: Nb는 강 중에서 탄소와 결합해 강재의 변태 거동에 영향을 미친다. 특히, Ac₃점 이하의 온도에서 강재를 압연하는 경우에, 조성적 과냉각 상태에 있는 오스테나이트상의 재결정을 억제하는 효과가 우수하고, 또한 열처리시에 석출한 경우에는 석출 강화에도 유효하다. 그 첨가는 0.010% 미만에서는 효과가 없고, 0.080%를 초과하여 첨가하는 경우, 조대(粗大)한 탄화물로서 결정립계에 석출되는 경향이 있는데, 그 경우에 본 발명의 최대의 특징인 고용 W가 Nb의 일부를 치환하여 탄화물 중에 고용함으로써 간접적으로 석출되는 경우가 있기 때문에, 그 첨가 상한을 0.08%로 한정하였다.

V: V는 Nb와 같이 탄화물로서 석출되지만, 주로 5O0℃ 이하의 냉각 중에, 또는 열처리시에 석출함으로써 석출 강화 작용을 통하여 강재를 강화한다. 또한, 석출되지 않는 상태에 있는 V는 강재의 퀀칭성을 높여서 저온 변태를 유인하여, 강도 향상에 공헌한다. 그 첨가량은 0.010%부터 발현되고, 0.50%를 초과하여 첨가하는 경우에는 조대한 입계 탄화물로서 석출되고, 이것도 마찬가지로 일부가 W와 치환되 기 때문에, W를 고용 상태에 두는 것을 특징으로 하는 본 발명의 효과를 줄이므로, 그 첨가 범위를 0.010 내지 0.50%로 제한하였다.

본 발명은 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 0.0050% 이하인 것을 특징으로 한다. W의 석출량이 0.0050% 이하인 경우에, W의 고용 강화의 기능이 충분히 발휘되기 때문이다. 또한, 강재의 W 석출량이 0.0050% 이하이면, 용접열 영향부의 W 석출도 억제할 수 있다. 이를 위한 목표값으로서 석출 W량은 정전위 전해 추출 잔사의 습식 정량 분석 결과에 의하여 절대값을 측정하는 경우에 있어서, 0.0050 질량% 이하인 것으로 규정하고 있다. 본 발명에서는 첨가한 W의 적어도 95% 이상을 고용 상태로 활용한다. 한편, W의 석출량을 0.0050% 이하로 하기 위하여는 Nb나 V 등의 강한 탄화물 형성 능력을 가지는 첨가 원소는 단독으로 상한값을 한정하는 것만으로는 불충분하여, W의 석출을 안정적으로 방지할 수 없다. W 석출량을 0.0050% 이하로 하기 위한 본 발명의 제1 특징은 탄소와의 사이에 아래와 같이 (1)식으로 나타내는 EC값이 0.020 초과가 되도록, 동시에 연관된 제한을 가하는 것에 있다.

EC=2[C%]-[Nb%]/9-[V%]/12… (1)

이 값은 실험적으로 얻은 경험식의 계산값이며, 이 부등식을 만족하도록 C, Nb, V의 첨가량에 제한을 가하지 않으면 본 발명의 특징인 고용 W의 최대 활용을 달성할 수 없다.

또한, C는 강재 강도와 조직 제어의 점에서 첨가하지만, N은 불순물로서 저감하고 있으므로, EC값에는 산입하지 않는다.

또한, 식 EC를 정의한 것은 이하와 같은 실험 결과에 기초한 것이다.

본 발명 및 본 발명으로부터는 Nb, V의 첨가량이 과잉인 쪽에 EC값의 식의 제한으로부터 벗어나는 강을 50 ㎏, 300 ㎏, 2 ton의 진공 용해로 용제하여, 잉곳으로 주조하고, 그 후 필요에 따라서 열간 단조 등으로 압연용의 소형 슬라브로 하고, 실험실의 열간 압연기로 15 내지 60 mm 두께의 강판으로 열간 압연하였다. 압연 온도는 700 내지 1000℃의 사이에서 여러 가지로 변화시키고, 압연 후의 냉각은 방랭 또는 수냉을 실시하였다. 그 후, 재료의 강도를 55O MPa급 이상, 그리고 O℃ 이하의 인성 천이 온도를 가지도록, 필요에 따라서 템퍼링하였다. 또한 별도로 Ac₃점 이상으로 재가열하여 퀀칭 또는 방랭 등의 재열처리를 실시하고, 또한 템퍼링 처리를 1회 또는 복수회 실시하였다.

강판의 압연 방향과 평행한 방향의 판 두께 1/2 위치로부터 JIS Z22O1에 기재된 4호 인장 시험편에서 강도가 550 MPa 이상인 것을 확인한 후, JlS Z2202에 기재된 2 mm V 홈이 있는 4호 충격시험 시험편으로 연성-취성 파면 천이 온도 (이하, 간단하게 천이 온도라고 한다.)를 구하고, 동시에 강재의 1 판 두께 중심 위치로부터 15 mm 각의 분석용 시험편을 채취하고, 이것을 정전위 전해하여 얻은 잔사를 흡인 여과하여 채취하고, 그 여과지 상에 걸러진 석출물을 X선 회절에 의하여 구조 해석하고, 또한 습식 분석 (주로 산용해 후에 형광 X선 분석)으로 포집량을 검량하며, 그 후, 최초로 용해된 기재의 질량을 검량 (용해되고 남은 기재의 양을 칭량하여 용해 전의 양으로부터의 차로서 산출) 하고, 석출 비율을 질량%로 구하였다. 도 1은 이 실험 결과를 나타낸다. 횡축은 EC값이며, 세로축이 석출 W량이다. EC값이 0.020 초과에서는 석출 W량이 0.0050%를 초과하는 경우는 없는 것이 분명하다.

또한 상기 식 (1)에서 주어지는 EC값이 0.020 초과이어도, 본 강은 아직 안정적으로 고용 W의 최대 활용에는 이르지 않는다. 이것은 본 발명강을 여러 가지 용도에 적용하는데 있어서 중요하고, 특히 입계에 탄화물을 형성하는 제조 조건, 예를 들면 열간 압연 후의 제어 냉각시, 압연 후의 통상의 냉각시 또는 열처리 등의 공정 중, Ti(C, N)의 석출이 있으면, W는 (Ti, W)(C, N)의 형태로 석출되는 경우가 있고, 특히 강판의 중심 편석부에서 Ti가 농축되는 부위가 있는 경우에 발생하기 쉽다는 것을 본 발명자들은 실험에 의하여 밝혀내었다. 이 효과는 Nb, V의 효과와 현상론적으로는 동일한 것이지만, 그것들보다 W에 의한 치환이 빈번하게 발생하는 경향이 있고, 식과 같은 타 원소와의 가산 효과로서 정리할 수 없는 성질의 것이다.

W가 Ti(C, N) 중에 고용되는 것을 방지하려면 여러 가지 열처리나 제조 프로세스에 대한 연구도 일부 유효하기는 하지만, 완전하게 방지하는 것이 어렵고, 기본적으로 Ti<0.005%로 하고, Ti(C, N)의 석출 그 자체를 제한하여 버리는 것이 가장 유효한 방지책이라는 것을 실험 결과의 해석에 의하여 알게 되었다.

즉, W 석출량을 0.0050% 이하로 하기 위한 본 발명의 제2 특징은 Ti<0.005%로 하는 것이다. Ti의 함유량으로서는, 내화물로부터의 혼입도 포함하는 불순물로서의 Ti를 의미하고 있다.

Ti를 0.005% 이상 함유하는 경우, 석출 Ti와 결합하는 C 양은 12.5 ppm 이상이 된다. 이 결합 Ti의 반이 W로 치환되었을 경우에도, 0.0095%가 석출된다. 첨가 Ti량이 증가하면 이 값은 한층 더 상승한다. 실제로는 TiC의 일부를 W가 치환하는 비율은 반 이하이기 때문에, 실질적으로 Ti를 0.005% 미만으로 제한하기만 하면 W의 탄화물로서의 석출은 제어할 수 있다.

본 발명은 이와 같은 신규한 지견을 바탕으로 하여 성립하는 것이고, 종래의 W 첨가강과 관련된 기술과는 다른 것이다.

또한, 본 발명에서는 상기 Ti 이외에도 불가피한 불순물로서 P, S, N과 O의 혼입이 있다. 강재의 강도와 인성을 유지하여, 구조용 재료로 하기 위하여 이들의 허용 함유량에 제한을 가할 필요가 있는데, 각각 P는 0.020% 이하, 강재의 인성을 안정적으로 높게 유지하기 위하여, 바람직하게는 0.010% 이하, S는 0.0040% 이하, P의 제한 이유와 완전히 동일한 이유에서 바람직하게는 0.0030% 이하로 할 필요가 있다. N는 Ti와 탄질화물을 생성하면 W의 석출을 유인한다. Al에 의하여 고정되어야 할 원소이기 때문에, 그 함유량을 0.006%로 제한하였다. 제한이 없는 경우, 제조 공정에서 대기중으로부터 용이하게 혼입된다. 0는 탈산제인 Al을 투여하는 경우에 제조 공정의 내화물로부터 혼입하는 경우가 있으므로, 그 상한을 관리할 필요가 있고, 0.0060% 이하로 하였다.

이상이 본 발명의 근간이다. 본 발명에서는 발명의 효과를 활용할 수 있도록 , 필요에 따라서 이하의 합금 원소를 추가하여 첨가할 수 있다.

Ni, Co, Cu: 모두 γ상의 안정화 원소이고, 강재에 첨가하여 퀀칭성을 향상시키고 강도를 높이는 것에 유효하고, W의 석출에는 영향을 주지 않는다. Ni와 Co는 한층 더 강재의 인성을 높이고, Cu는 인성에 영향을 주지 않는다. 그 효과는 각 각 0.010%로부터 인정되고 0.50%를 초과하여 첨가하는 경우에는 Ni는 W와 역편석하여 W의 마이크로 편석을 조장하므로 인성이나 강도가 강판의 각부에서 불균일하기 때문에, Co는 제조 비용의 문제로부터 대량 첨가가 곤란하기 때문에, Cu는 입계 취화에 의하여 강재의 열간 가공성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 그 첨가량 상한을 모두 0.50%로 제한하였다.

Cr, Mo: 어느 쪽도 페라이트상 안정화 원소이며, 강재의 퀀칭성 향상에 특히 현저하게 공헌한다. 그 효과는 Cr이 0.020%부터, Mo는 0.010%부터 인정되고 양자 모두 탄화물 형성 원소이므로, 열처리시 등에 탄화물로서 석출하였을 경우, Nb, V와 마찬가지로 W를 일부 고용시켜, 첨가한 W의 고용 강화 능력을 줄이는 경우가 있다. 각각 단독으로는 그 상한을 0.60%와 0.50%로 제한하지만, 복합하여 첨가하는 경우는 EC값으로 환산하여 제한할 필요가 있다. 도 1을 얻은 방법과 완전히 동일한 실험에 의하여, Cr과 Mo의 첨가량으로부터 아래 (2)식과 같이 보정식을 EC값에 추가하여 가산하고, 새로운 EC값으로서 (2)식으로 규정되는 EC값을 0.020 초과로 함으로써, W의 석출량을 0.0050% 이하로 제어 가능한 것을 밝혀내었다.

EC=2[C]-[Nb]/9-[V]/12-[M]… (2)

[M]=[Cr]/23+[Mo]/91

여기에서, [C], [Nb], [V], [Cr], [Mo]는 각 성분의 질량%이다.

Cr과 Mo의 경우에는 Nb, V 정도 만큼은 C와의 친화력이 높지 않고, Nb, V의 존재하에서는 극소량 밖에 석출할 수 없다. 그 때문에, 각각의 계수는 Nb나 V와 달리 작은 값으로 되어 있다.

B: B는 극소량의 첨가로 퀀칭성을 향상시킨다. W의 석출과는 완전히 무관하여, W 첨가량과의 사이에 합금 설계상의 제한은 없다. 그 첨가는 0.0003%부터 유효하고, 0.0035%를 초과하여 첨가하면, 붕화물을 생성하여 강재의 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 첨가량을 0.0003% 내지 0.0035%로 제한하였다.

또한, 본 발명에서는 인성을 필요로 하는 강재에 있어서 가장 유해한 MnS의 생성 방지를 위하여 그 형태 제어 원소로서 Ca, Mg, La, Ce, Y의 1종 또는 2종 이상을 단독으로 또는 동시에 첨가하는 것도 또한 가능하다. 먼저 열거한 원소군과 이들 원소군은 단독으로 또는 동시에 첨가할 수 있고, 각각 본 발명의 효과를 방해하지 않는다.

Ca: Ca는 용강 중에 첨가하여 S와 결합하고, 강 중의 활성 S를 트랩하는 기능이 있다. 전로, 2차 정련, 연속 주조의 응고시에 첨가할 수 있고, 조대 MnS의 생성을 효과적으로 방지한다. 그 탈황 효과는 0.0003%부터 나타나고 0.0045%를 초과하여 첨가하였을 경우에는 산화물 클러스터를 생성하여 강재의 인성을 해치는 경우가 있기 때문에, 그 첨가 범위를 0.0003% 내지 0.0045%로 하였다.

Mg: Mg도 마찬가지로 S와 결합하여 MgS를 생성함으로써 조대 MnS의 생성을 방지하는 능력을 가진다. 이전에는 제강 기술이 발달되지 않았기 때문에 그다지 빈번히는 사용되지 않았지만, 최근, 첨가 합금의 개량에 의하여 유효한 탈황제로서 첨가할 수 있게 되었다. 본 발명에서는 이 Mg도 탈황제로서 첨가할 수 있다. 그 효과는 0.0003%부터 인정되고, 0.0045%를 초과하여 첨가하면 입계에 편석하여 강재의 열간 가공성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 그 상한을 0.0045%로 제한하였다.

Y, Ce, La: 희토류 원소 중에서 탈황 능력을 가지는 원소이다. 모두 Ca, Mg와 같은 효과를 가진다. 그 효과는 0.001%부터 발현되고, 0.050%를 초과하여 첨가하면, 산화물 클러스터를 형성하고 강재의 인성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 그 첨가 범위를 0.001% 내지 0.050%로 제한하였다.

또한, 본 발명은 550 MPa급 이상의 강도를 가지는 고장력 강에 관한 것이지만, 그 조직이 페라이트 단상 조직이면 강도 목표를 달성할 수 없다. γ상으로부터α상으로의 냉각 변태시에 격자 변태인 베이나이트 변태를 일으켜 결과적으로 베이나이트 조직을 얻으면, 그것을 템퍼링하여도 미세한 조직을 얻을 수 있고, 강재의 파괴 인성을 향상시키는 동시에, 강 중에 다량의 전위를 도입하여 강재의 강도를 향상시키는 효과를 가진다.

본 발명에서는 W를 고용강화 원소로서 최대한으로 활용한다. 따라서, W의 효과가 가장 현저하게 나타나기 위하여는 강재를 변형시킬 때에 생기는 전위의 운동을 방해하는 전위 운동 장해의 간격이 고용 원소 W의 최근접 거리보다 넓어야 한다. 즉, W 원자에 의한 전위의 이동 억제가 주요한 전위 운동 장해가 될 필요가 있다. 그러기 위해서는 강 중 전위 밀도가 10¹² 내지 10¹⁵/㎡ 정도가 될 필요가 있다. 또한, 동시에, 강중 전위 밀도가 10¹²/㎡보다 낮은 경우에는 기재가 페라이트 조직이 되어, 강도가 550 MPa급에는 미치지 않고, 강 중 전위 밀도가 10¹⁵/㎡보다 높은 경우에는 조직이 마르텐사이트가 되어 강도가 너무 높아지기 때문에, 장시간의 열처리를 반드시 병용하여 인성을 확보하여야 하기 때문에, 조직이 베이나이트를 포 함하는 것을 필요 조건으로 하였다.

여기서, 「베이나이트 조직」이라는 표현은 보다 자세하게는 「상부 베이나이트」 및「하부 베이나이트」가 면적율로 60% 이상인 경우를 의미하고, 조직이 복잡하고 그 판별이 금속 조직학적으로 곤란한 경우에는 전위 밀도로서 10¹² 내지 10¹⁵ 정도의 범위에 있으면 좋다. 본 발명의 효과 발현에는 조직의 제어가 중요하고, 이 제한이 없으면 W를 함유하는 효과를 얻을 수 없게 된다.

또한, 본 발명에 있어서는 제조 방법에 관한 특별한 제한은 없지만, 결과적으로 베이나이트 조직(템퍼링한 것을 포함한다)을 가지고 있으면 좋다. 다만, 하부 베이나이트를 주체로 하는 조직의 경우 또는 상부 베이나이트이어도 경질 제2상 (탄화물이나 잔류 오스테나이트 등)을 다량으로 포함하고, 인성을 획득하기 어려운 경우에는 템퍼링을 실시하여 본 발명강의 인성을 높일 수 있다. 다만, 본 발명은 어디까지나 W의 고용 강화를 활용하는 기술이며, 추가로 실시하는 열처리로 W가 0.005%를 넘어 석출되는 것은 피하여야 한다.

그러기 위하여는 열처리의 승온은 W가 석출되지 않는 범위에서 신속하게 실시할 필요가 있다. 즉, 가열 방법, 수단에는 의하지 않고 200 내지 700℃의 온도 영역으로 가열 소요 시간 1 내지 240분으로 승온하고, 상기 온도 영역에 10분 이상 10시간 이하 유지한 후, 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭함으로써, 강재의 인성을 높인다. 이 가열 소요 시간이 240분을 넘어 장시간이 되는 경우, 또는 고온에서의 유지 시간이 10시간 이상이 되면, W는 탄화물이 아닌 금속간 화합물 Fe₂W로서 석출되고, 고용 강화 능력이 없어진다. 즉, 템퍼링을 실시하는 데 있어서 승온 속도, 유지 시간에 유의할 필요가 있고, 이들 제한 없이 W 함유 고용 강화강을 공업적으로 안정된 특성을 부여하여 생산하는 것은 곤란하다는 것이 본 발명자들의 연구 개발에 의하여 분명해졌다. 승온의 수단은 가스 버너나, 저항 가열 방식을 사용한 관 모양 로에 의한 통상의 연속 가열 설비, 강관 등에서도 일반적인 유도 가열 설비를 이용한 신속 열처리 설비 또는 적외선이나 통전 가열 등의 새로운 가열 방식을 사용하여도 좋고, W의 석출을 억제하기 위한 신속 가열을 적용하는 것이 좋다. 또한, 가열 후에 석출 취화를 피해야 하는 재료는 가속 냉각하여 취화 온도대 통과 시간을 제한하는 방법도 유효하다.

본 강의 제조 공정 그 자체에 대하여서는 아무런 제한이 없다. 고로-전로의 선강 일관 공정을 적용하는 것도, 진공 유도 가열로를 이용한 고순도 강 제조공정을 사용하거나, 전기로-노 외의 정련 설비를 적용하는 것도, 또한 한 번 제조한 잉고트를 재용해하여 불순물을 저감하는 ESR법, 띠상 용융법 등도 모두 적용할 수 있고, 본 발명강의 제조는 가능하다. 또한, 열간 압연, 열간 가공, 단조, 강관 성형, 계속되는 열처리에도 제한이 없고, 강재를 목적으로 하는 형상으로 제조하는데 있어서의 제한은 없고, 본 발명의 효과를 적용할 수 있다.

청구항 1 내지 청구항 4에 기재된 본 발명강을, 통상의 고로-전로-2차 정련-연속주조-열간 압연-열처리 공정을 거쳐, 두께 6 내지 120 mm의 강판으로 하고, 또 는 별도 전기로 용해-2차 정련-잉고트 주조-열간 단조-열간 압연-열처리 공정을 거쳐 동일하게 강판 시험편을 작성하였다.

일부에는 청구항 5에 기재된 본 발명의 신속 열처리를 실시하였다. 강괴 중량은 2 ton에서 300 ton, 강판은 6 내지 12 m 길이, 2 내지 4 m 폭으로 1.8 내지 12 ton의 중량이 되도록 하였다. 이 강판 시험편으로부터, 강판 폭 방향 중심부, 판 두께 1/4위치 및 l/2 위치로부터 각종 시험편을 채취하고, 강판 특성의 대표치로 하였다. 도 2는 시험편의 채취 요령을 나타내는 도면이다. 도 2에 있어서, 1은 강판 시험편, 2는 JIS Z2202 4호 시험편, 3은 JIS Z2201 4호 인장 시험편, 4는 판 두께 중심 위치, 5는 강판의 압연 방향을 나타내고 있다.

시작(試作) 강판에는 여러 가지 열처리를 실시하였다. 열간 압연을 한 그대로의 것 및 템퍼링 처리를 Ac₁점 이하로 실시하는 것, 퀀칭 템퍼링 처리를 실시하는 것, 불림 처리를 실시하는 것, 템퍼링을 여러 차례 실시하는 것, 템퍼링 후 다시 냉간 가공을 실시하고, 또한 응력 제거 소둔을 실시한 것에 대하여도 평가하였다. 다만, 템퍼링에 대하여서는 청구항 6에 기재된 본 발명의 신속 가열 처리 방법을 적용하고, W의 석출을 방지하였다.

평가는 상기 방법으로 채취한 JIS Z2201 4호 인장 시험편으로 인장 특성을, 마찬가지로 2 mm V 노치가 있는 JIS Z2202 4호 충격 시험편으로 샤르피 흡수 에너지 천이 곡선을 얻고, 또한 금속 조직을 압연 방향과 평행한 단면에서 광학 현미경으로 조직 현출 부식을 실시한 후에 관찰하여, 조직이 베이나이트인 것을 확인하였 다. 또한, 재료 중에 존재하는 W 화합물은 유기산을 이용한 기재의 정전위 전해로 잔사를 추출하고, 그 X선 회절에 의하여 존재 형태를, 또한 습식 분석에 의하여 W량을 분석하고, 화학 양론비에 기초하여 석출량을 계산하였다. 시작한 강은 30도의 V 개선(開先)을 가공하고, 입열 20만 J/cm의 아크 용접을 실시하고, 용접 후에 JIS Z2202 4호 충격 시험편을 채취하고, 본드 위치에 V 홈이 위치하도록 가공하여, 샤르피 흡수 에너지를 측정하고 용접 이음부의 인성을 대표(이하, 이음부의 인성이라고 부른다)하였다.

표 1 내지 표 4에는 본 발명강의 화학 성분, 인장 강도, 모재 중의 석출 W량을 나타내었다. 또한, W 석출 제어 파라미터 EC값, 그리고 -20℃에 있어서의 모재와 용접 이음부의 인성을 나타내었다. 본 발명강을 구조용 강으로서 고려하는 경우에, 최저한도로 필요한 인성값으로서 한랭지에서의 사용도 고려하여 -20℃의 흡수 에너지는 47 J 이상이 필요한 경우가 통상 많기 때문에, 이것을 한계치로서 평가에 사용하였다. 즉, 47 J 이하의 흡수 에너지를 발휘할 수 없는 재료는 본 발명강의 목적을 달성하지 않는다고 판단하였다. 또한, 이미 설명한 바와 같이, 인장 강도를 향상시키는 W의 효과는 재료 강도에 관계없이 발휘되지만, 특히 강도를 향상시키고 싶은 재료로 공업적으로 의미가 있는 것은 말할 필요도 없다. 따라서, 고장력 강에 사용되는 경우를 상정하여, 이것에도 한계치를 설정하고, 전술한 550 MPa 이상을 발휘하는 재료인 것을 본 발명 강의 조건으로 하였다. 즉, 본 발명 강은 550 MPa 이상의 강도를 가짐과 동시에, W를 함유하여 -2O℃에 있어서 흡수 에너지가 47 J 이상인 재료 특성을 가지는 강에 한정된다.

표 5, 표 6에는 본 발명에 대한 비교강의 분석, 평가 결과를 나타내었다. 비교강 중, 50번 강은 C가 하한치 이하가 되고, EC값이 0.020 이하가 되는 동시에, 인장 강도를 확보할 수 없었던 예, 51번 강은 C가 과다가 되어, 모재 인성을 확보할 수 없었던 예, 52번 강은 Si가 부족하고, 탈산이 불충분하여 산화물 클러스터(주로 Mn 산화물)가 생성되고, 모재, 이음부 모두 인성이 열화된 예, 53번 강은 Si가 과다가 되고, Si 산화물의 클러스터가 생성되어 모재, 이음부 모두 인성을 확보할 수 없었던 예, 54번 강은 Mn 첨가량이 부족하고, 강재의 인장 강도가 부족한 예, 55번 강은 Mn이 과다가 되고, 모재, 이음부 모두 인성이 열화된 예, 56번 강은 Nb가 부족하고, 석출 강화가 불충분하여, 인장 강도를 확보할 수 없었던 예, 57번 강은 Nb가 과잉이 되고, EC값이 0.020 이하가 되어 W의 고용 강화가 유효하게 작용하지 않아서 강도가 저하되고, 동시에 조대한 탄질화물이 다수 생성되어, 모재와 이음부의 인성이 열화된 예, 58번 강은 V가 부족하고, 석출 강화 능력이 저하되어 강도를 확보할 수 없었던 예, 59번 강은 V가 과잉이 되어, 조대한 탄질화물이 생성되고 모재와 이음부의 인성이 열화되며, 또한 EC값이 0.020 이하가 되어 W가 V(C, N)와 함께 석출되고, 고용 강화 능력이 저하되어 강도도 확보할 수 없었던 예, 60번 강은 W가 부족하여 고용 강화 능력이 저하되고, 인장 강도를 확보할 수 없었던 예, 61번 강은 W 과다가 되어, W가 다량으로 석출되었기 때문에 인성 열화와 강도 부족이 동시에 발생한 예, 62번 강은 Al이 부족하여 탈산이 불충분하게 되고, Mn-Si계의 산화물 클러스터가 생성되어 모재의 인성이 열화된 예, 63번 강은 Al 첨가량이 과잉으로 되고, 조대한 Al₂0₃ 클러스터가 생성되어, 모재와 이음부의 인성을 확보할 수 없었던 예, 64번 강은 B가 과잉이고 조대 BN과 탄붕화물의 석출이 주로 용접 이음부 본드의 입계에서 발생하고, 이음부 인성이 열화된 예, 65번 강은 N이 과다하게 되고, Al이 적정하게 첨가되어 있음에도 불구하고 (Nb, V)(C, N)의 석출이 증가하고, W가 석출되어, 고용 강화 능력이 저하된 만큼, 인장 강도를 확보할 수 없었던 예, 66번 강은 C를 과잉으로 첨가하였기 때문에 Cr의 탄화물이 조대 석출되고, 특히 템퍼링시에 취화하여 인성이 모재, 이음부 모두 열화된 예, 67번 강은 Mo를 과잉으로 첨가하였기 때문에, Mo₂C가 다수 생성되어 모재와 이음부의 인성이 열화된 예, 68번 강은 Ti를 첨가하여 Ti(C, N)의 석출이 현저하고, 탄질화물 중에 고용이 발생하여 결과적으로 W가 석출물 중에 받아들여져 석출 W가 되었기 때문에 고용 강화 능력이 없어져 강도를 확보할 수 없었던 예, 69번 강은 화학 성분은 모두 본 발명의 제한 범위에 있었던 강이지만, 템퍼링 시의 승온 속도를 늦추었기 때문에, 석출 W량이 현저하게 증가하여, 고용 W가 감소되고 강도가 저하된 예, 70번 강은 EC값만 제한값인 0.020 이하가 되어, W의 석출이 발생하여 고용 강화 능력이 저하되고, 강도가 부족한 예이다.

본 발명을 적용하는 것에 의하여 인장 강도가 550 MPa급 이상인 고장력 강에 있어서 강도와 인성을 모재와 용접열 영향부의 쌍방에서 동시에 달성할 수 있는 강 재를 공업적으로 염가로 공급하는 것이 가능하게 되어, 용접 입열을 높인 고능률 용접을 고장력 강에 적용 가능하게 되고, 용접 구조물의 제조를 용이하게 하면서 공기 단축, 시공 비용 저감에 공헌한다.

Claims

질량%로,

C: 0.005 내지 0.10%,

Si: 0.01 내지 0.40%,

Mn: 0.10 내지 3.0%,

Al: 0.O10 내지 0.10%,

W: 0.10 내지 3.0%,

V: 0.010 내지 0.50%,

Nb: 0.010 내지 0.080%를 함유하고, 불순물로서 P, S, N, O, Ti를,

P: 0.020% 이하,

S: 0.0040% 이하,

N: 0.006% 이하,

O: 0.0060% 이하

Ti: 0.005% 미만으로 제한하고, 아래 (1)식의 EC 값이 0.020 초과이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 정전위 전해 추출 잔사를 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻어지는 분석값에 있어서 0.0050% 이하이고, 강의 단면에 있어서 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직인 것을 특징으로 하는 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.

EC=2[C]-[Nb]/9-[V]/12… (1)

여기에서, [C], [Nb], [V]는 각 성분의 질량%이다.
제1항에 있어서,

또한, 질량%로,

Ni: 0.010 내지 0.50%,

Cu: 0.010 내지 0.50%,

Co: 0.010 내지 0.50%

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서,

Cr: 0.020 내지 0.60%,

Mo: 0.010 내지 0.50% 의 1종 또는 2종을 함유하고, 상기 (1)식을 대신하여 아래 (2)식의 EC값이 0.020를 초과하는 것을 특징으로 하는 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.

EC=2[C]-[Nb]/9-[V]/12-[M]… (2)

다만, [M]=[Cr]/23+[Mo]/91

여기에서, [C], [Nb], [V], [Cr], [Mo]는 각 성분의 질량%이다.
제1항 또는 제2항에 있어서,

또한, 질량%로, B: 0.0003 내지 0.0035%, Ca: 0.0003 내지 0.0045%, Mg: 0.0003 내지 0.0045%, Y: 0.001 내지 0.050%, Ce: 0.001 내지 0.050%, La: 0.001 내지 0.050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.
제1항 또는 제2항에 기재된 성분을 가지는 강편을 통상의 방법에 의하여 가열 또는 주조 후의 현열에 의하여 가열하지 않고, 조압연, 마무리 압연을 실시하고, 그 직후에 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭함으로써 베이나이트 조직을 얻고, 또한 200 내지 700℃의 온도 영역으로 가열 소요 시간 1 내지 240분으로 승온하고, 상기 온도 영역에서 10분 이상 10시간 이하 유지한 후, 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭하는 것을 특징으로 하는 강의 단면에 있어서 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직이고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 정전위 전해 추출 잔사를 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻어지는 분석값이 0.0050% 이하인, 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa 이상의 고장력 강재의 제조 방법.
제3항에 있어서,

또한, 질량%로, B: 0.0003 내지 0.0035%, Ca: 0.0003 내지 0.0045%, Mg: 0.0003 내지 0.0045%, Y: 0.001 내지 0.050%, Ce: 0.001 내지 0.050%, La: 0.001 내지 0.050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa급 이상의 고장력 강재.
제3항에 기재된 성분을 가지는 강편을 통상의 방법에 의하여 가열 또는 주조 후의 현열에 의하여 가열하지 않고, 조압연, 마무리 압연을 실시하고, 그 직후에 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭함으로써 베이나이트 조직을 얻고, 또한 200 내지 700℃의 온도 영역으로 가열 소요 시간 1 내지 240분으로 승온하고, 상기 온도 영역에서 10분 이상 10시간 이하 유지한 후, 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭하는 것을 특징으로 하는 강의 단면에 있어서 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직이고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 정전위 전해 추출 잔사를 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻어지는 분석값이 0.0050% 이하인, 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa 이상의 고장력 강재의 제조 방법.
제4항에 기재된 성분을 가지는 강편을 통상의 방법에 의하여 가열 또는 주조 후의 현열에 의하여 가열하지 않고, 조압연, 마무리 압연을 실시하고, 그 직후에 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭함으로써 베이나이트 조직을 얻고, 또한 200 내지 700℃의 온도 영역으로 가열 소요 시간 1 내지 240분으로 승온하고, 상기 온도 영역에서 10분 이상 10시간 이하 유지한 후, 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭하는 것을 특징으로 하는 강의 단면에 있어서 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직이고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 정전위 전해 추출 잔사를 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻어지는 분석값이 0.0050% 이하인, 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa 이상의 고장력 강재의 제조 방법.
제6항에 기재된 성분을 가지는 강편을 통상의 방법에 의하여 가열 또는 주조 후의 현열에 의하여 가열하지 않고, 조압연, 마무리 압연을 실시하고, 그 직후에 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭함으로써 베이나이트 조직을 얻고, 또한 200 내지 700℃의 온도 영역으로 가열 소요 시간 1 내지 240분으로 승온하고, 상기 온도 영역에서 10분 이상 10시간 이하 유지한 후, 1℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하거나 또는 방랭하는 것을 특징으로 하는 강의 단면에 있어서 조직 구성의 60% 이상이 베이나이트 조직이고, 강재 중에 포함되는 W의 석출량이 정전위 전해 추출 잔사를 형광 X선 분석에 의하여 정량 분석하여 얻어지는 분석값이 0.0050% 이하인, 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 MPa 이상의 고장력 강재의 제조 방법.