KR100993435B1 - 온라인 냉각형 고장력 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

C : 0.11~0.18%, Si : 0.05~0.5%, Mn : 0.8~2%, P≤0.03%, S≤0.01%, Al≤0.05%, Cr : 0.6~1.5%, Ti : 0.005~0.02%, B : 0.0005~0.003%, N : 0.002~0.006%, O≤0.004%를 함유하고, 탄소 당량≤0.50, 용접 균열 감수성 조성≤0.28, 하기식의 BK(%)≥0인 강 슬래브를, 1000~1170℃로 가열하고, 850~950℃의 종료 온도로 열간 압연하고, 냉각 속도 2~80℃/초로 300℃ 미만까지 냉각하고, 450℃ 이상 550℃ 미만에서 뜨임 처리하여, 강판으로 한다.
BK(%)= B-11×(N-Ti/3.4)/14
이러한 방법에 의해, 특별한 장치를 필요로 하지 않는 온라인 냉각에 있어서도, 안정하게 강도를 높일 수 있다.

Description

온라인 냉각형 고장력 강판 및 그 제조 방법{ONLINE-COOLED HIGH TENSION STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 용접성, 항복 강도, 및 인장 강도가 우수한 강판, 및 그와 같은 강판을 온라인 냉각으로 제조하는 방법에 관한 것이다.
건축, 교량, 철탑, 탱크 등의 강철 구조물에는, 용접성(내용접 균열성 등),항복 강도, 및 인장 강도가 우수한 강판이 요구되고 있고, 항복 강도는, 예컨대 600 MPa이상, 인장 강도는, 예컨대 700 MPa 이상으로 하는 것이 요구되고 있다. 이러한 강판은, 일반적으로, 강 슬래브를 열간 압연하고, 일단 실온까지 냉각한 후, 오프 라인에서 재가열하고 담금질-뜨임 처리함으로써 제조되고 있다.
최근, 오프 라인에서의 재가열 담금질을 생략하여 제조 비용을 저감하기 위해서, 압연 직후에 직접 담금질(Direct Quenching : DQ) 또는 가속 냉각 등의 온라인 냉각이 행하여지는 경우가 있다. 그러나, 온라인 냉각에는, 재가열 담금질에 비해, 강도가 안정하지 않다는 문제가 있다. 또한 용접성 및 HAZ 인성의 개선과 비용 절감을 위해 비싼 합금 원소(Ni, Mo, Nb 등)의 사용량을 상당히 저감하면서, 강도를 높이기 위해서, 여러 고안이 이루어지고 있다.
예컨대 일본 특허 공개 제 2003-321725 호 공보에서는, 제어 압연 후의 가속 냉각에 있어서의 베이나이트(bainite) 변태 도중에 재가열하는 것을 제안하고 있다. 가속 냉각 도중에 재가열하면, 가속 냉각시의 베이나이트 변태에 의한 강화에 더하여, 재가열시의 미변태 오스테나이트로부터의 페라이트 변태시에 석출하는 미세 석출물에 의한 석출 강화도 이용할 수 있어, 고강도화할 수 있다고 한다.
일본 특허 공개 제1987-158817호 공보에서는, 연속 주조 주편을, 일단 냉각하는 일 없이 즉시 열간 압연하고, 이어서 직접 담금질하는 것을 제안하고 있다. 연속 주조 주편을 냉각하지 않고서 열간 압연에 제공함으로써, Nb, Ti 등의 질화물 형성 원소의 고용화를 쉽게 하고, 이들 Nb, Ti가 극미량이더라도 오스테나이트 미재결정 온도 범위를 상승시켜, 직접 담금질 후의 조직을 미세화할 수 있다고 한다.
일본 특허 공개 제2005-232562호 공보는, 열간 압연 후, 직접 담금질-뜨임 하는 방법에 관한 것이고, 뜨임 시에, 460℃까지는 1℃/s 미만의 속도로 승온하고, 460℃ 이후는 1℃/s 이상의 속도로 승온을 행하는 것을 제안하고 있다. 통상의 가열에서는, 온도가 높아질수록 승온 속도가 내려가지만, 상기 공보의 방법과 같이 온도가 높을수록 승온 속도를 높게 하면, 탄화물의 용해·석출 과정을 조절할 수 있고, 탄화물을 매우 미세하게 분산 석출시킬 수 있어, 강인화를 달성할 수 있다고 한다.
그러나, 상기 3개의 공보의 방법에 의하면, 제조 프로세스가 특수하게 되고, 그 때문에 특별한 장치를 필요로 하여, 초기 비용과 유지 비용이 오히려 상승한다. 일반적인 온라인 냉각법에서도, 강도를 안정하게 높일 수 있는 기술이 요구되고 있다.
일본 특허 공개 제1988-190118호 공보는 특별한 장치를 필요로 하지 않는 온라인 냉각법에 관한 것이고, 직접 담금질을 행하는 경우에, Nb : 0.001~0.05%, B : 0.0005~0.0025% 등을 첨가하여, 강철의 담금질성을 높이는 것이 기재되어 있다. 그러나, 상술한 바와 같이 HAZ 인성과 재질 안정성으로부터 Nb의 사용은 피하는 편이 좋다. 또한 N량의 제어가 이루어지지 않고, B의 담금질성을 유효하게 이용할 수 없다.
일본 특허 공개 제1988-190117호 공보도 특별한 장치를 필요로 하지 않는 온라인 냉각법에 관한 것이고, 직접 담금질을 행하는 경우에, B : 0.005~0.002%를 첨가하여 강판의 담금질성을 높이는 것과, 이 B 첨가 효과를 발휘시키기 위해서, N을 0.0045% 이하로 제어하고, 또한 N을 AlN으로서 고정하는 것이 개시되어 있다. 상기 공보의 방법은, N을 AlN으로서 고정하여 무해화함으로써, B의 담금질성을 확보하고 있는 점에서, 상기 일본 특허 공개 제1988-190118호 공보보다도 우수하다.
그러나, 본 발명자의 검토에 의하면, N을 AlN으로서 고정하더라도, 안정하게 강도를 높이는 것이 어렵다는 것이 밝혀졌다.
본 발명은 상기와 같은 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 특별한 장치를 필요로 하지 않는 온라인 냉각에서도, 안정하게 강도를 높일 수 있는 온라인 냉각형 고장력 강판, 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자는, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 연구를 행한 결과, 오프 라인 냉각에서의 B의 담금질성을 확보하기 위해서는, Al에 의해서 N을 AlN으로서 고정하는 방법은 유효했지만, 온라인 냉각에서는, 냉각전의 AlN의 안정성이 낮고, BN으로 되는 경우가 있어, 고강도의 강판을 안정하게 얻을 수 없다는 것이 밝혀졌다. 그래서 Ti를 첨가하면, N은 결합력이 강한 Ti에 의해서 TiN으로서 고정되고, 더구나 압연후의 냉각전이라도 TiN은 안정하며, B의 담금질성도 안정하다는 것을 알았다. 그리고 더욱 검토를 진행시켜, Ti, B, N의 밸런스를 적절하게 하고, 또한 온라인 냉각-뜨임 조건을 적절히 설정하면, 안정하고 강도가 높아지는 것을 알고, 본 발명을 완성하였다.
본 발명에 따른 강판은, C : 0.11~0.18%(질량%의 의미. 이하, 동일), Si : 0.05~0.5%, Mn : 0.8~2%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Al : 0.05%이하, Cr : 0.6~1.5%, Ti : 0.005~0.02%, B : 0.0005~0.003%, N : 0.002~0.006%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물이며, 하기식에 의해 구한 탄소 당량 Ceq, 용접 균열 감수성 조성 Pcm 및 BK 값이, Ceq(%) : 0.50이하, Pcm(%) : 0.28이하, BK(%) : 0이상이다.
Ceq(%)= C+ Mn/6+ Si/24+ Ni/40+ Cr/5+ Mo/4+ V/14
Pcm(%)= C+ Si/30+ Mn/20+ Cu/20+ Ni/60+ Cr/20+ Mo/15+ V/10+ 5× B
BK(%)= B-11×(N-Ti/3.4)/14
(식 중, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, V, Cu, B, N, Ti는 강 슬래브 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타냄)
여기서, BK 값은, 본 발명을 규정하기 위해서 새롭게 도입된 값이다.
그리고 본 발명의 강철은, 항복 강도 600 MPa이상, 인장 강도 700 MPa 이상이다.
상기 강판은, 추가로 Ca : 0.0005~0.004%, REM : 0.005~0.04%, V : 0.01~0.06%, Ni : 0.05~0.4%, Cu : 0.05~0.5%, Mo : 0.01~0.2% 등을 적절히 함유할 수도 있다.
또한, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법에서는, C : 0.11~0.18%, Si : 0.05~0.5%, Mn : 0.8~2%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Al : 0.05%이하, Cr : 0.6~1.5%, Ti : 0.005~0.02%, B : 0.0005~0.003%, N : 0.002~0.006%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물이며, 하기식에 의해 구한 탄소 당량 Ceq, 용접 균열 감수성 조성 Pcm 및 BK 값이, Ceq(%) : 0.50이하, Pcm(%) : 0.28이하, BK(%) : 0이상으로 이루어져 있는 강 슬래브를 이용한다.
Ceq(%)= C+ Mn/6+ Si/24+ Ni/40+ Cr/5+ Mo/4+ V/14
Pcm(%)= C+ Si/30+ Mn/20+ Cu/20+ Ni/60+ Cr/20+ Mo/15+ V/10+ 5× B
BK(%)= B-11×(N-Ti/3.4)/14
(식 중, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, V, Cu, B, N, Ti는 강 슬래브 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타냄)
그리고 본 발명의 제조 방법에서는, 상기 강 슬래브를 가열 온도 : 1000~1170℃의 조건으로 가열하고, 압연 종료 온도 : 850~950℃의 조건으로 열간 압연하고, Ar3점보다 높은 온도로부터 300℃ 미만까지의 범위를 냉각 속도 2~80℃/초로 온라인 냉각한 후, 온도 : 450℃이상 550℃ 미만의 조건에서 온라인 뜨임을 행한다. 이와 같이 하면, 항복 강도 600 MPa이상, 인장 강도 700 MPa 이상의 내용접 균열성이 우수한 온라인 냉각형 고장력 강판을 얻을 수 있다.
상기 강 슬래브는, 추가로 Ca : 0.0005~0.004%, REM : 0.005~0.04%, V : 0.01~0.06%, Ni : 0.05~0.4%, Cu : 0.05~0.5%, Mo : 0.01~0.2% 등을 적절히 함유할 수도 있다.
본 발명에 의하면, Ti, B, N의 밸런스를 적절하게 하고, 또한 온라인 냉각-뜨임 조건을 적절히 설정하고 있기 때문에, 특별한 장치를 이용하지 않는 온라인 냉각에서도, 강판의 항복 강도, 인장 강도 등을 안정하게 높일 수 있다. 또한 Ceq, Pcm 등이 적절하기 때문에, 용접성도 우수하다.
본 발명은, 강 슬래브를 가열하여, 열간 압연한 후, 조속히 급냉하고, 뜨임 함으로써 온라인 냉각형 고장력 강판, 및 그것을 제조하는 방법에 관한 것이고, 강판(강판이 원소로 되는 강 슬래브)의 성분 조성은, 이하와 같다.
C : 0.11~0.18%(질량%의 의미. 이하, 동일)
C는 강도를 확보하기 위해 중요한 원소이며, 합금 원소를 적게 하면서도 소정의 강도를 확보하기 위해서는, 0.11% 이상 첨가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.12%이상, 더욱 바람직하게는 0.13% 이상이다. 한편, C가 많아지면, 모재 인성, 모재 연성이 열화하여, 용접시에 경화 조직이 생성되어 용접부에 균열이 발생하기 쉽게 된다. 따라서 C는, 0.18%이하, 바람직하게는 0.17%이하, 더욱 바람직하게는 0.16% 이하로 한다.
Si : 0.05~0.5%
Si는 강철의 탈산에 필요한 원소이며, 0.05% 이상 첨가한다. 바람직한 Si 량은, 0.10%이상, 특히 0.15% 이상이다. 한편, Si가 과잉으로 되면 용접성이 열화한다. 따라서 Si는, 0.5%이하, 바람직하게는 0.4%이하, 더욱 바람직하게는 0.35% 이하로 한다.
Mn : 0.8~2%
Mn은 강도와 인성을 향상시키는데 유효하다. 소정의 강도를 확보하기 위해서는, 0.8% 이상 첨가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.85%이상, 더욱 바람직 하게는 0.90% 이상이다. 한편, Mn이 과잉으로 되면 용접성이 열화한다. 따라서 Mn은, 2%이하, 바람직하게는 1.5%이하, 더욱 바람직하게는 1.3% 이하로 한다. Mn 량의 상한을 작게 하더라도, 본 발명에 의하면, 소정의 강도를 확보할 수 있다.
P : 0.03% 이하
P는 인성을 열화시키기 때문에, 적을수록 바람직하다. 따라서 P는, 0.03%이하, 바람직하게는 0.025% 이하이다.
S : 0.01% 이하
S도 적을수록 바람직하다. S가 많이 남으면, 판 두께 방향의 성능이 열화하고, 또한 판 두께 방향 중심부에 MnS계 개재물이 생성되어, 굽힘 가공시에 균열의 기점이 된다. 따라서 S는, 0.01%이하, 바람직하게는 0.08% 이하이다.
Al : 0.005~0.05%
Al은 탈산을 위해 첨가된다. 바람직한 양은, 0.005%이상, 더욱 바람직하게는 0.010%이상, 특히 0.020% 이상이다. 그러나 과잉으로 첨가하면 인성이 열화한다. 따라서 Al은, 0.05%이하, 바람직하게는 0.04% 이하이다.
Cr : 0.6~1.5%
Cr은 강도를 확보하기 위해서 중요한 원소이다. 또한 HAZ 인성과 재질 안정성의 점에서 Nb보다도 유효하기 때문에, 본 발명에서는 적극적으로 첨가한다. Cr 량은, 0.6%이상, 바람직하게는 0.65% 이상이다. 한편, Cr가 과잉으로 되면 용접성이 열화한다. 따라서 Cr는, 1.5%이하, 바람직하게는 1.2%이하, 더욱 바람직하게는 1.0% 이하(특히 0.9% 이하)이다. Cr량의 상한을 작게 하더라도, 본 발명에 의하 면, 소정의 강도를 확보할 수 있다.
Ti : 0.005~0.02%
Ti는 N을 TiN으로서 고정하기 때문에, 중요한 원소이다. TiN은 AlN보다도 안정성이 높고, 열간 압연후의 냉각전에 N을 빼앗겨 BN을 형성할 우려가 낮아, 고용 B를 안정하게 확보할 수 있어, 담금질성을 안정하게 높일 수 있다. Ti는, 0.005%이상, 바람직하게는 0.007%이상, 더욱 바람직하게는 0.010% 이상이다. 한편, Ti가 0.02%를 넘으면, 조대(粗大)한 질화물이나 산화물이 생성되어 인성이 열화한다. 따라서 Ti는, 0.02%이하, 바람직하게는 0.017% 이하로 한다.
B : 0.0005~0.003%
B는 저비용으로 강도를 높이기 위해서 중요한 원소이며, 0.0005%이상, 바람직하게는 0.0007%이상, 더욱 바람직하게는 0.0010% 이상으로 한다. 한편, B가 과잉으로 되면, 조대한 개재물을 생성한다. 또한 고용 B도 과잉으로 되어, 용접성이 열화한다. 따라서 B는, 0.003%이하, 바람직하게는 0.0025%이하, 더욱 바람직하게는 0.0023% 이하로 한다.
N : 0.002~0.006%
N은 TiN으로서 석출되고, 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화를 방지한다. 또한 HAZ 인성과 모재 인성을 개선하는 데 유효하다. 따라서 N은, 0.002%이상, 바람직하게는 0.003% 이상이다. 그러나 N이 많으면, B와 결합하여 고용 B가 감소하여, B의 담금질성 효과를 저해한다. 따라서 N량은, 0.006%이하, 바람직하게는 0.005% 이하로 한다.
0 : 0.004% 이하
O는 적을수록 바람직하다. O가 많으면, 조대한 산화물이 생성되어, HAZ 인성이나 모재 인성을 열화한다. 따라서 O량은, 0.004%이하, 바람직하게는 0.003% 이하이다.
본 발명은 합금 성분이 적더라도 소정의 강도를 확보할 수 있다는 점에서 우수하다. 잔부가 철 및 불가피한 불순물인 경우, 합금 성분이 적어 비용을 저감할 수 있다는 점에서 우수하지만, 필요에 따라서, 추가의 성분을 첨가할 수도 있다.
예컨대, 강판(강 슬래브)은, 추가로 Ca : 0.0005~0.0040% 및 REM : 0.005~0.04%로부터 선택되는 1종 이상을 함유할 수도 있다. 이들 Ca나 REM은, MnS 계 개재물의 형태를 제어하고, 판 두께 방향의 특성을 개선하는데 유효하다. Ca의 바람직한 첨가량은, 0.0005%이상, 더욱 바람직하게는 0.0010%이상, 특히 0.0020% 이상이다. 또한 REM의 바람직한 첨가량은, 0.005%이상, 더욱 바람직하게는 0.010%이상, 특히 0.020% 이상이다. 그러나 Ca나 REM을 지나치게 첨가하면, 비용이 높아지게 될뿐만 아니라, 조대한 개재물이 생성되어 균열의 원인이 된다. 따라서 Ca량은, 0.004%이하, 바람직하게는 0.003% 이하로 한다. 또한 REM 양은, 0.04%이하, 바람직하게는 0.03% 이하로 한다.
또한 강판(강 슬래브)은, 추가로 V : 0.01~0.06%을 함유할 수도 있다. V는 강도와 인성을 향상시키는데 유효하다. V의 바람직한 첨가량은, 0.01%이상, 더욱 바람직하게는 0.02%이상, 특히 0.03% 이상이다. 그러나 V를 과잉으로 첨가하면, 비용이 상승할 뿐만 아니라, HAZ 인성이 열화한다. 따라서 V는, 0.06%이하, 바람 직하게는 0.05% 이하로 한다.
또한 강판(강 슬래브)은, 추가로 Ni : 0.05~0.4%, Cu : 0.05~0.5%, 및 Mo : 0.01~0.2%로부터 선택되는 1종 이상을 함유할 수도 있다. 이들 원소는 강도 상승에 유효하다. 또한 Ni나 Cu는, 인성 향상에도 유효하다. Ni의 바람직한 첨가량은, 0.05%이상, 더욱 바람직하게는 0.10%이상, 특히 0.15% 이상이다. Cu의 바람직한 첨가량은, 0.05%이상, 더욱 바람직하게는 0.10%이상, 특히 0.15% 이상이다. Mo의 바람직한 첨가량은, 0.01%이상, 더욱 바람직하게는 0.05%이상, 특히 0.10% 이상이다. 그러나 Ni, Cu, 또는 Mo를 과잉으로 첨가하면, 비용이 상승할 뿐만 아니라, 용접성이 열화한다. 따라서 Ni는, 0.4%이하, 바람직하게는 0.3%이하, 더욱 바람직하게는 0.25% 이하로 한다. Cu는, 0.5%이하, 바람직하게는 0.4%이하, 더욱 바람직하게는 0.3% 이하로 한다. Mo는, 0.2%이하, 바람직하게는 0.15% 이하로 한다.
본 발명에서 이용하는 강판(강 슬래브)은, 탄소 당량(Ceq), 및 용접 균열 감수성 조성(Pcm)의 관점에서도 성분이 제어되고 있다. 탄소 당량(Ceq)은 용접부의 경도와 상관이 있어, 하기식에 의해서 산출된다. 또 하기식은, JIS G 0203에 근거한다.
Ceq(%)= C+ Mn/6+ Si/24+ Ni/40+ Cr/5+ Mo/4+ V/14
(식 중, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, 및 V는, 강판(강 슬래브) 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타냄)
또한 용접 균열 감수성 조성(Pcm)은, 용접부의 균열 발생과 상관이 있어, 하기식에 의해서 산출된다. 또 하기식은, WES 3009에 근거한다.
Pcm(%)= C+ Si/30+ Mn/20+ Cu/20+ Ni/60+ Cr/20+ Mo/15+ V/10+ 5× B
(식 중, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, 및 B는, 강판(강 슬래브) 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타냄)
본 발명의 강판(강 슬래브)에서는, 상기 Ceq(%)가, 0.50이하(바람직하게는 0.49이하)로 되고, 또한 상기 Pcm(%)이, 0.28이하(바람직하게는 0.27이하)로 되도록 합금 성분이 억제되어 있다. 그 때문에 용접부의 경화를 억제할 수 있어, 균열을 방지할 수 있다.
그리고 본 발명의 강판(강 슬래브)에서는, 하기식에 의해 구한 BK 값(%)이 0이상인 점에 큰 특징이 있다.
BK(%)= B-11×(N-Ti/3.4)/14
(식 중, B, N, Ti는 강판(강 슬래브) 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타냄)
상기 BK 값은, N을 Ti에서 고정한 후의 남은 프리 N에 대하여, B가 어느 정도 여분으로 존재하는가를 나타내고 있고, BK 값이 0 또는 양의 값일 때는, 고용 B를 확보할 수 있다는 것을 의미하고 있다. 오프 라인 냉각에서는, Al에서 N을 고정하여 프리의 B를 확보할 수 있지만, 온라인 냉각에서는, 냉각전의 단계에서 AlN이 불안정하여 BN이 되기 때문에, Al에 의한 N의 고정을 기대할 수 없다. 상기 식은, 온라인 냉각의 경우에는, Ti에 의한 N의 고정화만을 기대하고, 남은 N은 Al로 고정되는 것은 아니고 B와 결합해 버리는 것을 각오하고, 그러한 경우에도 프리의 B(고용 B)을 확실히 남기는 것을 의도한 것이다.
도 1은 상기 BK 값에 대한 사고 방법을, 실험적으로 나타내는 그래프이다. 이 도 1은, 판두께 30mm로 압연한 강판을 공냉한 경우에 대한, 공냉하지 않고 온라인으로 직접 담금질한 경우의 인장 강도의 상승값 ΔTS(MPa)와, BK 값과의 관계를 나타내고 있다. 도 1에 의해 분명한 것처럼, BK 값이 음의 값인 경우, 고용 B가 실질적으로 남지 않기 때문에 ΔTS가 낮은 값에 머무는데 반해, BK 값이 양의 값이면 급격히 ΔTS가 향상하는 것을 알 수 있다.
BK 값은 클수록 좋고, 바람직하게는 0.001이상이며, 인장 강도를 지극히 크게 하는 경우에는, 0.0015이상(특히 0.0020이상)으로 해도 좋다.
본 발명에 의하면 상기한 바와 같은 적절한 강 슬래브를 이용하고 있기 때문에, 특별한 장치를 필요로 하지 않는 열간 압연-온라인 냉각법에서도, 안정하게 강도를 높일 수 있다. 또 강도를 확실히 소정값 이상으로 하기 위해서는, 제조 조건을 적절한 범위로 설정한다.
강 슬래브의 가열 온도는, 1000~1170℃ 이다. 가열 온도가 지나치게 낮으면, 열간 압연 종료 온도, 온라인 냉각 개시 온도 등도 저하해 버리고, 담금질이 부족하게 될 우려가 있다. 또한 가열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트 결정 입자가 조대화하여, 압연후의 인성이 열화한다. 바람직한 가열 온도는, 1050~1100℃ 이다.
가열한 강 슬래브는, 열간 압연한다. 열간 압연의 종료 온도는, 850~950℃로 설정한다. 열간 압연 종료 온도가 지나치게 낮으면, 오스테나이트 결정 입자가 미세화됨과 동시에, 냉각 개시 온도가 저하하기 때문에, 강도가 크게 저하한다. 한편, 열간 압연 종료 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트 결정 입자가 조대하게 되어, 인성 및 강도가 부족하다.
열간 압연 종료후는, 온라인으로 급냉하고, 조직의 주체(예컨대, 면적율로 50%이상, 바람직하게는 80%이상, 더욱 바람직하게는 95% 이상)를 하부 베이나이트나 마르텐사이트 등의 담금질 조직으로 하여, 강도를 확보한다.
냉각 개시 온도는, 소망하는 조직을 얻기 위해서 설정되고, Ar3 점보다 높은 온도(예컨대, Ar3 점+ 20℃이상, 바람직하게는 Ar3 점+ 40℃ 이상)이다. 또 Ar3 점은, 하기 식(철과 강철(1981), 제 143 페이지)에 의해서 구한다.
Ar3= 910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo+ 0.35×(t-8)
(식 중, C, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo는 강철 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. t는 판두께(mm)를 나타냄)
냉각 종료 온도도 소망하는 조직을 얻기 위해서 설정되고, 300℃이하, 바람직하게는 200℃ 이하이다. 또 냉각 종료 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 통상, 실온 이상이다.
냉각 속도도 소망하는 조직을 얻기 위해서 설정되고, 2℃/초 이상, 바람직하게는 5℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 또 냉각 속도가 80℃/초를 넘으면, 인성이 열화한다. 따라서 냉각 속도는, 80℃/초 이하, 바람직하게는 70℃/초 이하, 더욱 바람직하게는 50℃/초 이하로 한다.
상기한 바와 같이 온라인으로 담금질한 강철은, 뜨임 처리하여 인성을 높인 다. 뜨임 처리(재가열) 온도는, 450℃ 이상, 바람직하게는 470℃ 이상, 더욱 바람직하게는 480℃ 이상이다. 그러나 뜨임 처리 온도가 지나치게 높으면, 강도가 저하된다. 따라서 뜨임 처리 온도는, 550℃ 미만, 바람직하게는 540℃ 이하, 더욱 바람직하게는 530℃ 이하로 한다.
이상과 같이 하여 얻어지는 강판의 항복 강도는, 600 MPa 이상, 바람직하게는 680 MPa 이상이며, 더욱 바람직하게는 700 MPa 이상이며, 가장 우수한 경우에는 750 MPa 이상으로 할 수 있는 경우도 있다. 또한 인장 강도는, 700 MPa 이상, 바람직하게는 780 MPa 이상이며, 더욱 바람직하게는 800 MPa 이상이며, 가장 우수한 경우에는 850 MPa 이상으로 할 수 있는 경우도 있다. 항복 강도의 상한은 특별히 설정되지 않지만, 항복 강도 800 MPa 미만의 강판도 본 발명의 강판에 포함된다. 또한 인장 강도의 상한도 특별히 설정되지 않지만, 인장 강도 900 MPa 미만의 강판도 본 발명에 포함된다.
또한 이상과 같이 하여 얻어지는 강판은, 인성이나 용접성(내용접 균열)도 우수하고, 온도 0℃에서의 v 노치 샤르피 흡수 에너지(vEo)는, 예컨대, 100J 이상, 바람직하게는 150J 이상, 더욱 바람직하게는 200J 이상이다. 또 vE0의 상한은 특별히 설정되지 않지만, vE0가 300J 이하의 강판도 본 발명에 포함된다.
본 발명의 강판의 판두께는, 예컨대, 25~80mm 정도, 바람직하게는 30~60mm 정도이다.
[실시예]
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것이 아니라, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위로 적당히 변경을 가해서 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
실험예 1~24
표 1에 나타내는 성분의 강 슬래브 A~O를, 표 2에 나타내는 조건으로 가열하고, 열간 압연한 후, 즉각 냉각하고, 뜨임 하였다. 얻어진 강판의 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 샤르피 흡수 에너지(vE0)를 측정했다. 또한 JIS Z 3158「y형 용접 균열 시험」에 근거하고, 용접 입열량 1.8kJ/mm으로 하여 실온(25℃)에서 용접 균열 시험을 행하고, JIS 규격대로 5단면에서 균열을 관찰했다.
상세를 하기 표 1~2에 나타낸다.
Figure 112008022874937-pat00001
Figure 112008022874937-pat00002
실험예 1, 2(슬래브 A), 실험예 10(슬래브 B), 실험예 12~13(슬래브 C~D), 실험예 21~24(슬래브 L~~O)는, 모두 슬래브 조성이 적절하고, 또한 제조 조건도 적절하기 때문에, 강도, 인성 및 용접성이 우수한 강판이 얻어졌다.
한편, 실험예 3~9(슬래브 A) 및 실험예 11(슬래브 B)은, 슬래브 조성은 적절하지만, 제조 조건이 부적절하기 때문에, 강도 또는 인성이 열화했다. 또한 실험예 14~20는, 제조 조건은 적절하지만, 슬래브 조성이 부적절하기 때문에, 강도 또는 용접성이 열화했다.
실험예 25~39
표 3에 나타내는 성분의 강철을 이하의 조건으로 열간 압연하고, 온라인으로 직접 냉각했다. 얻어진 강판의 인장 강도(TS1)를 측정했다.
가열 온도 : 1100℃
압연 종료 온도 : 880~930℃
냉각 개시 온도 : 820~860℃
냉각 속도 : 30℃/s
냉각 정지 온도 : 200℃ 이하
또 냉각 조건을 공냉으로 하는 것 이외는, 상기와 같이 하여 강판을 얻었다. 얻어진 강판의 인장 강도(TS2)를 측정했다. 인장 강도의 차(ΔTS= TS1-TS2)를 구하고, BK 값과의 관계를 정리했다. 결과를 도 1에 나타낸다. 도면 중, 검은 원은 Ti를 본 발명의 범위로 포함하고 있는 예(No.25~36)에 대응하고, 흰 원은 Ti가 부족한 예(No.37~39)에 대응한다.
도 1로부터 자명한 바와 같이, Ti가 부족한 예(흰 원)에서는, ΔTS가 크게 흩어져 분포한다. 이것에 비해 Ti를 소정량 이상 첨가한 예(검은 원)에서는, BK 값이 0이상으로 되면, 급속하게 ΔTS가 안정하여 향상한다.
Figure 112008022874937-pat00003
도 1은 인장 강도의 상승값 ΔTS(MPa)와, BK 값과의 관계를 나타내는 그래프이다.

Claims (8)

  1. 강판으로서,
    C : 0.11~0.18%(질량%의 의미. 이하, 동일), Si : 0.05~0.5%, Mn : 0.8~2%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Al : 0.005% 내지 0.05%, Cr : 0.6~1.5%, Ti : 0.005~0.02%, B : 0.0005~0.003%, N : 0.002~0.006%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물이며,
    하기식에 의해 구한 탄소 당량 Ceq, 용접 균열 감수성 조성 Pcm 및 BK 값이,
    Ceq(%) : 0.50이하, Pcm(%) : 0.28이하, BK(%) : 0 이상이며,
    항복 강도 600 MPa이상, 인장 강도 700 MPa 이상인
    강판.
    Ceq(%)= C+ Mn/6+ Si/24+ Ni/40+ Cr/5+ Mo/4+ V/14
    Pcm(%)= C+ Si/30+ Mn/20+ Cu/20+ Ni/60+ Cr/20+ Mo/15+ V/10+ 5× B
    BK(%)= B-11×(N-Ti/3.4)/14
    (식 중, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, V, Cu, B, N, Ti는 강 슬래브 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타냄)
  2. 제 1 항에 있어서,
    Ca : 0.0005~0.004% 이하 및 REM : 0.005~0.04%로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    V : 0.01~0.06%를 더 함유하는 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    Ni : 0.05~0.4%, Cu : 0.05~0.5%, 및 Mo : 0.01~0.2%로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 강판.
  5. 청구항 1에 기재된 강판을 제조하는 방법으로서,
    C : 0.11~0.18%, Si : 0.05~0.5%, Mn : 0.8~2%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Al : 0.005% 내지 0.05%, Cr : 0.6~1.5%, Ti : 0.005~0.02%, B : 0.0005~0.003%, N : 0.002~0.006%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물이며, 하기식에 의해서 구한 탄소 당량 Ceq, 용접 균열 감수성 조성 Pcm 및 BK 값이, Ceq(%) : 0.50이하, Pcm(%) : 0.28이하, BK(%) : 0이상으로 되어 있는 강 슬래브를,
    가열 온도: 1000~1170℃의 조건으로 가열하고, 압연 종료 온도 : 850~950℃의 조건으로 열간 압연하고, Ar3점보다 높은 온도로부터 300℃ 미만까지의 범위를 냉각 속도 2~80℃/초로 온라인 냉각한 후, 온도 : 450℃ 이상 550℃ 미만의 조건에서 온라인 뜨임을 행하는 강판의 제조 방법.
    Ceq(%)= C+ Mn/6+ Si/24+ Ni/40+ Cr/5+ Mo/4+ V/14
    Pcm(%)= C+ Si/30+ Mn/20+ Cu/20+ Ni/60+ Cr/20+ Mo/15+ V/10+ 5× B
    BK(%)= B-11×(N-Ti/3.4)/14
    (식 중, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, V, Cu, B, N, Ti는 강 슬래브 내의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타냄)
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 강 슬래브가, Ca : 0.0005~0.004% 이하 및 REM : 0.005~0.04%로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 강판의 제조 방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 강 슬래브가, V : 0.01~0.06%을 더 함유하는 강판의 제조 방법.
  8. 제 5 항에 있어서,
    상기 강 슬래브가, Ni : 0.05~0.4%, Cu : 0.05~0.5%, 및 Mo : 0.01~0.2%로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 강판의 제조 방법.
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