KR101009056B1 - 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상및 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상및 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상, 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것으로, 강의 Si함유량을 0.10% 미만으로 하여 섬 모양 마르텐사이트의 체적율이 3% 미만이 되도록 하는 동시에, Nb≥0.O25%, Ti≥0.OO5%이고, 0.045%≤Nb+2×Ti≤0.105%를 만족하도록 함유하고, Nb, Ti, C, N를 A=(Nb+2Ti)×(C+N×12/14)의 값이 0.0022 이상, 0.0055 이하가 되는 범위에서 함유하고, 강 조직이 베이나이트의 체적율이 30% 이상, 펄라이트의 체적율 5% 미만으로 하는 것이다.
음향 이방성, 용접성, 고장력 강판, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트

Description

음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상 및 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET OF 450 ㎫ OR HIGHER YIELD STRESS AND 570 ㎫ OR HIGHER TENSILE STRENGTH HAVING LOW ACOUSTIC ANISOTROPY AND HIGH WELDABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 음향 이방성이 작고, 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상, 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판 및 이 강판을 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않아서 높은 생산성으로 제조할 수 있는 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명강은 교량, 선박, 건축 구조물, 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡, 라인 파이프 등의 용접 구조물의 구조 부재로서, 후강판의 형태로 사용된다.
교량, 선박, 건축 구조물, 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡, 라인 파이프 등의 용접 구조 부재로서 사용되는 인장강도 570 ㎫급 이상의 고장력 강판에는 강도 외에 인성이나 용접성이 요구되고, 근래에는 특히 대입열에서의 용접성이 요구되는 경우도 많아서, 특성 향상에 대한 검토가 종래부터 많이 이루어지고 있다.
이와 같은 강판의 조성 및 제조 조건으로는, 예를 들면 일본 공개 특허 공보 소53-119219호, 일본 공개 특허 공보 평01-149923호 등에 개시되어 있다. 이들은 강판을 압연한 후, 오프라인에서 재가열 소입하고, 또한 재가열 템퍼링 열처리 하는 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 예를 들면, 일본 공개 특허 공보 소52-081014호, 일본 공개 특허 공보 소63-033521호 및 일본 공개 특허 공보 평02-205627호 등에는 강판의 압연 후에 온라인으로 소입하는 이른바 직접 소입에 의한 제조에 관한 발명이 개시되어 있다. 재가열 소입, 직접 소입 중 어느 경우에서도 오프 라인에서의 템퍼링 열처리를 필요로 하고 있으나, 생산성을 높이려면, 템퍼링 열처리도 생략하고 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않는 이른바 비조질(非調質)의 제조 방법이 좋다.
비조질의 제조 방법에 관한 발명도 몇 가지 개시되어 있는데, 예를 들면, 일본 공개 특허 공보 소54-021917호 공보, 일본 공개 특허 공보 소54-071714호 공보, 일본 공개 특허 공보 2001-064723호 및 일본 공개 특허 공보 2001-064728호 등에 기재된 발명이 있다. 이들은 강판의 압연 후의 가속 냉각을 도중에 정지하는 가속 냉각-도중 정지 프로세스에 관한 것이다. 이것은 가속 냉각에 의하여 변태 온도 이하까지 급냉하여 소입 조직을 얻으면서, 변태 후의 비교적 온도가 높은 상태에서 수냉을 정지함으로써 서냉 과정으로 이행시키고, 이 서냉 과정에서의 템퍼링 효과를 얻어 재가열 템퍼링을 생략하고자 하는 것이다.
또한, 일본 공개 특허 공보 2002-088413호 공보에 기재된 발명은 가속 냉각-도중 정지 프로세스에 의한 인장강도 570 ㎫급 이상의 고장력 강판의 제조 기술에 관한 것이다.
또한, 일본 공개 특허 공보 2002-053912호 공보에는 압연 후의 수냉도 실시하지 않는 비조질 프로세스에 관한 발명이 개시되어 있다.
또한, 일본 공개 특허 공보 2005-1268l9호에는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장강도 570 ㎫급 이상의 고장력 강판의 가속 냉각-도중 정지 프로세스에서의 제조 방법에 관한 발명이 개시되어 있다.
그러나, 상기 일본 공개 특허 공보 소53-119219호, 일본 공개 특허 공보 평 01-149923호 공보, 일본 공개 특허 공보 소52-081014호, 일본 공개 특허 공보 소6 3-033521호 공보 및 일본 공개 특허 공보 평02-205627호에 기재된 발명에서는 오프라인에서의 열처리 공정을 필요로 하기 때문에, 아무래도 생산성을 저해하게 된다는 문제가 있었다.
이와 같은 생산성의 문제를 해결하기 위하여, 템퍼링 열처리도 생략하여 오프 라인에서의 열처리를 필요로 하지 않는, 이른바 비조질의 제조 방법을 개시한 상기 일본 공개 특허 공보 소54-021917호, 일본 공개 특허 공보 소54-071714호, 일본 공개 특허 공보 2001-064723호 공보 및 일본 공개 특허 공보 2001-064728호에 기재된 발명에서도, 모두 인성이나 강도를 얻기 위하여 비교적 저온에서의 제어 압연을 필요로 하고 있고, 압연을 종료하는 온도가 800℃ 전후로 되어 있기 때문에 온도 대기 시간을 필요로 하여, 생산성이 높다고는 할 수 없다는 문제점이 있었다. 또한, 특히 교량, 건축 등의 용도에서는 용접부의 초음파 사각 탐상 시험의 정밀도에 영향을 주기 때문에 음향 이방성이 작은 것이 요구되지만, 800℃ 정도의 온도에서 압연을 종료하는 제어 압연에서는 집합 조직이 형성되기 때문에 강판의 음향 이방성이 커져서 이와 같은 용도에 반드시 합치한다고 할 수 없는 문제도 있었다.
또한, 상기 일본 공개 특허 공보 2002-088413호 공보에 기재된 발명에서는 V가 도중 가속 냉각 정지 후의 서냉 단계에서도 석출 강화에 기여하는 것으로 되어 있지만, 본 발명자들이 검토한 바로는, 후술하는 바와 같이 V는 도중 가속 냉각 정지 후의 서냉 단계에서의 석출 속도가 Nb, Ti에 비하여 늦고, 강화에는 그다지 유효하지 않다고 하는 지견을 얻었으며, 이 성분 조성으로는 반드시 안정적인 강도가 얻어지는 것이 아니라고 생각된다.
또한, 상기 일본 공개 특허 공보 2002-053912호에 기재된 발명에서는 저온에서의 제어 압연을 실시하지 않기 때문에 음향 이방성은 커지지 않지만, 그 대신 강도를 얻기 위하여 Cu, Ni, Mn 등 합금 첨가량이 많아지는 등 경제성에 문제가 있었다.
또한, 상기 일본 공개 특허 공보 2005-126819호에 기재된 발명은 본 발명자들이 발명한 것인데, 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장강도 570 ㎫급 이상의 고장력 강판을 합금 첨가량이 적은 경제적인 성분 조성과, 생산성이 높은 가속 냉각-도중 정지 프로제스를 전제로 한 제조 방법으로 제조할 수 있지만, 더 검토를 한 결과, 일본 공개 특허 공보 2005-126819호 공보의 발명에서는 판 두께가 30 내지 10O ㎜ 정도의 두꺼운 강재에 있어서, 특히 그 판 두께 중심부에 있어서 목표로 하는 450 ㎫ 이상의 항복응력을 얻을 수 없는 경우가 있다는 것을 알게 되었다. 원래, 일본 공개 특허 공보 2005-126819호 공보의 표 3, 표 4에 기재되어 있는 실시예의 항복 강도와 인장강도는 본 발명자들이 판 두께의 ¼부(이하, ¼t부라고 함)로부터 채취한 인장시험편에 대하여 인장 시험을 실시하여 얻은 결과였다. 그러나, 본 발명 강판은 교량, 선박, 건축 구조물, 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡, 라인 파이프 등의 용접 구조물의 구조 부재로서 후강판의 형태로 사용되는 것으로, ¼t부 뿐만 아니라 판 두께 중심부에 대하여도 450 ㎫ 이상의 항복응력을 가지는 것이 바람직하다는 것은 말할 필요도 없다.
이에, 본 발명은 합금 첨가량이 적은 경제적인 성분 조성과 생산성이 높은 가속 냉각-도중 정지 프로세스를 전제로 하면서, 판 두께가 30 내지 1OO ㎜ 정도의 두꺼운 부재의 판 두께 중심부도 포함하여, 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상, 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다. 또한, 본 발명은 강판의 판 두께가 30 ㎜ 이상인 것에 한정되는 것이 아니라, 후강판 제조 공정에서 제조되는 판 두께가 6 ㎜ 이상 내지 100 ㎜인 것을 대상으로 한다.
본 발명은 일본 공개 특허 공보 2005-126819호에 기재된 발명을 기초로, 또한 두꺼운 부재의 판 두께 중심부의 항복응력에도 착안한 개량 발명이다. 이에 본 발명에 이르게 된 경위에 대하여, 일본 공개 특허 공보 2005-126819호 공보에 기재된 발명에 이르는 경위에 대하여도 적절히 추가하면서, 이하에서 설명한다.
고장력 강의 강화 수단에는 몇 가지가 있지만, Nb, V, Ti, Mo, Cr의 탄화물 또는 질화물 등의 석출 강화를 이용하는 방법은 비교적 적은 합금 성분으로 강화할 수 있다. 이때, 큰 석출 강화량을 얻으려면 소지(素地)와 정합성이 있는 석출물을 형성시키는 것이 중요하다.
압연 후의 가속 냉각-도중 정지 프로세스에서는 압연 중의 단계에서는 강 조직은 오스테나이트이고, 가속 냉각에 의하여 변태하여 베이나이트나 페라이트 등의 페라이트 소지의 조직이 된다. 압연이나 가속 냉각 전에 오스테나이트 중에서 석출한 석출물은 변태 후에 소지와의 정합성을 잃어서 강화 효과는 작아진다. 또한, 압연 초기 단계에서 석출된 석출물은 조대화하여 인성을 저하시키는 요인도 된다. 따라서, 압연 중 및 가속 냉각 전에는 석출물의 석출을 억제하고, 가능하면 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 단계에서 베이나이트 또는 페라이트 조직 중에만 석출시키는 것이 중요하다. 수냉 후에 재가열하여 템퍼링 열처리를 실시하는 종래의 조질 프로세스이면, 석출을 위한 온도와 시간을 충분히 취할 수 있으므로, 큰 석출 강화를 용이하게 얻을 수 있다. 이에 대하여, 재가열 템퍼링을 실시하지 않는 가속 냉각-도중 정지 프로세스의 경우에는 가속 냉각 정지 후의 서냉 중에 석출을 기대하는 것이지만, 소입 조직을 얻으려면 가속 냉각 정지 온도는 어느 정도 저온으로 하여야하기 때문에, 석출을 위한 온도, 시간 모두 제약을 받기 때문에 석출 강화에는 일반적으로 불리하다. 이와 같은 것으로부터 전술한 바와 같이 비조질 프로세스는 생산성이 높은 반면에 종래의 조질 프로세스와 동일한 강도를 얻으려면 합금 원소를 많이 필요로 하거나, 저온에서의 제어 압연을 실시하지 않을 수 없었던 것이다.
이에, 본 발명자들은 생산성이 높은 가속 냉각-도중 정지 프로세스를 전제로 하면서, 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것과 저온에서의 제어 압연에 의하지 않으면서 고강도를 얻기 위하여, 특히 석출 강화를 최대한으로 활용하는 방법에 대하여 예의 검토를 거듭하였다.
먼저, 가속 냉각 정지 후의 서냉 과정에 있어서의 석출 거동을 분명히 하기 위하여, 베이나이트 또는 페라이트 조직 내지는 그들의 혼합 조직 중에서의 각 합금 원소의 탄화물, 질화물, 탄질화물의 석출 속도 및 석출 강화량과 온도 및 유지 시간과의 관계에 대하여 상세하게 검토하였다. 그 결과, 베이나이트 또는 페라이트 조직 내지는 그들의 혼합 조직 중에서는 Nb 탄질화물, Ti 탄화물의 석출 속도가 V 등 다른 원소에 비하여 빠르고, 또한 이들은 소지와 정합하는 석출물이 되기 때문에 강화량이 크며, 특히 600℃ 내지 7O0℃의 온도 영역에서의 석출 속도가 빠르고, 강화량이 큰 것을 알 수 있었다. 또한, Nb와 Ti 또는 Nb와 Ti과 Mo를 병용하여 복합 석출시킨 경우에는 상승 효과에 의하여 단시간의 유지로도 소지와 정합하는 석출물이 미세 분산하여 큰 석출 강화를 얻을 수 있다는 것을 밝혀내었다.
그러나, Nb, Ti의 첨가량이 너무 많으면, 생성하는 석출물이 조대하게 되는 경향이 있고, 석출물의 개수는 오히려 적어지기 때문에 석출 강화량이 저하된다.또한, Nb, Ti의 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 오스테나이트 중 및 페라이트 중에서의 석출 속도나 석출물의 형태는 Nb, Ti 첨가량과 C, N 양에 의하여 크게 영향을 받는다. 본 발명자들은 여러 가지 실험 및 분석에 의하여, Nb, Ti의 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 석출 속도, 석출 형태는 파라미터 A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)로 잘 정리되고 이 값을 일정 범위 내로 제어함으로써 압연 중의 석출을 억제하면서 수냉 도중 정지 후의 서냉 중의 미세한 석출을 충분히 얻을 수 있다는 지견을 얻었다. 즉, Nb, Ti 첨가량이 많을수록, C, N의 첨가량을 줄일 필요가 있다. A의 값이 너무 작으면, 페라이트 중의 석출 속도가 느려져, 충분한 석출 강화를 얻을 수 없다. 반대로, A의 값이 너무 커지면, 오스테나이트 중의 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 석출 속도가 너무 빨라져서 석출물이 조대화하고, 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 정합 석출량도 부족하기 때문에, 역시 석출 강화량이 저하된다.
이들 석출 강화 효과에는 조직의 영향도 크다. 베이나이트 조직은 페라이트에 비하여 전위 밀도 등 가공 조직을 유지하기 쉽다. 미세 정합 석출을 촉진시키려면, 가공 조직에 포함되는 전위나 변형대 등의 석출 사이트가 충분히 존재하는 것이 매우 유효하게 작용한다. 본 발명자들이 검토한 바에 따르면, 충분한 강화를 얻으려면 베이나이트 단상이나, 베이나이트의 체적율 30% 이상의 베이나이트와 페라이트의 혼합 조직으로 하는 것이 필요하다. 펄라이트가 존재하면, 그 상 계면에 Nb, Ti의 탄화물, 질화물 내지 탄질화물이 석출되기 때문에, 목적으로 하는 강화 효과가 작아져서 인장강도 570 ㎫을 확보하는 것이 곤란해질 뿐만 아니라, 인성 등도 저하시킨다. 따라서, 펄라이트는 극도로 저감할 필요가 있으나, 그 체적율이 5% 미만이면, 이와 같은 악영향이 작기 때문에 허용할 수 있는 범위이다.
이어서, 본 발명자들은 최대한의 석출 강화 효과를 얻기 위한 구체적인 제조 조건에 대해 검토를 하여 다음과 같은 지견을 얻었다.
본 발명은 압연에 이어지는 가속 냉각-도중 정지 프로세스에 있어서, Nb, Ti 등의 석출 강화를 최대한으로 활용하여 강도를 얻는 것인데, 압연에 선행되는 강편 또는 주물편의 가열시에 Nb, Ti를 충분히 고용시켜 둘 필요가 있다. 그러나, Nb와 Ti가 공존하면 단독으로 존재하는 경우보다 가열시에 고용하기 어려워지는 경향이 있고, 각각의 용해도적(溶解度積) 등으로부터 예상되는 고용 온도에의 가열에서는 반드시 이들은 충분히 고용할 수 없다는 것을 알 수 있었다. 본 발명자들은 본 발명강에 있어서 가열 온도와 Nb, Ti의 고용 상태를 조사하고, 특히, 상기 A값과 Nb, Ti의 고용 상태와의 관계를 상세하게 분석하였다. 그 결과, 강편 또는 주물편의 가열 온도를 아래와 같은 A 값을 포함하는 조건식으로 산출되는 온도 T(℃)보다 높게 함으로써, Nb, Ti를 충분히 고용시킬 수 있다는 결론에 이르렀다.
T=6300/(1.9-LogA)-273
여기에서, A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)이고, [Nb], [Ti], [C], [N]는 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%로 나타낸 함유량을 의미한다.
또한, LogA는 상용대수이다.
압연 단계에서의 Nb, Ti의 석출은 압연 변형에 의하여 촉진되기 때문에, 오스테나이트의 고온 영역에서의 압연 조건, 이른바 조압연의 조건이 최종적인 석출 강화의 효과에 크게 영향을 미친다. 구체적으로는 조압연이 1020℃ 이상의 온도 영역에서 완료되고, 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 온도 영역에서는 극도로 압연을 하지 않는 것이 압연 중의 석출을 억제하기 위한 요건이다. 그러나, 모든 압연을 1020℃ 이상의 온도 영역에서 완료하면, 회복, 재결정에 의하여 가속 냉각-도중 정지 후에는 가공 조직이 거의 남지 않기 때문에, 전위나 변형대 등의 석출 사이트가 충분히 존재하지 않아서, 충분한 석출 강화를 얻을 수 없다. 따라서, 미세결정 온도 영역에서의 필요 충분한 압연을 실시하여, 압연 후 신속하게 가속 냉각을 실시하는 것이 필수 조건이 된다. 구체적으로는, 920℃ 이하, 860℃ 이상의 한정된 범위에 있어서, 누적 압하율 20 내지 50%의 비교적 가벼운 압연을 실시한다. 이 조건이라면 압연 변형이 지나치게 크지 않기 때문에, 불필요한 Nb, Ti의 석출이 억제되고, 또한 강한 집합 조직을 형성하지 않기 때문에 음향 이방성도 커지지 않는다. 또한 가속 냉각 정지 후에도 적당한 석출 사이트를 잔존시키기 위하여 필요한 양의 압연 변형을 확보할 수 있다.
가속 냉각-도중 정지 프로세스의 가속 냉각 정지 온도는 Nb, Ti의 석출에 유리하도록 600 내지 7O0℃로 하지만, 이와 같은 높은 정지 온도에서도 베이나이트의 체적율이 30% 이상인 강 조직을 얻으려면 강의 성분 조성을 후술하는 특정 범위로 한정하는 동시에, 가속 냉각에 있어서는 2 ℃/sec 이상, 30 ℃/sec 이하의 냉각 속도가 필요하다.
여기서 얻은 지견은 Nb, Ti의 탄화물 또는 탄질화물의 석출을 고온 영역을 포함하는 압연 중, 가속 냉각 중 및 냉각 정지 후의 서냉 과정에 이르기까지 온라인으로 제어하는 새로운 발상이며, 종래의 조질 프로세스 수준 이상의 석출 강화를 오프라인 열처리를 필요로 하지 않는 가속 냉각-도중 정지 프로세스로 실현할 수 있다.
또한, 이 제조공정에 의하면, 강재 조성의 용접 균열 감수성 지수 Pcm (Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/l5+[V]/10+5[B], 여기에서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량%를 의미한다.)를 낮게 억제할 수 있고, Pcm≤0.18이고, 대입열로도 용접열 영향부 인성이 높은, 용접성이 우수한 인장강도 570 ㎫급 이상의 고장력 강재를 제공할 수 있다.
다음으로, 일본 공개 특허 공보 2005-126819호에 기재된 발명에서는 판 두께 30 내지 100 ㎜ 정도의 두꺼운 부재의 판 두께 중심부의 항복응력이 저하되는 문제에 대하여 검토하였다. 먼저, 표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 강편을 표 2에 나타내는 제조 조건으로 50 ㎜ 두께의 강판으로 하며, 그 판 두께의¼부(¼t부) 및 판 두께 중심부(½t부)에서 채취한 JIS Z 2201에 준거한 4호 환봉 인장시험편에 대하여, JIS Z 2241에 준거한 방법으로 항복응력 및 인장강도를 측정하였다. 그 결과를 표 2에 나타낸다.
Figure 112008033340397-pct00001
Figure 112008033340397-pct00002
표 2로부터, ¼t부의 항복응력와 인장강도 및 ½t부의 인장강도는 목표 값을 만족하지만, 판 두께 중심부의 항복응력이 저하되어, 목표값인 450 ㎫를 만족할 수 없는 것을 확인하였다. 본 발명자들은 이 원인에 대하여 예의 검토한 결과, 판 두께 중심부에 생성한 섬 모양 마르텐사이트가 항복응력의 저하를 가져오는 것과 일본 공개 특허 공보 2005-126819호 공보에 기재된 성분 조성과 제조 방법의 조합에서는 판 두께 30 내지 100 ㎜ 정도의 두꺼운 부재의 판 두께 중심부에 섬 모양 마르텐사이트가 생성되기 쉬운 것을 밝혀내었다.
이에, 항복응력(상항복점 또는 0.2% 내력)에 미치는 섬 모양 마르텐사이트의 영향에 대하여 검토하였다. 먼저, 표 3에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 강편을, 표 4에 나타내는 제조 조건으로 5.0 ㎜ 두께의 강판으로 하고, 그 판 두께 중심부(½t부)에 대하여, 배율 5OO배의 현미경 조직 사진으로 10O ㎜×10O ㎜의 범위를 1O 시야를 관찰하여 섬 모양 마르텐사이트의 체적율을 산출하였다. 또한, 이들 시작 강판의 ½t부에서 채취한 JIS Z 2201에 준거한 4호 환봉 인장시험편에 대하여, JIS Z 2241에 준거한 방법으로 항복응력을 측정하였다. 이들의 결과를 표 4 및 도 1에 나타낸다.
Figure 112008033340397-pct00003
Figure 112008033340397-pct00004
도 1로부터, 체적율로 3% 이상의 섬 모양의 마르텐사이트가 존재하면, 항복응력이 큰 폭으로 저하되는 것을 알 수 있다. 그 이유는 인장시험시의 응력-변형 곡선의 형태가 항복응력의 영역에서 크게 변화하는 것에 따른 것이다. 구체적으로는, 섬 모양 마르텐사이트를 함유하지 않는 강의 응력-변형 곡선은 모식도로서 도 2의 A강에 예시하는 바와 같이 상항복점을 갖는다. 한편, 체적율로 수%의 섬 모양 마르텐사이트를 함유하는 강의 응력-변형 곡선은 모식도로서 도 2의 B강에 예시하는 바와 같이 명료한 상항복점이 출현하지 않는 라운드형이 된다. 이것은 상항복점이 출현하기 전의 저응력 부하시에 이미 국소적으로 항복(국소 항복)이 일어나기 때문이며, 0.2% 내력으로 측정하였을 때의 항복응력은 상항복점이 생성하는 강의 항복응력에 비하여 저하된다. 이 때문에, 섬 모양 마르텐사이트가 존재하는 강에서는 0.2% 내력으로 측정하는 항복응력이, 섬 모양 마르텐사이트가 존재하지 않는 강과 비교하여 큰 폭으로 저하된다. 섬 모양 마르텐사이트가 존재하는 강에서의 인장 응력 부하시에 국소 항복이 생기는 이유는 분명하지 않지만, 섬 모양 마르텐사이트가 생성될 때에, 섬 모양 마르텐사이트에 인접하는 페라이트 입자 내 또는 베이나이트입자 내에 마르텐사이트 변태 팽창에 기인하는 가동 전위가 도입되고, 이 가동 전위가 인장시험시의 저응력 부하시에 국소적으로 이동하여 국소 항복을 초래하기 때문이라고 생각된다.
또한, 섬 모양 마르텐사이트의 생성 조건에 대하여 상세하게 검토하였다. 그 결과, 일본 공개 특허 공보 2005-126819호에 기재된 발명의 성분 조성으로는 판 두께가 30 내지 100 ㎜ 정도인 두꺼운 부재의 판 두께 중심부에서 섬 모양 마르텐사이트가 생성되기 쉬운 것을 알 수 있었다. 이것은 일본 공개 특허 공보 2005-126819호에 기재된 발명의 성분 조성의 특징으로서, 석출 강화를 최대한으로 이용하기 위하여 Nb의 다량 첨가를 필수로 하는 것도 한 요인이다. Nb는 오스테나이트로부터 페라이트 및 베이나이트로의 변태를 지연시키는 효과를 가진다. 또한, 일본 공개 특허 공보 2005-126819호에 기재된 발명의 제조 방법으로는 압연은 860℃ 이상에서 이루어지고, 또한 920℃ 이하에서의 누적 압하율도 50% 이하로 한정되기 때문에, 판 두께가 30 내지 100 ㎜ 정도인 두꺼운 부재의 판 두께 중심부에서는 압연 변형의 축적이 적어지고, 그 결과, 오스테나이트 입자는 압연 변형에 의한 재결정을 통한 세립화가 일어나기 어려워져서 비교적 조대한 입자가 된다. 오스테나이트 입자가 조대하면 페라이트 변태 또는 베이나이트 변태 개시 온도가 저하된다. 이 때문에 판 두께 중심부에서는 압연 후의 가속 냉각 중의 베이나이트 변태가 부족한 상태로 서냉으로 이행하여, 성분 조성의 특징인 다량의 Nb 첨가에 의한 변태 지연 효과와 함께, 서냉 중에도 일부 베이나이트 변태 또는 펄라이트 변태가 완료되지 않는 부분에서 섬 모양 마르텐사이트가 생성되는 것으로 추정된다.
그러나, 판 두께 중심부의 섬 모양 마르텐사이트의 체적율이 3% 미만이면 도 1에 도시하는 바와 같이 항복응력의 저하가 작기 때문에, 허용할 수 있는 범위이다. 두꺼운 판 두께 중심부에서의 항복응력로서 500 ㎫ 이상을 만족할 필요가 있는 경우, 바람직한 섬 모양 마르텐사이트의 체적율은 1% 이하이다.
다음으로, 판 두께 중심부의 섬 모양 마르텐사이트를 저감하는 방법에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 도 3에 나타내는 바와 같이, Si 양을 0.10% 미만으로 저감함으로써, 판 두께 중심부의 섬 모양 마르텐사이트의 생성을 3% 미만으로 저감할 수 있다는 것을 알 수 있었다. 또한, 도 4에 판 두께 중심부의 항복응력에 미치는 Si 양의 영향을 나타낸다. Si 양을 0.10% 미만으로 저감함으로써 판 두께 중심부의 항복응력이 큰 폭으로 향상된다. 두꺼운 부재의 판 두께 중심부에서의 항복응력로서 500 ㎫ 이상을 만족할 필요가 있는 경우, 바람직한 Si 양은 0.07% 이하이다. Si 양을 0.10% 미만으로 저감함으로써 섬 모양 마르텐사이트의 생성이 억제될 수 있는 이유는 분명하지는 않지만, Si가 세멘타이트 중에 고용되기 어렵고, 세멘타이트의 성장을 늦추는 것이 알려져 있어, Si 양을 저감함으로써 세멘타이트의 성장을 촉진하고, 베이나이트 변태 또는 펄라이트 변태가 촉진된 결과, 섬 모양 마르텐사이트의 생성이 억제되었을 가능성을 생각할 수 있다.
이상과 같은 지견에 기초하여 본 발명은 최초로 이루어진 것이며, 그 요지로 하는 것은 이하와 같다.
(1) 질량%로, C: 0.03% 이상, 0.07% 이하, Si: 0.10% 미만(0%를 포함), Mn: 0.8% 이상, 2.0% 이하, Al: 0.003% 이상, 0.1% 이하를 함유하고, 또한 Nb, Ti를, Nb: 0.025% 이상, Ti: 0.005% 이상, 그리고 0.045%≤[Nb]+2×[Ti]≤0.105%를 만족하도록 함유하고, 또한 N: 0.0025% 초과, 0.008% 이하를 함유하고, 또한 Nb, Ti, C, N를, 아래와 같이 나타내는 A 값이 0.0022 이상, 0.0055 이하가 되는 관계를 만족하는 범위에서 함유하고, 용접 균열 감수성 지수 Pcm이 0.18 이하이며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지는 동시에, 강 조직이 베이나이트의 체적율이 30% 이상, 펄라이트 체적율이 5% 미만, 섬 모양 마르텐사이트의 체적율이 3% 미만인 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상, 인장 장도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판.
A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14),
Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B].
여기에서, [Nb], [Ti], [C], [N], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]는 각각 Nb, Ti, C, N, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량%를 의미한다.
(2) 질량%로, Mo: 0.05% 이상, 0.3% 이하를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상, 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판.
(3) 질량%로, Cu: 0.1% 이상, 0.8% 이하, Ni: 0.1% 이상, 1.0% 이하, Cr: 0.1% 이상, 0.8% 이하, V: 0.01% 이상, 0.03% 미만, W: 0.1% 이상, 3% 이하, B: 0.0005% 이상, 0.0050% 이하의 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상, 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판.
(4) 또한, 질량%로, Mg: 0.0005% 이상, 0.01% 이하, Ca: 0.0005% 이상, 0.01% 이하의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상, 그리고, 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강편 또는 주물편을, 아래에 나타내는 T(℃) 이상, 1300℃ 이하로 가열하고, 1020℃ 이상의 온도 범위에서의 조압연 후에, 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 범위에서는 누적 압하율을 15% 이하로 억제하고, 920℃ 이하, 860℃ 이상의 범위에서는 누적 압하율을 20% 이상, 50% 이하로 하는 마무리 압연을 실시하고, 이것에 이어서 냉각 속도가 2 ℃/sec 이상, 30 ℃/sec 이하가 되는 가속 냉각을 800℃ 이상으로부터 개시하고, 700℃ 이하, 600℃ 이상에서 이 가속 냉각을 정지하고, 그 후 0.4 ℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력이 450 ㎫ 이상, 인장강도 570㎫ 이상인 고장력 강판의 제조 방법.
T=6300/(1.9-LogA)-273
여기에서, A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)이고, [Nb], [Ti], [C], [N]은 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%를 의미한다.
또한, LogA는 상용대수이다.
본 발명에 의하면, 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 판 두께 10O ㎜까지의 항복응력 450 ㎫ 이상, 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판을 판 두께가 30 내지 100 ㎜ 정도인 두꺼운 부재의 판 두께 중심부도 포함하여, 합금 첨가량이 적은 경제적인 성분계와 생산성이 높은 비조질의 제조 방법에 의하여 얻을 수 있어서, 그 공업계에 대한 효과는 매우 크다.
도 1은 판 두께 중심부의 섬 모양 마르텐사이트의 체적율과 항복응력의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 섬 모양 마르텐사이트가 존재하지 않는 강판(A강)의 인장 시험시의 응력-변형 곡선과 섬 모양 마르텐사이트가 존재하는 강판(B강)의 인장 시험시의 응력-변형 곡선과의 상위점을 모식적으로 대비하여 나타내는 도면이다.
도 3은 판 두께 중심부의 섬 모양 마르텐사이트의 체적율에 미치는 강 성분 Si 양의 영향을 나타내는 도면이다.
도 4는 판 두께 중심부의 항복응력에 미치는 강 성분 Si 양의 영향을 나타내는 도면이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 실시 형태
이하에서, 본 발명에서의 각 성분 및 미세조직 등 각 발명 특정 사항의 한정 이유를 설명한다.
C는 Nb, Ti과의 탄화물, 탄질화물을 형성하고, 본 발명강의 강화 기구의 주 요소가 되는 중요한 원소이다. C 양이 부족하면, 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 석출량이 부족하여 강도를 얻을 수 없다. 반대로 과잉이 되더라도 압연 중의 오스테나이트 영역에서의 석출 속도가 빨라져서 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 정합 석출량이 부족하여 강도를 얻을 수 없다. 그 때문에, C 양은 0.03% 이상, 0.07% 이하의 범위로 한정한다.
Si은 섬 모양 마르텐사이트의 생성을 억제하기 위하여, 그 상한을 0.10% 미만으로 한정할 필요가 있다. Si 양이 0.10% 이상인 경우에는 판 두께가 30 ㎜ 정도 이상인 두꺼운 부재의 특히 판 두께 중심부에 있어서, 섬 모양 마르텐사이트의 체적율이 3%를 넘어 항복응력(0.2% 내력)이나 인성이 저하되기 쉽다. 두꺼운 부재의 판 두께 중심부에서의 항복응력과 500 ㎫ 이상을 만족할 필요가 있는 경우, 바람직한 Si 양은 0.07% 이하이다. Si 양의 하한은 특별히 한정할 필요는 없고, O% 이다.
Mn은 소입성을 높여 베이나이트 단상이나, 베이나이트 체적율 30% 이상인 베이나이트와 페라이트의 혼합 조직을 얻는데 필요한 원소이다. 이 목적을 달성하려면 0.8% 이상이 필요하지만, 2.0%를 초과하여 첨가하면 모재 인성의 저하를 초래하는 경우가 있기 때문에 상한을 2.0%로 한다.
Al은 통상 탈산 원소로서 첨가되는 범위인 0.003% 이상, 0.1% 이하로 한다.
Nb 및 Ti은 NbC, Nb(CN), TiC, TiN, Ti(CN), 또는 이들의 복합 석출물과, 나아가 이들과 Mo과의 복합 석출물을 형성하여, 본 발명강의 강화 기구의 주요소가 되는 중요한 원소이다. 가속 냉각-도중 정지 프로세스에 있어서, 충분한 복합 석출물을 얻으려면 0.025% 이상의 Nb과 0.005% 이상의 Ti을 동시에 첨가하고, [Nb]+2 ×[Ti]가 0.045% 이상, 그리고 A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)로 하는 경우에 A의 값이 0.0022 이상이 되도록 제어하는 것이 필요하다(여기서, [Nb], [Ti], [C], [N]는 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%를 의미한다). 570 ㎫을 초과하는 인장강도, 예를 들면, 600 ㎫ 이상의 인장강도를 필요로 하는 경우에는 0.035% 이상의 Nb과 0.O05% 이상의 Ti을 동시에 첨가하고, [Nb]+2×[Ti]가 0.055% 이상이 되도록 제어하는 것이 좋다. [Nb]+2×[Ti]가 0.105%를 초과하면, Nb, Ti의 첨가량이 너무 많기 때문에, 생성하는 석출물이 조대하게 되는 경향이 있고, 석출물의 개수는 오히려 적어지기 때문에, 석출 강화량이 저하되어 인장강도 570 ㎫을 만족할 수 없게 된다. 그 때문에, [Nb]+2×[Ti]는 0.105% 이하로 할 필요가 있다. A=([Nb]+2×[Ti])× ([C]+[N]×12/14)의 값이 0.0055를 넘으면, 오스테나이트 중의 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 석출 속도가 너무 빨라져서 석출물이 조대화하고, 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 정합 석출량도 부족하기 때문에, 석출 강화량이 저하되어 인장강도 570 ㎫을 만족할 수 없게 된다. 그 때문에, A의 값은 0.0055 이하로 할 필요가 있다.
N는 Ti과 결합하여 TiN를 형성한다. TiN은 미세하게 분산되어 있는 경우에는 피닝 효과에 의하여 용접열 영향부 조직의 조대화를 억제하여 용접열 영향부 인성을 향상시킨다. 그러나, N가 0.0025% 이하가 될 정도로 부족하면, TiN은 조대하게 되어 피닝 효과를 얻을 수 없다. 이에 TiN을 미세하게 분산시키기 위하여, N는 적어도 0.0025% 초과가 필요하다. 용접열 영향부(HAZ)보다 고온에 노출된 용융선(FL) 근방의 부분에서도 TiN의 미세 분산 효과를 얻어 인성을 더 향상시키려면 N를 0.004% 초과로 하는 것이 좋다. 또한, N를 과잉으로 함유하면 오히려 모재 및 용접 이음부의 인성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 허용할 수 있는 상한은 0.008%로 한다. 인성의 저하를 극도로 억제할 필요가 있는 경우의 N의 상한은 0.006%로 하는 것이 좋다.
Mo은 소입성을 향상시키고, 또한 Nb, Ti과의 복합 석출물을 형성하고 강화시키는데 크게 기여한다. 이 효과를 얻으려면 0.05% 이상을 첨가한다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성을 저해하기 때문에, 0.3% 이하로 한다.
Cu는 강화 원소로서 첨가하는 경우, 그 효과를 발휘하려면 0.1% 이상 첨가할 필요가 있지만, 0.8%를 초과하여 첨가하여도 첨가량에 비하여 그 효과는 크지 않고, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성을 저해하는 경우가 있으므로, 0.8% 이하로 한다.
Ni은 모재 인성을 높이기 위하여 첨가하는 경우에는 0.1% 이상을 필요로 하지만, 과잉으로 첨가하면 용접성을 저해하는 경우가 있고, 고가의 원소도 있으므로 첨가의 상한은 1.0%로 한다.
Cr은 Mn과 같이 소입성을 높여 베이나이트 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있다. 그러한 목적을 달성하기 위하여 0.1% 이상 첨가하지만, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성을 간섭하므로 상한을 0.8%로 한다.
V은 Nb, Ti에 비해 강화 효과는 적지만, 어느 정도의 석출 강화와 소입성을 높이는 효과가 있다. 이 효과를 얻으려면 0.01% 이상 첨가할 필요가 있지만, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성의 저하를 초래하므로 첨가하는 경우에는 0.03% 미만으로 한다.
W은 강도를 향상시킨다. 첨가하는 경우에는 0.1% 이상 첨가하지만, 다량으로 첨가하면 비용이 비싸지므로, 첨가량은 3% 이하로 한다.
B은 소입성을 높이고 강도를 얻기 위하여 첨가하는 경우에는 0.0005% 이상의 첨가를 필요로 하지만, 0.0050%를 초과하여 첨가하더라도 그 효과는 변하지 않기 때문에 그 첨가량은 0.0005% 이상, 0.0050% 이하로 한다.
Mg 및 Ca의 1종 또는 2종을 첨가함으로써, 황화물이나 산화물을 형성하여 모재 인성 및 용접열 영향부 인성을 높일 수 있다. 이러한 효과를 얻으려면 Mg 또는 Ca은 각각 0.0005% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.01%를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 조대한 황화물이나 산화물이 생성되기 때문에, 오히려 인성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, 첨가량을 각각 0.0005% 이상, 0.01% 이하로 한다.
상기 성분 외에 불가피한 불순물로서 P, S은 모재 인성을 저하시키는 유해한 원소이므로, 그 양은 적은 것이 좋다. 바람직하기로는 P는 0.02% 이하, S는 0.02% 이하로 한다.
또한, 용접 균열 감수성 지수 Pcm은 0.18을 초과하며 대입열 용접에서의 용접열 영향 인성의 저하를 회피할 수 없게 되므로, 0.18% 이하로 할 필요가 있다. 여기에서, Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]이고, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, CT, Mo, V, B의 질량%로 나타낸 함유량을 의미한다.
본 발명의 Nb, Ti의 탄화물, 질화물 내지 탄질화물의 미세 정합 석출을 촉진시켜 충분한 강화를 얻으려면 가공 조직에 포함되는 전위나 변형대 등의 석출 사이 트가 충분히 존재하는 것이 좋고, 이 점에서 베이나이트 조직은 페라이트 조직에 비하여 전위 밀도 등 가공 조직을 유지하기 쉽기 때문에 바람직한 금속 조직이다. 다만, 베이나이트의 체적율이 30% 미만이면, 인장강도 570 ㎫를 확보하는 것이 곤란하게 되기 때문에, 그 체적율은 30% 이상으로 할 필요가 있다.
펄라이트가 존재하면, 그 상 계면에 Nb, Ti의 탄화물, 질화물 내지 탄질화물이 석출되어 버리기 때문에, 목적으로 하는 강화 효과가 작아지고, 인장강도 570 ㎫을 확보하는 것이 곤란해질 뿐만 아니라 인성 등도 저하되기 때문에, 극도로 저감할 필요가 있지만, 그 체적율이 5% 미만이면 이와 같은 악영향은 적기 때문에 허용할 수 있는 범위이다.
섬 모양 마르텐사이트가 존재하면, 항복응력(상항복점 또는 0.2% 내력)이나 인성을 저하시키기 때문에, 극도로 저감할 필요가 있지만, 그 체적율이 3% 미만이면, 이와 같은 악영향이 작기 때문에 허용할 수 있는 범위이다. 섬 모양 마르텐사이트는 특히 판 두께 중심부에서 생성하기 쉽다. 판 두께 중심부에 있어서도 450 ㎫ 이상의 항복응력을 얻으려면 판 두께 중심부에 있어도 섬 모양 마르텐사이트의 체적율을 3% 미만으로 할 필요가 있다. 바람직한 섬 모양 마르텐사이트의 체적율은 2% 미만이다.
다음으로, 성분 이외의 제조 방법의 각 발명 특정 사항에 대하여 설명한다.
강편 또는 주물편의 가열 온도, Nb, Ti을 충분히 고용시키기 위하여, 아래에 나타내는 A값을 포함하는 조건 식으로 산출되는 온도 T(℃)보다 높게 한다.
T=6300/(1.9-LogA)-273
여기서, A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)이고, [Nb], [Ti], [C], [N]은 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%를 의미한다. 또한 LogA는 상용대수이다. 그러나, 130O℃를 초과하는 가열 온도로 하면, 오스테나이트 입자 지름이 조대화하여 인성 저하의 원인이 되므로, 압연시의 강편 또는 주물편의 가열 온도는 T(℃) 이상, 1300℃ 이하로 한다.
압연은 가능한 한 압연 중의 Nb, Ti의 석출을 억제하기 위하여, 1020℃ 이상의 온도 범위에서의 적당한 압하율로 조압연한 후, 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 범위에서의 압연은 누적 압하율 15% 이하로 한다. 또한, 석출 사이트로서 필요 충분한 가공 조직을 얻기 위하여, 920℃ 이하, 860℃ 이상의 범위에서, 누적 압하율 20% 이상, 50% 이하의 압연을 실시한다. 이 압연 조건이면, 집합 조직의 형성이 억제되기 때문에, 음향 이방성이 커지지 않는다.
가공 조직의 회복, 가공 후의 석출을 억제하기 위하여 압연 종료 후 신속하게 가속 냉각을 실시한다. 이 가속 냉각은 800℃ 이상으로부터, 냉각 속도가 2 ℃/sec 이상, 30 ℃/sec 이하가 되는 조건으로 실시한다.
베이나이트의 체적율을 30% 이상으로 하기 위하여, 2 ℃/sec 이상의 냉각 속도가 필요하고, 또한 펄라이트의 체적율을 5% 미만 및 섬 모양 마르텐사이트의 체적율 3% 미만으로 하기 위하여 냉각 속도의 상한을 30 ℃/sec 이하로 한다. 강판 온도가 700℃ 이하, 60O℃ 이상이 되도록 가속 냉각을 도중 정지하고, 그 후, 방냉 등에 의하여 냉각 속도를 0.4 ℃/sec 이하로 한다. 이 목적은 Nb, Ti 및 복합 석출, 그리고 Mo과의 복합 석출에 충분한 온도, 시간을 확보하는 데 있다. 가속 냉각 정지 온도가 너무 고온이면 베이나이트 조직을 얻기 어렵고, 반대로 저온에서는 석출이 느려져 충분한 강화를 얻을 수 없다. 또한, 가속 냉각 정지 직후에는 강판의 중심부 온도는 표면보다 고온으로 되어 있기 때문에, 그 후 내부로부터의 복열에 의하여 강판 표면의 온도는 한번 상승하고, 그 후 냉각으로 변한다. 여기서 말하는 가속 냉각 정지 온도란 복열한 후의 강판 표면의 최고 도달 온도를 의미한다.
본 발명 강은 교량, 선박, 건축 구조물, 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡, 라인 파이프 등의 용접 구조물의 구조 부재로서, 후강판의 형태로 이용되는 것이다.
표 5, 표 6에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 강편을, 표 7, 표 8에 나타내는 제조 조건으로 12 내지 100 ㎜ 두께의 강판으로 하였다. 이 중에서, 1-A 내지 20-T는 본 발명강이며, 21-U 내지 48-A는 비교예이다. 표 중, 밑줄로 나타내는 숫자는 성분 또는 제조 조건이 특허 청구 범위를 일탈하고 있거나, 또는 특성이 아래와 같은 목표값을 만족하지 않는 것이다.
Figure 112010041688079-pct00013
Figure 112008033340397-pct00006
Figure 112010041688079-pct00014
Figure 112008033340397-pct00008
이들 강판에 대한 모재 강도, 인성과 용접열 영향부 인성 및 음향 이방성의 측정 결과를 표 7, 표 8에 나타낸다. 모재 강도는 JIS Z 2201에 준거한 1A호 전체 두께 인장시험편 또는 4호 환봉 인장시험편을 채취하여 JIS Z 2241에 준거한 방법으로 측정하였다. 인장시험편은 판 두께 25 ㎜ 이하에서는 1A 전체 두께 인장 시험 편을 채취하고, 판 두께 25 ㎜ 초과에서는 4호 환봉 인장시험편을 판 두께의 ¼부(¼t부)와 판 두께 중심부(½t부)로부터 채취하였다. 모재 인성은 압연 방향에 직각 방향의 판 두께 중심부로부터 JIS Z 2202에 준거한 충격시험 편을 채취하고, JIS Z 2242에 준거한 방법으로 파면 천이 온도(vTrs)를 구하여 평가하였다. 용접열 영향부 인성은 판 두께 32 ㎜ 이하의 강재는 원래의 두께 그대로, 판 두께 32 ㎜를 초과하는 강재는 32 ㎜로 두께를 줄인 강판을 준비하여, レ 모양의 선단 개구의 맞댐부에 입열량 20 kJ/㎜의 대입열 서브머지 아크 용접을 실시하고, 노치 바닥이 용융선(퓨전 라인)을 따르도록, JIS Z 2202에 규정하는 충격 시험편을 채취하여, -20℃에서의 유전체 흡수 에너지(vE-20)로 평가하였다. 음향 이방성은 일본 비파괴 검사 협회 기술 규격 NDIS2413-86에 따라서, 음속비가 1.02 이하이면 음향 이방성이 작은 것으로 평가하였다. 각 특성의 목표 값은 각각 항복응력이 450 ㎫ 이상, 인장강도가 570 ㎫ 이상, vTrs가 -20℃ 이하, vE-20이 70J 이상, 음속비가 1.02 이하로 하였다. 모재 조직의 체적율은 판 두께 중심부에서 촬영한 배율 500배의 현미경 조직 사진으로 100 ㎜×100 ㎜의 범위를 10 시야 관찰하여 산출하였다.
실시예 1-A 내지 20-T는 모두 항복응력이 450 ㎫ 초과, 인장강도가 570 ㎫ 초과이며, 용접열 영향부 인성 vE-20이 200J 초과이고, 또한, 음속비가 1.02 이하로 음향 이방성이 작다.
이에 비해, 비교예 21-U는 C가 낮기 때문에, 비교예 22-V는 C가 높기 때문에, 비교예 25-Y는 Mn이 낮기 때문에, 비교예 28-AB는 Nb가 낮기 때문에, 비교 예 30-AD는 Ti가 낮기 때문에, 비교예 32-AF는 상기 파라미터 A의 값 (A=([Nb]+2×Ti])×([C]+[N]×12/14))이 0.0022를 만족하지 않기 때문에, 비교예 33-AG는 파라미터 A의 값이 0.0055를 넘기 때문에, 비교예 42-A는 가열 온도가 T℃보다 낮기 때문에, 비교예 46-A는 냉각 속도가 작기 때문에, 항복응력과 인장강도가 부족하다.
비교예 47-A는 가속 냉각 정지 온도가 높기 때문에, 비교예 48-A는 가속 냉각 정지 온도가 낮기 때문에 모두 항복응력, 인장강도가 부족하다.
비교예 23-W, 24-X는 Si 양이 많기 때문에, 섬 모양 마르텐사이트의 체적율이 3% 이상이 되고 ½t부에 있어서 항복응력이 부족하다.
비교예 27-AA는 Mo량이 많기 때문에, 비교예 29-AC는 Nb량이 많고, Nb+2Ti가 0.105%를 초과하기 때문에, 비교예 31-AE는 Ti량이 많고 Nb+2Ti가 0.105%를 넘기 때문에, 비교예 34-AH는 N량이 적기 때문에, 비교예 36-AJ는 V량이 많기 때문에, 비교 예 37-AK는 Cu량이 많기 때문에, 비교예 38-AL은 Ni량이 많기 때문에, 비교예 39-AM은 Cr량이 많기 때문에, 비교예 40-AN는 Mg량이 많기 때문에, 비교예 41-AO는 Ca량이 많기 때문에, 모두 용접열 영향부 인성이 낮다.
비교예 26-Z는 Mn량이 많기 때문에, 비교예 35-AI는 N량이 많기 때문에, 모두 모재 인성이 낮다.
비교예 43-A는 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 범위에서의 누적 압하율이 높기 때문에, 비교예 44-A는 920℃ 이하, 860℃ 이상의 범위에서의 누적 압하율이 낮기 때문에, 모두 항복응력과 인장강도가 낮다.
비교예 45-A는 920℃ 이하 860℃ 이상의 범위에서의 누적 압하율이 높기 때문에 항복응력과 인장강도가 낮고 음향 이방성도 크다.

Claims (5)

  1. 질량%로,
    C: 0.03% 이상, 0.07% 이하,
    Si: 0.l0% 미만,
    Mn: 0.8% 이상, 2.0% 이하,
    Al: 0.003% 이상, 0.1% 이하를 함유하고,
    또한 Nb, Ti을 Nb: 0.025% 이상, Ti: 0.005% 이상으로 하되, 0.045%≤[Nb]+2×[Ti]≤0.105%를 만족하도록 함유하고,
    또한, N: 0.0025% 초과, 0.008% 이하를 함유하며,
    또한, Nb, Ti, C, N를 아래와 같이 나타내는 A 값이 0.0022이상, 0.0055 이하가 되는 관계를 만족하는 범위에서 함유하고, 용접 균열 감수성 지수 Pcm이 0.18 이하이며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 동시에, 판 두께 중심부의 강 조직이 베이나이트의 체적율이 30% 이상, 펄라이트의 체적율이 5% 미만, 섬 모양 마르텐사이트의 체적율 3% 미만인 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한, 판 두께 중심부의 항복응력이 450 ㎫ 이상, 인장강도가 570 ㎫ 이상인 고장력 강판.
    A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)
    Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]
    여기에서, [Nb], [Ti], [C], [N], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]는 각각 Nb, Ti, C, N, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량%로 나타낸 함유량을 의미한다.
  2. 제1항에 있어서, 질량%로,
    Mo: 0.05% 이상, 0.3% 이하,
    Cu: 0.1% 이상, 0.8% 이하,
    Ni: 0.1% 이상, 1.0% 이하,
    Cr: 0.l% 이상, 0.8% 이하,
    V: 0.01% 이상, 0.03% 미만,
    W: 0.1% 이상, 3% 이하,
    Mg: 0.0005% 이상, 0.01% 이하,
    Ca: 0.0005% 이상, 0.01% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한, 판 두께 중심부의 항복응력이 450 ㎫ 이상, 인장강도가 570 ㎫ 이상인 고장력 강판.
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편 또는 주물편을, 아래에 나타내는 T(℃) 이상, 1300℃ 이하로 가열하고, 1020℃ 이상의 온도 범위에서의 조압연 후에, 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 범위에서는 누적 압하율을 15% 이하로 억제하고, 920℃ 이하, 860℃ 이상의 범위에서는 누적 압하율을 20% 이상, 50% 이하로 하는 마무리 압연을 하고, 이어서 냉각 속도가 2 ℃/sec이상, 30 ℃/sec 이하가 되는 가속 냉각을 800℃ 이상에서부터 개시하여 700℃ 이하, 600℃ 이상에서 그 가속 냉각을 정지하고, 그 후 0.4 ℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한, 판 두께 중심부의 항복응력이 450 ㎫ 이상, 인장강도가 570 ㎫ 이상인 고장력 강판의 제조 방법.
    T=6300/(1.9-LogA)-273
    여기에서, A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)이고, [Nb], [Ti], [C], [N]은 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%로 나타낸 함유량을 의미한다.
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