KR20070048591A

KR20070048591A - 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판

Info

Publication number: KR20070048591A
Application number: KR1020060094028A
Authority: KR
Inventors: 마코토 오타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2005-11-04
Filing date: 2006-09-27
Publication date: 2007-05-09
Also published as: KR100867139B1; CN100523264C; JP2007126725A; JP4652952B2; CN1958830A

Abstract

본 발명의 강판은, 질량%로, C:0.02~0.05%, Si:0.05~0.20%, Mn:1.0~2.5%, P:0.02% 이하(0%를 포함하지 않음), S:0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Al:0.01~0.05%, Ni:0.2~2.0%, Cr:0.5~2.0%, Ti:0.005~0.025%, N:0.004~0.010%를 함유함과 아울러, 하기식 (1) 및 (2)를 만족한다.

2.3 ≤ (Mn+0.7×Ni+Cr) ≤ 3.7 ‥‥(1)

[Cr/(Mn+0.7×Ni) ≥ 0.3 ‥‥(2)

(식 중, Mn, Ni, Cr은 각각의 원소함유량(질량%)을 나타낸다)

이러한 구성에 의해, 대입열에서 용접을 행한 경우에 우수한 인성을 확보할 수 있다.

Description

대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판{High Tensile Strength Steel Sheet Excellent in Toughness in Large Heat Input Heat-affected Zone}

도 1은 (Mn+0.7×Ni+Cr)과 (GBF+FSP)량 또는 블록사이즈의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 2는 (Mn+0.7×Ni+Cr)과 HAZ 인성(vE0)의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 3은 [Cr/(Mn+0.7×Ni)]와 바늘형상 MA(아스펙트비(장경:長徑/단경:短徑)가 2.5 이상인 MA)의 면적율과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 4는 [Cr/(Mn+0.7×Ni)]와 HAZ 인성(vE0)의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 5는 Cr 량과 (Mn+0.7×Ni)의 관계에 있어서, 본 발명에서 규정하는 범위를 나타낸 그래프이다.

(기술분야)

본 발명은, 대입열 용접열영향부(大入熱溶接熱影響部)의 인성이 우수한 고장 력 강판(高張力鋼板)에 관한 것으로, 특히 500kJ/cm을 넘는 대입열 용접을 실시한 경우에 용접열영향부의 인성이 우수한, 인장강도가 590MPa 이상인 고장력 강판에 관한 것이다.

(배경기술)

예컨데 건축구조물의 박스주(柱)조립에 적용되는 서브마지아크 용접과 엘렉트로 슬라그 용접등에는 시공의 보다 높은 능률화를 위하여 500kJ/cm을 넘는 대입열용접이 행해지는 경우가 있다. 그러나 일반적으로, 용접입열량이 커지면 용접열영향부(HAZ)의 조직이 조대화하여 인성이 저하하기 쉽다는 것이 알려져 있어 지금까지도 건축구조물 등의 안전성을 보다 높이기 위해, 상기 HAZ의 인성을 개선하려는 다양한 방법이 제안되어 있다.

상기 방법으로, 예컨데 TiN과 복합화합물(예컨데 특허 제 3256118호 공보에는 Ti 함유산화물과 MnS로 이루어지는 복합체)의 미세분산에 의한 핀 멈춤 효과를 이용하여 오스테나이트립의 조대화를 억제하므로써 HAZ의 인성을 개선하는 방법이 제안되어 있다.

그러나, 대입열용접 시공에 있어서, 용접금속 근방의 열영향부를 고온으로 장시간 쬐면 TiN은 대부분 용해되어 핀 멈춤 효과가 충분히 발휘되지 못하는 문제가 있다. 또한 후자의 복합산화물은 균일하게 미세분산시키는 것이 어렵기 때문에, 검토는 많이 거쳤지만 효과가 충분하지 않다는 문제가 있다.

또한 HAZ 인성을 개선하기 위하여, γ립 내의 변태조직 미세화를 꾀한 기술도 제안되어 있는데, 예컨데 TiN과 BN(특허 제 1824290호 공보 참조)을 페라이트 변태핵으로 이용한 기술이 제안되어 있다. 그러나, 이 경우에도 고온에 장시간 노출된 열영향부에서는, 상기 석출물의 대부분이 용해되어버려 충분한 효과를 얻을 수 없다는 문제가 있다. 또한 Ti 산화물을 분산시킨 립(粒) 안(內)의 페라이트 생성촉진기술도 개발되어 있지만(예컨데 특허공보 평05-017300호 공보 참조), 상기 복합산화물의 경우와 마찬가지로, 균일하게 미세분산시키는 것이 어렵다는 문제가 있다.

또한, 파괴기점이 되는 MA(Martensite-Austenite constituent) 발생의 억제와 γ립 내의 조직미세화의 관점으로부터, C를 매우 낮게 하고,

칭성 향상원소인 Mn, Cr 등을 적극적으로 첨가함과 아울러, B를 첨가하므로써 베이나이트 블록사이즈를 미세화시키는 기술(예컨데 특허 제 3602471호 공보)도 제안되어 있다. 그러나, 이 기술로 대입열 용접조건하에서 블록사이즈의 미세화가 충분하다고는 말할 수 없다.

(발명이 해결하고자 하는 과제)

본 발명은 이러한 사정에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은 건축구조물의 대형화와 병행하여 높은 안전성이 요구되는 가운데, 500kJ/cm 을 초과한 대입열의 서브마지아크 용접과 엘렉트로슬라그 용접을 행한 경우, 우수한 HAZ 인성을 확보할 수 있는 590MPa 이상의 고장력 강판을 제공하는 데 있다.

(과제를 해결하기 위한 수단)

본 발명에 관한 강판은,

질량%로(이하 동일), C:0.02~0.05%, Si:0.05~0.20%, Mn:1.0~2.5%, P:0.02% 이하(0%를 포함하지 않음), S:0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Al:0.01~0.05%, Ni:0.2~2.0%, Cr:0.5~2.0%, Ti:0.005~0.025% 및 N:0.004~0.010%를 함유하고, 하기식 (1) 및 (2)를 만족한다.

2.3≤(Mn+0.7×Ni+Cr) ≤ 3.7 ‥‥(1)

[Cr/(Mn+0.7×Ni) ≥ 0.3 ‥‥(2)

(식 중, Mn, Ni, Cr은 각각의 원소함유량(질량%)을 나타낸다)

상기 강판은, 또한,

(a) Mo:0.2% 이하(0%를 포함하지 않음)

(b) V:0.05% 이하, Nb:0.01% 이하, 및 B:0.0020% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상(단, 하기식 (3)을 만족하는 조건)

(V+2Nb+10B) ≤ 0.03 ‥‥(3)

(식 중, V, Nb, B는 각각의 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)

(c) Cu:0.1~1.0%

(d) Ca:0.0005~0.0030%

을 함유해도 좋다.

본 발명에 의하면, 500kJ/cm을 넘는 대입열의 서브마지아크 용접이나 엘렉트 로슬라그 용접 등을 행한 경우에도 우수한 HAZ 인성의 확보가 가능하므로, 안정성이 높은 건축구조물 등을 보다 단기간으로 제조할 수가 있다.

(발명을 실시하기 위한 최량의 형태)

본 발명자들은 500kJ/cm을 넘는 대입열용접을 실시했을 경우, HAZ 인성(이하 간단히「HAZ 인성」이라 한다)이 우수한 고장력강판을 얻기 위하여 연구를 계속하였다. 그 결과,

(ⅰ) 열영향부의 고인성(高靭性)을 안정히 확보하는 데는,

ㆍ 매우 낮은 C화(극저탄소화)에 의한 MA 억제뿐만 아니라, MA의 형태를 제어하는 것(구체적으로는 바늘모양(針狀) MA의 생성을 억제할 것),

ㆍ γ립계에 성장한 조대한 조직[입계 페라이트(GBF) + 페라이트 사이드플레이트(FSP)]을 억제할 것,

ㆍ γ립 내에서의 변태조직의 블록사이즈 미세화를 꾀할 것이 필요하고, 본 발명에서는

칭성 향상원소인 Mn, Ni 및 Cr을 적절히 함유시켜 이것을 실현시킬 수 있다는 것,

(ⅱ) 또한,

칭성 향상원소인 Nb, V 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 첨가한 경우에는, 이들 원소의 함유량을 종합적으로 제한하고, MA 및 조대한 라스상 조직의 생성을 억제하면 HAZ 인성의 열화를 억제할 수 있다는 것을 알아내어, 본 발명에 이르렀다.

우선 상기 (ⅰ)에 대하여 설명한다. 본 발명자는, (Mn+0.7×Ni+Cr)과, HAZ에 서의 γ입계에 성장하는 조대한 조직[입계 페라이트(GBF) + 페라이트 사이드플레이트(FSP)]의 량(면적%) 및 블록사이즈와의 사이에 상관이 있다는 것을 알아내어, 이들 관계를 정리하였다. 그 결과를 도 1에 나타내었다.

도 1로부터, 상기 (GBF+FSP)량을 50면적% 이하로 제어하는 데에는, 하기식 (1)에 나타난 대로, (Mn+0.7×Ni+Cr)을 2.3% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 블록사이즈를 40㎛ 이하로 미세화하기 위해서는 하기식 (1)에 나타난 대로, (Mn+0.7×Ni+Cr)을 3.7% 이하로 할 필요가 있다는 것을 알 수 있다. 블록사이즈를 20㎛ 이하로 보다 미세화하려면 (Mn+0.7×Ni+Cr)을 3.3% 이하로 하면 된다.

2.3≤(Mn+0.7×Ni+Cr) ≤ 3.7 ‥‥(1)

(식 중, Mn, Ni, Cr은 각각의 원소 함유량(질량%)을 나타낸다)

또한 도 2는, (Mn+0.7×Ni+Cr)과 HAZ 인성(후술하는 실시예의 방법으로 측정한 vE0)의 관계를 나타낸 것이지만, (Mn+0.7×Ni+Cr)을 2.3~3.7%의 범위내로 하여 상기 (GBF+FSP) 량을 제어함과 아울러 블록사이즈를 미세화하면, 대입열용접을 실시한 경우라도 vE0:100J 이상으로 우수한 HAZ 인성을 확보할 수 있음을 알게 되었다.

또한 본 발명자들은 [Cr/(Mn+0.7×Ni)]와 MA의 형태(구체적으로는 아스펙트비(장경/단경)가 2.5 이상인 바늘형상 MA의 면적율)와의 사이에 관계가 있다는 것을 알아내어, 이들 관계를 정리하였다. 그 결과를 도 3에 나타내었다. 여기에서, 바늘형상 MA의 면적율은 현미경으로 관찰한 면에 대한 바늘형상 MA의 비율을 뜻한다.

도 3으로부터, 바늘형상 MA의 면적율을 4% 이하로 제어하기 위해서는, 하기식 (2)와 같이 [Cr/(Mn+0.7×Ni)]을 0.3 이상으로 할 필요가 있다는 것을 알 수 있다.

[Cr/(Mn+0.7×Ni) ≥ 0.3 ‥‥(2)

(식 중, Mn, Ni, Cr은 각각의 원소 함유량(질량%)을 나타낸다)

또한, 도 1, 3의 데이터를 구함에 있어 (GBF+FSP), 블록사이즈 및 바늘형상 MA의 면적율은 다음과 같이 구할 수 있다. 즉, 현미경관찰으로 조직사진을 촬영하여, 그 사진으로부터 눈으로 대상의 조직을 선별하고, 그 현미경에서의 관찰면에 대한 비율을 화상해석(畵像解析)으로 측정하였다.

또한 도 4는, Cr/(Mn+0.7×Ni)]과 HAZ 인성(후술하는 실시예의 방법으로 측정한 vE0)의 관계를 나타낸 것으로, Cr/(Mn+0.7×Ni)]를 0.3 이상으로 하여 바늘형상 MA의 생성을 억제하면 대입열용접을 행한 경우에도 vE0:100J 이상으로 우수한 HAZ 인성을 확보할 수 있음을 알게 되었다.

전술한 바와 같이, Mn, Ni 및 Cr의 밸런스를 최적화하여 HAZ 인성을 확실히 높임과 아울러 모재의 강도와 인성 등을 확보하기 위해서는, 상기 Mn, Ni, Cr의 함유량을 각각 하기의 범위내로 할 필요가 있다.

Mn : 1.0 ~ 2.5 %

Mn은

칭성을 향상시켜 모재강도와 인성을 확보하는 데 유용한 원소이다. 또한, HAZ의 블록사이즈의 미세화에도 유용한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 1.0% 이상 함유시킨다. 그러나 Mn이 과잉함유되면 MA가 증대하여 HAZ 인 성이 열화한다. 따라서 Mn 량은 2.5% 이하로 제어한다.

Ni : 0.2 ~ 2.0 %

Ni은

칭성을 향상시켜 모재의 강도와 인성을 확보함과 아울러, 열간 크랙의 방지에 효과적인 원소이다. 또한, HAZ의 블록사이즈의 미세화에도 유용한 원소로서, 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 0.2% 이상 함유시킨다. 한편, Ni가 과잉 함유되면 스케일 자국이 발생하기 쉬우므로, 2.0% 이하로 제어한다.

Cr : 0.5 ~ 2.0 %

Cr은

칭성을 향상시켜 모재강도와 인성을 확보하는 데 유용한 원소이다. 또한, HAZ의 블록사이즈의 미세화에도 유용한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 0.5% 이상 함유시킨다. 그러나 Cr이 너무 많이 존재하면 MA가 증대하여 HAZ 인성이 열화한다. 따라서 Cr 량은 2.0% 이하로 제어한다.

도 5는, Cr 량과 (Mn+0.7×Ni)의 관계를 나타낸 그래프로서, 전술한 식 (1) 및 (2)와, 상기 Cr 량의 상한 및 (Mn+0.7×Ni)의 하한으로 둘러쌓인 범위(사선 부분)을 나타낸 것이다. 이러한 도 5에 나타난 바와 같이, Cr, Mn 및 Ni의 관계가 사선부분의 범위 안에 있도록 하면 대입열용접을 행한 경우의 HAZ 인성을, 종래기술보다도 확실히 높일 수 있다.

위와 같이 HAZ 인성을 확실히 높임과 아울러, 강판(모재)의 강도와 인성 등, 그 밖의 특성을 확실히 구비하기 위해서는, 상기 이외의 성분 함유량을 다음 범위 내로 할 필요가 있다.

C : 0.02 ~ 0.05 %

C는 모재강도의 확보 및 γ립의 조대화를 억제하여 HAZ 인성을 확보하는 데 필요한 원소로서, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.02% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, C 량이 과잉 함유되면 MA가 증대하게 되고, 주조시에 형성된 TiN의 고온안정성이 떨어지게 되므로 HAZ 인성은 오히려 열화한다. 또한, 저온 크랙발생에 의한 열화의 원인이 된다. 따라서, C의 량은 0.05% 이하로 제어한다.

Si : 0.05 ~ 0.20 %

Si는 제강(製鋼)시의 탈산에 필요한 원소로, 0.05% 이상 함유시킨다. 그러나, Si의 량이 과잉 함유되면, MA가 증대하여 HAZ 인성이 열화하므로 0.20% 이하로 제어한다.

P : 0.02 % 이하 (0%를 포함하지 않음)

P는 모재인성의 열화와 P의 편석에 의한 γ입계의 파괴를 초래하므로 0.02% 이하로 제어한다.

S :0.005 % 이하 (0%를 포함하지 않음)

S도 상기 P와 마찬가지로, 모재인성의 열화와 MnS 편석에 의한 입계의 파괴를 초래하므로, 0.005% 이하로 제어한다.

Al : 0.01 ~ 0.05 %

Al은, 제강시의 탈산에 필요한 원소로서, 0.01% 이상 함유시킨다. 그러나, Al이 과잉 함유되면, 알미나 등의 조대개재물이 증가하여 모재인성이 열화한다. 또한 MA가 증가하여 HAZ 인성도 열화하므로, 0.05% 이하로 제어한다.

Ti : 0.005 ~ 0.025 %

Ti는 N과 결합하여 TiN을 형성하는 원소로서, 이 TiN은 저(低)C화된 본 발명의 강에 있어서, 고온안정성이 높아지고, HAZ의 γ립을 미세화하므로써 HAZ 인성의 향상에 효과적으로 기여한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 Ti을 0.005% 이상(바람직하게는 0.010% 이상) 함유시킨다. 한편, Ti가 과잉 함유되면 TiN이 조대화하여 모재인성, HAZ 인성이 모두 열화하므로 0.025% 이하로 제어한다.

N : 0.004 ~ 0.010 %

N은 상기 Ti와 결합하여 TiN을 형성하고, 이 TiN에 의해 HAZ의 γ립을 미세화하므로써 인성 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는 N 량을 0.004% 이상으로 한다. 한편, N이 과잉 존재하게 되면, 고용(固溶) N이 증대하여 모재인성과 HAZ 인성 모두 열화한다. 따라서, N 량은 0.010% 이하로 제어한다.

본 발명에서 규정하는 함유원소는 위와 같고, 잔부는 철 및 불가피불순물이고, 이 불가피불순물로서, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 들어가는 원소의 혼입이 허용될 수 있다. 또한, 하기원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.

Mo : 0.2 % 이하 (0%를 포함하지 않음)

Mo은,

칭성ㆍ템퍼링 연화저항을 높이고, 모재의 강도ㆍ인성을 확보하는 데 유효한 원소로서, 이 효과를 발휘시키기 위해서는 Mo을 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Mo이 과잉 함유되면 재결정 억제작용에 의해 압연후 γ립이 조대하게 되어, 변태조직의 블록사이즈도 조대화한다. 따라서, 본 발명에서는 Mo 량을 0.2% 이하로 제어한다.

V : 0.05% 이하, Nb : 0.01% 이하, 및 B : 0.0020% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상 (단, 하기식 (3)의 범위 내로 한다)

( V + 2Nb + 10B ) ≤ 0.03 ‥‥(3)

(식 중, V, Nb, B는 각각의 원소 함유량(질량%)을 나타낸다)

이들 V, Nb, B은 모재의 강도ㆍ인성의 확보에 유효한 원소이다. V는

칭성ㆍ템퍼링 연화저항을 향상시켜 모재의 강도ㆍ인성을 확보하는 데 유용한 원소이다. 그러나, V가 과잉 함유되면 HAZ 인성이 열화하므로, V 량은 0.05% 이하로 제어하는 것이 좋다.

Nb는 γ립을 미세화하여 모재의 강도ㆍ인성을 확보하는 데 유효한 원소이다. 그러나, Nb가 과잉 함유되면 HAZ 인성이 열화하므로, 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

B은

칭성을 향상시켜 모재의 강도ㆍ인성을 확보하는 데 유용한 원소이다. 그러나, B이 과잉 함유되면, 철탄붕화물(鐵炭硼化物)이 석출되고 모재인성이 열화하므로, 0.0020% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 V, Nb 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시킬 경우, 상기식 (3)도 만족시킬 필요가 있다. (V+2Nb+10B)을 0.03% 이하로 제어하므로써, 상기 (ⅱ)에 나타낸 바와 같이 MA 및 조대한 라스상 조직의 생성을 억제할 수 있게 되어, HAZ 인성의 열화를 억제할 수 있다.

Cu : 0.1 ~1.0 %

Cu는

칭성을 향상시키는 데 유효한 원소로서, 이 효과를 발휘시키기 위해서는 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Cu가 과잉 함유되면 압연시에 열간크랙을 일으키기 쉬우므로 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0005 ~ 0.0030 %

Ca는 비금속개재물을 립(粒)형상으로 형태제어하여 HAZ 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 발휘시키기 n이해서는 Ca를 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하지만, 과잉 함유시키면 Ca 개재물이 조대화하여 모재의 연성을 열화시킨다. 따라서 Ca의 량은 0.0030% 이하로 하는 것이 바람직하다.

인장강도 590MPa 이상의 강판으로 만들기 위해서는 일반적으로 잘 알려져 있는 열처리를 행하는 것이 좋다. 그 일례로서 다음의 실시예에 기재되어 있다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 원래 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니고, 전ㆍ후기의 취지에 적합한 범위에서 적당히 변경하여 실시한 것도 가능하다. 이들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

[ 실시예 ]

표 1의 성분조성의 강재를 용제하고 슬라브한 후, 1100℃로 가열하고, 판두께 50mm까지 열간압연하였다. 그 후, 930℃까지 재가열하여

칭하고, 500℃로 템 퍼링하여 제조하였다. 또한, 열간압연후 곧바로

칭, 템퍼링을 행해도 좋다.

그리고, 얻은 강판을 이용하여 다음과 같이 모재강도의 측정과 HAZ 인성의 평가를 행하였다.

[모재강도의 측정]

각 강판의 t/4(t는 판두께)로부터, 압연방향에 대하여 직각인 방향으로 JISZ 2201의 4호시험편을 채취하고, JISZ 2241의 요령으로 인장시험을 행하여 인장강도(TS)를 측정하였다. 그리고, 인장강도가 590MPa 이상인 것을 고장력으로 평가하였다.

[HAZ 인성의 평가]

용접입열이 800kJ/cm인 엘렉트로슬라그 용접을 행했을 때의 본드근방의 열영향부의 열이력(熱履力)을 모의하고, t/4에서 채취한 12.5mm 두께×32mm 폭×55mm 길이의 시험편에, 가열:1400℃로 30초간 유지, 800~500℃의 냉각시간(Tc):700초의 사이클로 고주파유도가열장치에서 열처리를 행하였다(열처리후의 시험편은 스킨플레이트 재(50mm 두께)와 다이아프람ㅅ행하여 시험온도 0℃에서의 흡수에너지(vE0)를 측정하고, 이 흡수에너지가 100J 이상인 것을 HAZ 인성이 우수한 것으로 평가하였다.

이들 결과를 표 2에 나타내었다.

(표 1)

(표 2)

표 1, 표 2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(단, 하기 No. 은, 표의 실험No. 를 나타낸다).

본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고, 상기 도 1의 사선범위(본 발명의 범위)에 있는 No. 1~12의 강판은, 양호한 HAZ 인성을 갖는 고장력강판임을 알 수 있다.

이에 반해, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 No. 13~28은 각각 다음의 이유로 상태가 좋지 않았다. 즉, No. 13은 C 량이 상한을 넘었기 때문에 HAZ 인성이 열화하였다.

또한 No. 14는 Mn 량과 Ni 량이 부족했으므로 HAZ 인성이 열화하였다.

No. 15와 No. 17은 (Mn+0.7×Ni+Cr)이 상한을 넘었기 때문에, 또한 No. 16은 (Mn+0.7×Ni+Cr)이 하한을 밑돌기 때문에, 모두 HAZ 인성이 열화하였다.

No. 18은 Cr 량이 과잉 함유되어서, 또한 No. 19는 Al 량이 과잉 함유되었으므로 HAZ 인성이 열화하였다.

No. 20은 N 량이 부족하여 HAZ 인성이 열화하였다.

또한 No, 21은, Ti 량과 N 량이 상한을 넘었으므로, HAZ인성이 열화하였다.

No. 22는 [Cr/(Mn+0.7×Ni)]가 하한을 밑돌고 있으므로, HAZ 인성이 열화하였다.

No. 23은 Mo을 과잉 함유하여 HAZ 인성이 열화하였다.

No. 24는, V와 B의 각각의 함유량은 규정범위 안에 있지만, (V+2Nb+10B)가 0.03%을 넘었으므로, HAZ 인성이 열화하였다.

No. 25는 Mn 량이 과잉 함유되어서, No. 26은 Ni 량이 과잉 함유되어서, No. 27은 Ti의 량이 과잉 함유되어서, 또한 No. 28은 N 량이 과잉 함유되었으므로, 모두 HAZ 인성이 열화하였다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의해 특히 500kJ/cm를 넘는 대입열용접을 실시하더라도 용접열영향부의 인성이 590MPa 이상인 우수한 고장력 강판을 제공할 수 있게 된다.

Claims

강판(鋼板)으로서, 질량%로(이하 동일),

C : 0.02 ~ 0.05 %,

Si : 0.05 ~ 0.20 %,

Mn : 1.0 ~ 2.5 %,

P : 0.02 % 이하 (0%를 포함하지 않음),

S : 0.005 % 이하 (0%를 포함하지 않음),

Al : 0.01 ~ 0.05 %,

Ni : 0.2 ~ 2.0 %,

Cr : 0.5 ~ 2.0 %,

Ti : 0.005 ~ 0.025%, 및

N : 0.004 ~ 0.010 %

를 함유하고,

하기식 (1) 및 (2)를 만족하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부(大入熱溶接熱影響部)의 인성이 우수한 고장력 강판(高張力鋼板).

2.3% ≤ (Mn+0.7×Ni+Cr) ≤ 3.7% ‥‥(1)

[Cr/(Mn+0.7×Ni) ≥ 0.3% ‥‥(2)

(식 중, Mn, Ni, Cr은 각각의 원소함유량(질량%)을 나타낸다)
제 1항에 기재되어 있는 강판으로서, 또한 Mo:0.2% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판.
제 1항에 기재되어 있는 강판으로서, 또한,

V : 0.05% 이하,

Nb : 0.01% 이하, 및

B : 0.0020% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을, 하기식 (3)을 만족하도록 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판.

( V + 2Nb + 10B ) ≤ 0.03 ‥‥(3)

(식 중, V, Nb, B는 각각의 원소 함유량(질량%)을 나타낸다)
제 1항에 기재되어 있는 강판으로서, 또한 Cu:0.1~1.0%를 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판.
제 1항에 기재되어 있는 강판으로서, 또한 Ca:0.0005~0.0030%를 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판.
제 1항에 있어서, 강판의 인장강도는 590MPa 이상인 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판.
제 1항에 있어서, (Mn+0.7×Ni+Cr)이 3.3% 이하인 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 고장력 강판.