KR20070057027A - 용접열 영향부의 인성이 우수하고 연화가 작은 후강판 - Google Patents

용접열 영향부의 인성이 우수하고 연화가 작은 후강판 Download PDF

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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

본 발명은 HAZ 인성이 우수한 동시에 HAZ 연화가 억제된 후강판을 제공한다. 이 후강판은 C: 0.030% 이상 0.080% 이하(%는 질량%의 의미, 이하 동일), Si: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.8% 이상 2.0% 이하, Al: 0.01% 이상 0.10% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.030% 미만, N: 0.0055% 초과 0.0100% 이하, B: 0.0015% 이상 0.0035% 미만 및 Nb: 0.015% 이하(0%를 포함함)를 함유하고, 잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 구 오스테나이트 입자의 편평률(장축/단축)이 1.5 이상이며, 또한 하기 수학식 1 및 2를 만족하는 후강판이다.
Figure 112006088569815-PAT00001
Figure 112006088569815-PAT00002
P값 = 2000×[B] + 300×([Ti]-3.42×[N]) + 1000×[Nb]
상기 식에서, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.

Description

용접열 영향부의 인성이 우수하고 연화가 작은 후강판{THICK STEEL PLATE HAVING SUPERIOR TOUGHNESS AND REDUCED SOFTENING IN WELD HEAT-AFFECTED ZONE}
도 1은 모재끼리를 용접 금속으로 용접했을 때의 모양을 모식적으로 나타내는 도면으로, 도 1(a)는 용접부의 단면도이고, 도 1(b)는 도 1(a)중에 나타내는 영역 A의 경도 분포를 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 2는 구 γ 입자의 편평률과 HAZ 인성의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 구 γ 입자의 편평률의 측정 위치를 나타내는 도면이다.
도 4는 본딩부의 인성(HAZ 인성)의 시험편 채취 위치를 나타내는 도면이다.
본 발명은 선박이나 해양 구조물 등의 용접 구조물에 적용되는 후강판에 관한 것이며, 특히 용접 후의 열영향부(Heat Affected Zone, HAZ)의 인성이 우수하고 연화가 억제된 후강판에 관한 것이다.
최근, 선박이나 해양 구조물 등의 용접 구조물에 적용되는 후강판은 용접 구 조물의 대형화에 따라 종래보다 가혹한 조건에서 용접되도록 되어, 예컨대 판두께가 약 60㎜ 이상인 후강판에 대하여 입열량이 60kJ/㎜를 넘는 초대입열 용접이 실시되고 있다. 상기 입열 조건에서는 본딩부가 대략 후강판을 1400℃로 가열하여 50초간 유지한 후, 780℃로부터 500℃의 범위를 500초로 냉각하는 열 사이클을 받게 된다.
그러나, 이러한 초대입열 용접을 실시하면, 고온의 오스테나이트 영역까지 가열되고 나서 냉각되기 때문에, HAZ의 본딩부(용접 금속과 모재의 경계부, 「용접 용융선」이라고도 일컬음) 부근의 조직의 입경은 현저히 조대화되어 HAZ에서의 인성(HAZ 인성)이 저하된다고 하는 문제가 있다.
그래서, HAZ 인성을 향상시키기 위한 각종 제안이 이루어져 있다.
예컨대, 강중에 미세한 TiN을 분산시킴으로써 오스테나이트 입자(γ 입자)의 성장을 억제하고, 본딩부를 미세화시킴으로써 인성을 개선하는 기술이 예전부터 제안되어 있다. 특허문헌 1은 상기 기술을 개선한 것으로, 특히 TiN의 입경이나 개수를 제어함으로써 HAZ 인성을 높이고 있다.
특허문헌 2에는 C 함유량을 저감시키는 동시에 불가피하게 혼입되는 P의 함유량을 제한하고, 또한 Nb 및 B의 함유량을 적절한 범위로 제어함으로써 폭넓은 용접 입열에 대해서도 양호한 HAZ 인성을 확보할 수 있는 후강판이 기재되어 있다.
특허문헌 3에는 N을 비교적 다량으로 첨가하고, 또한 Ti와 B의 첨가 밸런스를 적절히 제어함으로써 HAZ 인성이 개선된 강재가 기재되어 있다.
특허문헌 4에는 Ti 및 Nb를 함유하는 강철에 있어서, TiN계 개재물의 입경 및 개수를 소정 범위로 제어한 다음, TiN계 개재물중에 Nb를 적극적으로 첨가하여 HAZ 인성을 높인 용접용 강이 기재되어 있다.
[특허문헌 1] 일본 특허공개 제2001-98340호 공보
[특허문헌 2] 일본 특허공개 제2003-166033호 공보
[특허문헌 3] 일본 특허공개 제2005-200716호 공보
[특허문헌 4] 일본 특허공개 제2004-218010호 공보
한편, 강재의 용접부에 요청되는 특성으로서는 상술한 HAZ 인성의 향상 외에 HAZ 연화가 작은 것을 들 수 있다. HAZ 연화는 본딩부로부터 조금 떨어진 영역에 있어서 나타나는 현상이며, 당해 영역에서는 본딩부보다 가열 온도가 낮고, 세립 오스테나이트로부터 변태하기 때문에, 담금질성이 저하되어 연질인 페라이트상의 분율이 많아져 경도가 저하된다고 생각된다. 도 1은 모재끼리를 용접 금속으로 용접했을 때의 모양을 모식적으로 나타내는 도면으로, 도 1(a)는 용접부의 단면도이고, 도 1(b)는 도 1(a)중에 나타내는 영역 A의 경도 분포를 모식적으로 나타내고 있다. 도 1(b)에 나타낸 바와 같이, 본딩부로부터 떨어짐에 따라 HAZ의 경도는 저하되어 연화되고 있다. HAZ가 연화되면, 이음새 강도가 저하된다고 하는 등의 문제가 있다.
HAZ 연화를 개선하기 위해, 강중에 Nb, V, Mo 등의 원소를 첨가하여 담금질성을 높이는 시도가 이루어지고 있다. 그러나, 이 방법에 의하면, HAZ 연화는 억제하였다고 해도 HAZ의 본딩부에 조대한 베이나이트 조직이 생성되기 때문에 HAZ 인성이 저하된다고 하는 문제가 있다.
상술한 특허문헌 1 내지 4의 방법은 모두 HAZ 인성을 향상시킨다고 하는 관점으로부터만 제안된 것이며, HAZ 연화의 억제에 관해서는 전혀 고려되어 있지 않다.
본 발명은 상기 사정에 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 HAZ 인성(구체적으로는, 본딩부의 인성)이 우수한 동시에 HAZ 연화(구체적으로는, 본딩부로부터 떨어진 위치에서의 경도의 저하)가 억제된 후강판을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 용접열 영향부의 인성이 우수하고 연화가 작은 후강판은 C: 0.030% 이상 0.080% 이하(%는 질량%의 의미, 이하 동일), Si: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.8% 이상 2.0% 이하, Al: 0.01% 이상 0.10% 이하, Ti: 0.015% 이상 0.030% 미만, N: 0.0055% 초과 0.0100% 이하, B: 0.0015% 이상 0.0035% 미만 및 Nb: 0.015% 이하(0%를 포함함)를 함유하고, 잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 구 γ 입자의 편평률(장축/단축)이 1.5 이상이며, 또한 하기 수학식 1 및 2를 만족하는 것에 요지가 있다.
수학식 1
Figure 112006088569815-PAT00003
수학식 2
Figure 112006088569815-PAT00004
P값 = 2000×[B] + 300×([Ti]-3.42×[N]) + 1000×[Nb]
상기 식에서, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.
본 발명에 있어서, (i) Cu : 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Ni: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 추가로 함유하는 것, (ii) P: 0.03% 이하 및 S: 0.01% 이하로 억제된 것, (iii) Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 것, (iv) V: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 것, (v) Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Mg: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 REM: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 추가로 함유하는 것, (vi) Zr: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Hf: 0.050% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 것, 및 (vii) Co: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 W: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 것은 모두 바람직한 실시형태이다.
본 발명자는, 예컨대 판두께가 약 60㎜ 이상인 후강판에 대하여 입열량이 약 60kJ/㎜를 넘는 초대입열 용접을 실시했다고 하여도, HAZ 인성이 우수하고 또한 HAZ 연화가 억제된 후강판을 제공하기 위해 예의 검토해 왔다. 그 결과, 이들 특성을 양립시키기 위해서는, 강중 성분중 Ti, N 및 B를 활용하는 동시에, 모재의 전조직으로서 구 γ 입자의 형태를 편평 형상으로 제어하면 좋다는 것을 발견했다. 구체적으로는, (i) 주로 TiN에 의한 오스테나이트 입자(γ 입자)의 미세화와, TiN중에 BN을 핵으로 한 입자내 페라이트의 생성에 의해 미세한 TiN에 의한 HAZ 인성 작용은 최대한 높아질 수 있다는 것, 및 (ii) N에 대하여 Ti 및 B(추가적으로는 필요에 따라 Nb)를 과잉으로 첨가함으로써 담금질성을 확보하고, 페라이트 변태를 억제함으로써, HAZ의 연화를 최대한 억제할 수 있다는 것을 밝혀내었다. 그리고, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위한 구성 요건을 추적하기 위해 더욱 검토를 거듭한 결과, (iii) HAZ 인성 개선을 위해서는 상기 수학식 1을 만족하고, 또한 구 γ 입자를 편평 형상으로 하면 좋다는 것, 및 (iv) HAZ 연화의 억제를 위해서는 상기 수학식 2를 만족하면 좋다는 것을 발견하여 본 발명을 완성하였다.
본 명세서에 있어서, 「HAZ 인성이 우수한」이란 후술하는 방법에 의해 입열 60kJ/㎜로 용접 시험을 실시하고, 본딩부의 흡수에너지(vE-60)를 구했을 때, vE-60≥150J을 만족하는 것을 말한다. 또한, 「HAZ 연화가 억제된」이란 후술하는 방법에 의해 판두께의 1/4 부위에서의 용접 용융선(본딩) 위치로부터 30㎜ 떨어진 위치까지 1㎜ 피치로 연속적으로 경도를 측정하여 경도의 최고치(본딩부의 경도)와 최저치의 차(Q값)를 HAZ 연화의 지표로 했을 때, Q값≤40HV를 만족하는 것을 말한다.
또한, 본 명세서에 있어서, 후강판이란 판두께가 6㎜ 이상인 강판을 의미한다. 본 발명의 후강판은, 예컨대 판두께가 60㎜ 내지 80㎜인 두꺼운 물체도 포함된다.
우선, 본 발명에서 특징으로 하는 수학식 1 및 2, 및 구 γ 입자의 형상에 대하여 설명한다. 이들 수학식 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.
수학식 1: 2.0 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4.0
상기 수학식 1은 미세한 TiN을 생성하기 위해 Ti량과 N량의 비율을 규정한 것이며, 이것에 의해 HAZ 인성의 향상을 도모하고 있다. 또한, 상기 수학식 1로 함으로써 BN을 중심으로 한 입자내 페라이트를 생성할 수 있다. 이 비율이 2.0을 하회하면 B량을 높이더라도 강중의 고용 N량이 지나치게 많아지기 때문에 HAZ 인성이 저하되고, 한편 이 비율이 4.0을 초과하면 TiN이 조대화되어 HAZ 인성이 저하된다(후술하는 실시예를 참조). [Ti]/[N]의 바람직한 비율은, 예컨대 B량 등에 의해서도 달라지지만, 2.2 이상 3.0 이하인 것이 바람직하고, 2.4 이상 2.8 이하인 것이 보다 바람직하다.
한편, 상술한 특허문헌 3에 있어서도, HAZ 인성 향상을 위해 [Ti]/[N]의 비율을 규정하고 있지만, 여기서는 상기 비율을 1.0 이상 3.0 이하로 정하고 있어, 본 발명에서 정하는 비율의 상한(4.0)을 하회하고 있다. 본 발명에 있어서, [Ti]/[N]의 비율을 4.0까지 높이는 것이 가능했다는 것은 모재의 전조직(구 γ 입자)의 형태를 후술하는 바와 같이 편평 형상으로 했기 때문이다. 상세한 것은 후술한다.
수학식 2: 0 < P값 < 23.0
P값 = 2000×[B] + 300×([Ti]-3.42×[N]) + 1000×[Nb]이다.
상기 수학식 2는 HAZ 연화를 억제하기 위한 지표로서, 많은 기초 실험에 따라서 정한 것이다. 본 발명에서는, 상기 수학식 2에 나타낸 바와 같이 N에 비해 Ti 및 B, Nb를 첨가하는 경우에는 Nb를 대부분 첨가하고 있으며, 이것에 의해 주로 B에 의한 담금질성 향상 작용을 유효하게 발휘시키고 페라이트의 생성을 억제하여 HAZ 연화를 방지하고 있다. 이와 같이 본 발명에서는, 합금 원소로서 특히 B를 적극적으로 활용하고, B 첨가에 의한 담금질성 향상 작용을 잘 이용하여 HAZ 연화의 방지와 HAZ 인성의 향상과의 양립을 도모하고 있다는 점에서 상술한 특허문헌 1 내지 4와 다르다.
후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, P값이 0 이하인 경우, HAZ 연화(상술한 Q값으로 표시되는 특성)가 생겨 버린다. P값은 HAZ 연화의 방지라는 관점에서는 높으면 높을수록 좋지만, P값이 23.0 이상으로 되면 조대한 베이나이트가 생성되어 HAZ 인성이 저하되어 버린다. HAZ 인성의 향상과 HAZ 연화의 방지의 양립을 도모한다는 관점에서, P값은 5 이상 20 이하인 것이 바람직하고, 10 이상 15 이하인 것이 보다 바람직하다.
다음으로, 본 발명에서 특징으로 하는 구 γ 입자의 형상에 대하여 설명한다.
구 오스테나이트 입자의 편평률(장축/단축) ≥ 1.5
구 오스테나이트 입자(구 γ 입자)란 오스테나이트의 상태로부터 냉각된 강재가 페라이트나 마르텐사이트 등의 다른 조직으로 변태했을 때, 변태전의 오스테나이트 입자를 변태후의 강재측에서 명명한 용어이다. 본 발명에서는 모재의 전조직으로서 구 γ 입자의 형상을 상기와 같이 편평 형상으로 제어하고 있으며, 이것에 의해 HAZ 인성이 높아지는 것으로 밝혀졌다.
도 2에 구 γ 입자의 편평률과 HAZ 인성의 관계를 나타낸다. 이 도면은 후술하는 실시예의 일부를 그래프화하여 나타낸 것이다. 도면중의 기호는 후술하는 표 5 내지 7의 No.이다. 도 2로부터, 구 γ 입자의 편평률과 HAZ 인성은 밀접한 상관 관계를 갖고 있고, 구 γ 입자의 편평률은 1.5 이상으로 하면 원하는 HAZ 인성(vE-60≥150J)이 얻어지는 것을 알았다. 상기한 바와 같이 구 γ 입자가 편평 형상이 되면, 용접시(오스테나이트역까지의 재가열시)에서의 오스테나이트(γ)의 핵생성 사이트가 증가하기 때문에 HAZ의 γ 입경이 미세화되어 HAZ 인성이 높아지는 것으로 사료된다.
이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, 구 γ 입자의 편평률을 1.5 이상으로 한다. HAZ 인성 향상의 관점에서 하면, 구 γ 입자의 편평률은 클수록 좋고, 예컨대 2.0 이상인 것이 바람직하고, 3.0 이상인 것이 보다 바람직하다. 그 상한은 특별히 한정되지 않지만, 편평률이 지나치게 커지면 담금질성이 저하되어 모재 강도가 저하될 우려가 있기 때문에 대체로 15.0으로 하는 것이 바람직하다. 구 γ 입자의 편평률은 이후에 자세히 설명하도록 하며, 예컨대 압연 공정을 제어함으로써 조정하 수 있다.
구 γ 입자의 편평률은 이하와 같이 측정된다.
우선, 도 3에 나타낸 바와 같이 판두께의 1/4 위치에서의 압연 방향에 수직인 가로 방향 단면을 경면 연마한 시험편을 준비한다. 이 시험편을 야마모토과학공구연구사 제품 AGS액이나 2% 질산-에탄올액(2% 나이탈액) 등을 이용하여 부식 처 리(에칭)한다. 한편, 부식 조건은 상기 AGS액의 경우는 실온에서 5 내지 10분, 2% 나이탈액의 경우는 실온에서 5 내지 30초로 하는 것이 추장된다. 부식 처리후의 시험편을 광학 현미경을 이용하여 배율 400배로 관찰하여 사진 촬영을 한다. 수득된 현미경 사진(관찰 시야 10시야)에 대하여 미디어 사이버네틱스(Media Cybernetics)사 제품 「Image-Pro P1us」 등을 이용하여 화상 해석을 행하여 관찰 시야중에 인정되는 개개의 구 γ 입자의 장축 및 단축을 측정하여 편평률(장축/단축)을 구하여, 관찰 시야 10시야의 평균치를 「구 γ 입자의 편평률」로 한다.
다음으로, 본 발명에 따른 후강판의 화학 성분을 설명한다.
C: 0.030% 이상 0.080% 이하
C는 모재 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. C량이 0.030% 미만이면 모재 강도를 확보할 수 없게 된다. 한편, C량이 0.080%를 초과하면 경질의 MA 조직(마르텐사이트와 오스테나이트로 이루어진 혼합 조직)이 많아져 HAZ 인성이 저하된다. C량은 0.035% 이상 0.060% 미만인 것이 바람직하다.
Si: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)
Si는 강재의 강도를 확보하기 위해 유용한 원소이며, 이것을 위해 0.10% 이하 첨가하는 것이 바람직하다. 단, Si를 지나치게 첨가하면 HAZ에 MA 조직이 다량 생성되어 HAZ 인성이 저하되기 때문에, 그 상한을 1.0%로 한다. Si는 0.8% 이하인 것이 바람직하다.
Mn: 0.8% 이상 2.0% 이하
Mn은 담금질성을 향상시켜 모재의 강도를 확보하는데 유용한 원소이다. Mn 이 0.8% 미만이면 상기 작용이 유효하게 발휘되지 않는다. 한편, Mn이 2.0%를 초과하면 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하된다. Mn의 하한은 1.25%인 것이 바람직하고, 1.50%인 것이 보다 바람직하고, 한편 Mn의 상한은 1.60%인 것이 바람직하다.
Al: 0.01% 이상 0.10% 이하
Al은 탈산 및 마이크로 조직의 미세화에 의한 모재 인성 향상 효과를 갖는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Al을 0.01% 이상 첨가한다. 단, Al을 지나치게 첨가하면 이들 특성이 오히려 저하되기 때문에, 상한을 0.10%로 한다. Al의 하한은 0.02%인 것이 바람직하고, 한편, Al의 상한은 0.06%인 것이 바람직하고, 0.04%로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.015% 이상 0.030% 미만
Ti는 N과 결합하여 질화물을 형성하고, 용접시에서의 HAZ부의 오스테나이트립을 미세화하여 HAZ 인성 개선에 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키는 위해 Ti를 0.015% 이상 첨가한다. 단, Ti를 지나치게 첨가하면 오히려 HAZ 인성이 저하되기 때문에, Ti의 상한을 0.030% 미만으로 정하였다. Ti는 0.018% 이상 0.025% 이하인 것이 바람직하다.
N: 0.0055% 초과 0.0100% 이하
N은 Ti와 결합하여 TiN을 형성하여 대입열 용접시의 오스테나이트 입자를 미세화하며 HAZ 인성을 향상시키는 원소이다. N의 첨가량이 0.0055% 이하이면 상기 작용이 유효하게 발휘되지 않는다. 한편, N을 지나치게 첨가하면 모재 인성이나 HAZ 인성에 악영향을 미치기 때문에, 그 상한을 0.0100%로 한다. N은 0.0060% 이 상 0.0090% 이하인 것이 바람직하고, 0.0070% 이상 0.0080% 이하인 것이 보다 바람직하다.
B: 0.0015% 이상 0.0035% 미만
B는 HAZ 인성의 향상과 HAZ 연화의 방지를 양립시키기 위해 매우 중요한 원소이다. 구체적으로는, HAZ의 본딩부 부근에서는 TiN중에 BN을 중심으로 한 입자내 페라이트를 생성하여 HAZ 인성의 향상에 기여하는 동시에, HAZ로부터 떨어진 위치(세립역)에서는 B 첨가에 의한 담금질성 향상 작용에 의해 HAZ 연화를 방지하고 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, B의 하한을 0.0015%로 정하였다. 단, B를 지나치게 첨가하면 본딩부가 조대한 베이나이트 조직이 되고 HAZ 인성이 저하되기 때문에, 그 상한을 0.0035% 미만으로 정하였다. B는 0.0020% 이상 0.0030% 미만인 것이 바람직하다.
Nb: 0.015% 이하(0%를 포함함)
Nb는 다른 원소의 담금질성을 향상시켜 모재 강도를 높이며 HAZ 연화를 억제하는 원소이며, 본 발명에서는 필요에 따라 첨가되는 선택 성분이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키는 위해, Nb는 0.003% 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005% 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 단, Nb를 지나치게 첨가하면 모재 인성이나 HAZ 인성이 저하되기 때문에, 상한을 0.015%로 정하였다. Nb의 상한은 0.012% 미만인 것이 바람직하고, 0.010% 미만인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 강중 성분은 상기 성분을 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
또한, 본 발명에서는 P 및 S의 함유량을 이하에 나타낸 바와 같이 가능한 한 적게 하는 것이 바람직하다.
P: 0.03% 이하
P는 HAZ 인성에 악영향을 미치기 때문에 0.03% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 0.01% 이하로 억제하는 것이 보다 바람직하다. P는 적으면 적을수록 좋다.
S: 0.01% 이하
S는 MnS를 형성하여 연성을 저하시키는 원소이며, 특히 고강도 강에 있어서 연성 저하 작용이 커진다. 이러한 관점에서 S를 0.01% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 0.005% 이하로 억제하는 것이 보다 바람직하다. S는 적으면 적을수록 좋다.
또한, 본 발명에서는 이하의 원소를 적극적으로 첨가하여 후강판의 특성을 개선하는 것이 바람직하다.
Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Ni: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종
Cu, Ni 및 Cr은 강의 저온 인성(저온에서의 샤르피 흡수에너지)을 향상시키는 동시에, 담금질성을 높여 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키는 위해, Cu, Ni 및 Cr을 각각 0.20% 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.40% 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 단, 이들 원소를 지나치게 첨가하면 오히려 모재 인성이나 HAZ 인성이 저하되기 때문에, Cu, Ni 및 Cr의 상한을 각각 1.0%로 하는 것이 바람직하고, 0.80% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한 편, 이들 원소는 단독으로 첨가하여도 좋고 2종 이상을 병용하여도 상관없다.
Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
Mo는 담금질성을 높여 강도의 확보에 유효한 것 외에, 템퍼링 취성을 방지하기 위해 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키는 위해, Mo를 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, Mo를 지나치게 첨가하면 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하되기 때문에, 그 상한을 0.5%로 하는 것이 바람직하고, 0.30%로 하는 것이 보다 바람직하다.
V: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음)
V는 소량의 첨가로 담금질성 및 템퍼링 연화 저항을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키는 위해, V를 예컨대 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, V를 지나치게 첨가하면 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하되기 때문에, V의 상한을 0.10%로 하는 것이 바람직하고, 0.05%로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Mg: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 REM: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종
Ca, Mg 및 REM(희토류 원소)은 어느 것이나 HAZ 인성 향상 작용을 갖는 원소이다. 구체적으로는, Ca 및 REM은 MnS를 구상화한다는 개재물의 형태 제어에 의한 이방성을 저감하는 효과를 갖고 있고, 이것에 의해 HAZ 인성이 향상된다. 한편, Mg는 MgO를 형성하여 HAZ의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함으로써 HAZ 인성 을 향상시키는 효과를 갖는다.
이러한 작용을 유효하게 발휘시키는 위해, Ca, Mg 및 REM의 하한을 각각 0.0005%, 0.0001% 및 0.0005%로 하는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소를 지나치게 첨가하면 모재 인성이나 HAZ 인성이 오히려 저하되기 때문에, Ca, Mg 및 REM의 상한을 각각 0.0050%, 0.0050% 및 0.010%로 하는 것이 바람직하고, 각각 0.0030%, 0.0035% 및 0.005%로 하는 것이 보다 바람직하다. 이들 원소는 단독으로 첨가하여도 좋고 2종 이상을 병용하여도 상관없다.
Zr: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Hf: 0.050% 이하(0%를 포함하지 않음)
Zr 및 Hf는 Ti와 마찬가지로 N과 결합하여 질화물을 형성하여 용접시에서의 HAZ의 오스테나이트 입자를 미세화하여 HAZ 인성의 개선에 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키는 위해, Zr을 0.001% 이상, Hf를 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소를 지나치게 첨가하면 오히려 모재 인성이나 HAZ 인성이 저하되기 때문에, Zr의 상한을 0.10%, Hf의 상한을 0.050%로 한다. 이들 원소는 단독으로 첨가하여도 좋고 2종 이상을 병용하여도 상관없다.
Co: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 W: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
Co 및 W는 담금질성을 향상시켜 모재 강도를 높이는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Co를 0.2% 이상, W를 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소를 지나치게 첨가하면 모재 인성이나 HAZ 인성이 저하되기 때문에, Co 및 W의 상한을 각각 2.5%로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명에 따른 후강판의 바람직한 제조방법을 설명한다.
본 발명의 후강판은 상기 화학 성분을 만족하는 강재를 이용하여, 가열 및 열간 압연을 행한 후, 필요에 따라 템퍼링 처리를 하여 제조된다.
본 발명에 있어서, 구 γ 입자의 형태를 상기와 같이 제어하기 위해서는 상술한 바와 같은 강중 성분을 제어하는 동시에, 열간 압연 조건을 제어하는 것이 필요하다. 구체적으로는, 예컨대 Ac3점 내지 1300℃로 가열하여 열간 압연을 행할 때 850℃ 이하의 압하량을 전압하량의 50% 이상, 바람직하게는 전압하량의 60% 이상으로 한다. 이와 같이, 저온 압연에서의 압하량을 높게 함으로써, 구 γ 입자의 편평률을 상기 범위로 제어할 수 있다. 후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 강중 성분이 상기 범위를 만족하는 강재를 이용하여도 저온 압연에서의 압하량이 상기 범위를 만족하지 않는 것은 구 γ 입자의 편평률이 상기 범위를 만족하지 않기 때문에 HAZ 인성이 저하되어 버린다.
그 밖의 압연 조건은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 압연 개시 온도를 1100℃ 이하(보다 바람직하게는 950℃ 이하)로 설정하는 것이 바람직하다. 또한, 압연후의 냉각 수단이나 냉각 조건은 특별히 한정되지 않고, 보통과 같이 공냉하여도 좋고, 공냉 대신에 수냉하여 MA 조직의 생성을 억제하여도 좋다. 수냉하는 경우는, 예컨대 3℃/sec 이상, 바람직하게는 5℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 10℃/sec 이상의 냉각 속도로 행하는 것이 추장된다.
한편, 압연후에 예컨대 600℃ 이하(바람직하게는 550℃ 이하)의 온도로 템퍼 링을 행하여도 좋다. 이것에 의해, 마르텐사이트의 분해에 의한 모재 인성의 향상 효과가 얻어진다.
또한, 가열 조건은 특별히 한정되지 않고, 예컨대 1200℃ 이하의 온도로 가열하는 것이 바람직하다. 가열 온도는 1100℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 950℃ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 구체적으로 설명한다. 단, 하기 실시예는 본 발명을 제한하는 것이 아니라 전후 취지를 일탈하지 않는 범위에서 변경 실시할 수도 있고, 이러한 태양도 전부 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1 내지 4에 제시한 여러 조성의 강을 통상의 용제법에 의해 용제하여 슬래브로 한 후, 가열, 열간 압연 및 템퍼링 처리를 행하여 판두께 80㎜의 고장력 강판을 제조했다. 구체적으로는, 표 5 내지 8에 제시한 바와 같이, 1100℃의 온도로 가열하여, 전압하량에 대한 850℃ 이하의 압하량을 여러가지로 변화시켜 압연했다. 압연 개시 온도는 1050℃로 했다. 그 후, 500℃의 온도로 템퍼링 처리를 행했다.
이렇게 하여 제조한 강판에 대하여 하기 요령으로 구 γ 입자의 편평률을 측정하는 동시에, 모재의 인장 강도, 용접성(HAZ 인성 및 HAZ 연화) 및 HAZ 연화(상술한 Q값으로 표시되는 HAZ의 최고 경도와 최저 경도의 차이)를 측정했다.
[구 γ 입자의 편평률]
상술한 방법에 의해, 각 강판의 판두께 1/4 부위를 경면 연마한 시험편을 2% 나이탈액으로 에칭한 후, 광학 현미경을 이용하여 50배로 관찰하여 사진 촬영을 했 다. 이 관찰 시야 10시야(1.35㎜×1.80㎜/시야)에 대하여 미디어 사이버네틱스사 제품 「Image-Pro P1us」를 이용하여 화상 해석을 하여 강 조직중의 구 γ 입자의 형태(편평률)를 측정했다.
[인장 강도]
각 강판의 판두께 1/4 부위로부터 JIS4호 시험편을 채취하여 인장력 시험을 행함으로써 인장 강도를 측정했다. 본 실시예에서는 인장 강도가 490MPa 이상인 것을 합격(본 발명예)으로 했다.
[HAZ 인성]
입열 60kJ/㎜로 용접(전기 가스 아크 용접)을 행하고, 도 4에 나타내는 부위로부터 JIS4호 시험편을 채취하여 -60℃에서 샤르피 충격 시험을 행하여 판두께의 1/4 부위에서의 용접 용융선(본딩)의 흡수에너지(vE-60)를 구하였다. vE-60가 vE-60≥150J인 것을 합격(본 발명예)으로 했다. 이 입열 조건에 의하면, 본딩부는 1400℃의 온도로 가열하여 50초간 유지한 후, 780℃로부터 500℃의 온도 범위를 500초로 냉각하는 열 사이클을 받게 된다.
[HAZ 연화]
상술한 HAZ 인성과 같은 조건으로 용접을 행한 용접 이음새 부분을 경면 연마한 시험편을 준비하고, 이 시험편의 판두께 1/4 부위에서의 용접 용융선(본딩) 위치로부터 30㎜ 떨어진 위치에서 1㎜ 피치로 연속적으로 경도를 측정하여, 경도의 최고치(본딩부의 경도)와 최저치의 차이(Q값)를 HAZ 연화의 지표로 했다. 경도는 마이크로비커스 경도계(마쓰자와 세이키(MATSUZAWA SEIKI) 제품 DMH-1)를 이용하여 측정했다. 본 실시예에서는 Q값≤40HV인 것을 합격(HAZ 연화가 억제됨)으로 평가했다.
이들 결과를 표 5 내지 8에 병기한다. 표 5 내지 8의 각 No.는 각각 표 1 내지 4의 강종 No.와 대응하고 있고, 예컨대 표 5의 No. 1은 표 1의 강종 No. 1을 이용하여 표 5에 나타내는 조건으로 제조한 예이다.
Figure 112006088569815-PAT00005
Figure 112006088569815-PAT00006
Figure 112006088569815-PAT00007
Figure 112006088569815-PAT00008
Figure 112006088569815-PAT00009
Figure 112006088569815-PAT00010
Figure 112006088569815-PAT00011
Figure 112006088569815-PAT00012
표 5 내지 8로부터 아래와 같이 고찰할 수 있다.
표 5 및 6의 No. 1 내지 44는 강중 성분이 본 발명의 요건을 만족하는 표 1 내지 2의 강종 1 내지 39를 이용한 본 발명예이며, 본 발명에서 규정하는 제조 조건으로 제조했기 때문에, 구 γ 입자의 편평률도 본 발명의 범위를 만족하고 있다. 그 결과, vE-60가 150J 이상으로 HAZ 인성이 우수하고, 또한 Q값≤40HV로 HAZ 연화를 억제할 수도 있었다.
이에 비해, 표 7 및 8의 No. 51, 54 내지 85는 강중 성분이 본 발명의 요건을 만족하지 않는 표 3 및 4의 강종 51, 54 내지 85를 이용한 비교예이며, 당해 강종을 이용한 경우는 본 발명에서 규정하는 제조 조건으로 제조하였다고 해도 원하는 특성을 전부 만족할 수 없었다.
또, 표 7의 No. 52 및 53은 강중 성분이 본 발명의 요건을 만족하지 않는 표 3의 강종 52 및 53을 이용하고 있지만, 본 발명에서 규정하는 압하량을 만족하지 않는 조건으로 제조한 비교예이며, 구 γ 입자의 편평률이 작아져 HAZ 인성이 저하되었다.
본 발명의 후강판은 상기와 같이 구성되어 있기 때문에, HAZ 인성이 우수할 뿐만 아니라 HAZ 연화도 현저히 억제되어 있다. 따라서, 본 발명의 후강판을 이용하면, 예컨대 판두께가 약 60㎜ 이상인 후강판에 대하여 입열량이 약 60kJ/㎜를 넘는 초대입열 용접을 실시했다고 하여도 용접부의 기계적 특성이 우수한 용접 구조물을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 후강판을 이용하면, 조질 처리를 실시하지 않은 비조질 강판 그대로 원하는 모재 강도 및 HAZ 인성을 확보하는 것이 가능한 것 외에, HAZ 연화도 억제된다. 따라서, 제조 공정의 생략이 가능하여 생산비용을 현저히 저감할 수 있다.

Claims (9)

  1. C: 0.030% 이상 0.080% 이하(%는 질량%의 의미, 이하 동일),
    Si: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음),
    Mn: 0.8% 이상 2.0% 이하,
    Al: 0.01% 이상 0.10% 이하,
    Ti: 0.015% 이상 0.030% 미만,
    N: 0.0055% 초과 0.0100% 이하,
    B: 0.0015% 이상 0.0035% 미만 및
    Nb: 0.015% 이하(0%를 포함함)
    를 함유하고,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    구 오스테나이트 입자의 편평률(장축/단축)이 1.5 이상이며, 또한
    하기 수학식 1 및 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접열 영향부의 인성이 우수하고 연화가 작은 후강판.
    수학식 1
    Figure 112006088569815-PAT00013
    수학식 2
    Figure 112006088569815-PAT00014
    P값 = 2000×[B] + 300×([Ti]-3.42×[N]) + 1000×[Nb]
    상기 식에서, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Ni: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 추가로 함유하는 후강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    P: 0.03% 이하 및 S: 0.01% 이하로 억제된 것인 후강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 후강판.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    V: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 후강판.
  6. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Mg: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 REM: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 추가로 함유하는 후강판.
  7. 제 3 항에 있어서,
    Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Mg: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 REM: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 추가로 함유하는 후강판.
  8. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    Zr: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Hf: 0.050% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 후강판.
  9. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    Co: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 W: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 함유하는 후강판.
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