KR20080085739A - 용접성 및 소성 변형능이 우수한 고장력 강재, 및 냉간 성형 강관 - Google Patents

용접성 및 소성 변형능이 우수한 고장력 강재, 및 냉간 성형 강관 Download PDF

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Abstract

본 발명의 강재는, 하기 수학식 1로 규정되는 CEN 값이 소정의 범위에 있는 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 강재의 미크로 조직이, 폴리고날 페라이트상: 65 내지 85면적%, 밴드형상 펄라이트상: 5 내지 20면적%, 페라이트 입계에 존재하는 입상의 템퍼링 마르텐사이트상: 3 내지 15면적%로 구성되는 동시에, 상기 폴리고날 페라이트상의 평균 원상당 직경이 10 내지 40㎛이다.
CEN=[C]+A(c)ㆍ{[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5}
단, A(c)=0.75+0.25ㆍtanh{20([C]-0.12)}이며, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb] 및 [V]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb 및 V의 함유량(질량%)을 나타낸다.
이러한 구성에 의해, 냉간 성형 원형 강관 등에 적용되도록, 강(强)가공(벤딩 가공, 인장 가공, 압축 가공 등)이 강판에 부여된 경우이더라도, SR 처리를 실시하지 않아도 안정되게 항복비 85% 이하를 만족하는 동시에, 양호한 인성 및 용접성도 구비하고, 인장 강도가 490MPa 이상인 고장력 강재로 된다.

Description

용접성 및 소성 변형능이 우수한 고장력 강재, 및 냉간 성형 강관{HIGH TENSION STEEL MATERIAL HAVING EXCELLENT WELDABILITY AND PLASTIC DEFORMABILITY, AND COLE-FORMED STEEL TUBE}
본 발명은 용접성이 우수하고 저항복비이며 인장 강도가 490MPa 이상인 고장력 강재, 및 이러한 강재로부터 얻어지는 냉간 성형 강관에 관한 것으로, 특히 내진성이 우수한 CFT(Concrete-Filled Tube) 구조의 건축물에 적합하게 이용할 수 있는 490MPa 이상의 고장력 강재 및 냉간 성형 강관에 관한 것이다.
일본에서의 새로운 내진 설계법의 개정(1981년)에 의해서, 건축 분야에서는 대지진시에 강재의 소성 변형을 허용하여, 지진의 에너지를 흡수해서 구조물의 도괴를 방지한다고 하는 설계 개념이 고층 건축물을 중심으로 받아들여지게 되고, 그 때문에 강재에 필요한 특성으로서 저항복비가 요구되어 왔다.
건축 구조물에는 우수한 내진성이나 내화성이 요구되고 있고, 특히 내진성이 우수한 CFT 구조의 건축물을 구축하기 위해서는, 고강도, 저항복비이며 우수한 용접성을 발휘하는 냉간 성형 강관이 필요하게 된다.
건출 구조물의 기둥재에 사용되는 원형 강관에는, 내진 안전성의 관점에서 항복비 YR(=항복 강도 YS/인장 강도 TS)을 85(%) 이하로 하는 것이 요구되고 있다. 한편, 냉간 성형에 의해서 강관을 제조하는 방법으로서는, 라인파이프용 강관에 적용되고 있는 UOE 성형법(Uing press-Oing press-expander법) 외에, 프레스밴드 냉간 성형법(이하, 단순히 「프레스밴드법」이라고 부르는 경우가 있음)이 기본적으로 채용되고 있다.
상기 성형법 중, UOE 성형법에서는 고능률이고 정밀도가 우수한 가공이 가능하지만, 설비 능력의 한계 때문에, 강판 두께 t가 40mm 미만이고, t/D(D: 원형 강관의 외경)가 0.05 미만인 경우로 한정되게 된다. 이에 반하여, 프레스밴드법은 강판의 일부(직선부)를 몰드 프레스 벤딩 가공하고, 순차적으로 몰드 프레스 위치를 이동시켜서 원형으로 성형하는 방법이며, 가공 능력이 우수한 방법이다. 따라서, 건축 구조물의 기둥재에 사용되는 것과 같은, 강판 두께 t가 40mm 이상인 두꺼운 강판에서 t/D가 0.05 내지 0.10과 같은 강(强)가공이 요구되는 강관의 성형에는, 프레스밴드법이 적용되게 된다.
이러한 프레스밴드법에서, t/D가 0.05 이상으로 되는 벤딩 성형을 실행한 경우에는, 큰 벤딩 왜곡(ε)[벤딩 외면측(t/4)에서의 평균 왜곡(계산값)으로 2.4 내지 4.5% 정도]이 부여되게 되어, 항복비 YR의 상승이 커져, 인장 강도가 490MPa급인 강재이더라도 85%를 초과해 버리는 일이 많기 때문에, 성형 후(제관 후)의 강관에는 잔류 응력의 제거를 목적으로 한 어닐링(Stress Relieving: SR 처리)을 실시하지 않을 수 없어, 고비용화, 공기(工期)의 장기화 및 생산성의 저하를 초래하고 있었다.
또한, 냉간 성형 후에 열처리를 실행하지 않는 방법에서는, 가공도(t/D)가 작은(예컨대, 0.05 미만) 강관에서는 항복비 YR을 85% 이하로 확보할 수 있더라도, 가공도(t/D)가 커지면(예컨대, 0.05 이상) 항복비 YR을 85% 이하로 확보한 강관은 제조할 수 없는 것이 실정이다.
이러한 것 때문에, 강판 단계에 있어서, 냉간 가공에 의한 항복비 YR의 상승분을 미리 낮춰놓는 것이 유효하여, 항복비 YR의 목표값은 75% 이하로 설정되게 된다.
냉간 성형 강관이나 이러한 강관에 적용하는 강판에 관한 기술로서, 지금까지도 다양한 것이 제안되고 있다. 이러한 기술로서는, 예컨대 일본 특허공개 소53-23817호 공보, 일본 특허 제2601539호 공보, 일본 특허공개 평10-265844호 공보에는, 490MPa급의 건축용 저항복비 강관에 이용하는 강판을 제조하는 기술이 제안되어 있다.
이 중 일본 특허공개 소53-23817호 공보의 기술은, C: 0.01 내지 0.30%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.5 내지 3%, Al: 0.005 내지 0.20%를 각각 포함하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 강편으로 하여, 이 강편을 열간 압연에 있어서 950℃ 이하의 누적 압하율을 30% 이상으로 하고, 또한 전체 열간 압연 공정 중에 적어도 1회 이상의 크로스 롤링을 실시하여 압연하고, 다음에 Ar3 변태점과 (Ac3 변태점+100℃) 사이의 온도에서 가열 후 담금질하고(Q), 또한 Ac1 변태점과 Ac3 변태점 사이의 온도로 가열 후, 그 온도역으로부터 공냉(불림: N')하는 것이 개시되어 있다.
이 기술에서는, 열처리 방법을 상기한 바와 같이 (Q-N')로 하여, 미세한 페라이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 형성하는 것을 특징으로 하는 것이다. 그러나 이 기술에서는, 인장 강도가 490 내지 590MPa급인 강으로서, 판 두께: 20 내지 35mm에서의 항복비 YR이 각각 76%, 79%로 어느 것이나 높게 되어 있어(예컨대, 표 1, 실시예 11, 표 3의 실시예 17), 강가공 후에 있어서 항복비 YR의 목표값(85% 이하)을 안정되게 만족하는 데는 이르지 못하는 것이다.
또한, 일본 특허 제2601539호 공보에는, C: 0.10 내지 0.18%, Si: 0.05 내지 0.50%, Mn: 0.7 내지 1.8%, Ti: 0.009 내지 0.012%, Al: 0.005 내지 0.1% 및 N: 0.002 내지 0.006%를 각각 포함하는 동시에, Cu: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cr: 0.2% 이하, Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.01% 이하, V: 0.01% 이하로 각각 규제하고, 또한 탄소 당량 Ceq[=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14(%)]가 0.40% 이하이며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 950 내지 1150℃의 범위로 가열하여, 오스테나이트의 재결정역에서 전체 압하율 60% 이상을 확보하고, 또한 이 재결정 온도역에서 압연한 후, 강판의 온도가 Ar3 변태점 온도 이상으로부터 2 내지 20℃/초 이상의 냉각 속도로 450 내지 600℃의 온도 범위까지 냉각하여, 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 한 저항복비 고강도 고인성 강판의 제조 방법에 대해서 개시되어 있다.
상기 일본 특허 제2601539호 공보의 기술은, 건축용 가속 냉각재의 제조 방법에 관한 것으로, 가속 냉각재 특유의 의(擬)폴리고날(등방성이 없음) 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하는 것을 특징으로 하는 것이며, 항복비 YR이 71 내지 73%의 범위에 있지만(예컨대, 표 2, 실시예 A1, B1, C1, D1), 항복 신도가 작아지기 때문에, 강가공 후의 항복비 YR 상승이 커서, 강가공 후에 있어서 항복비 YR의 목표값(85% 이하)을 안정되게 만족하는 데는 이르지 못하는 것이다.
일본 특허공개 평10-265844호 공보에는, C: 0.07 내지 0.18%, Si: 0.6% 이하, Mn: 0.3 내지 2%, sol. Al(가용성 알루미늄): 0.1% 이하, Cu: 0 내지 0.6%, Nb: 0 내지 0.1% 및 Ti: 0 내지 0.1%를 포함하고, 또한 Nb+Ti가 0.01 내지 0.1%인 강의 열간 압연을, Ar3 변태점을 초과하는 온도에서 종료하고, 페라이트상과 오스테나이트상의 2상역 온도(780 내지 840℃)까지 방냉하여, 페라이트상 및 베이나이트상, 또는 페라이트상, 베이나이트상 및 마르텐사이트상으로 이루어지고, 그 페라이트 입경이 어느 조직의 경우에도 5 내지 40㎛인 저항복비 강재의 제조 방법에 대해서 개시되어 있다.
이 기술은, 2상역 온도로 방냉 후, 가속 냉각함으로써 저항복비 강재를 제조하는 기술에 관한 것으로, 페라이트상과 베이나이트상, 또는 페라이트상, 베이나이트상 및 마르텐사이트상으로 이루어지고, 그 페라이트 입경을 5 내지 40㎛로 하는 데에 특징을 갖는 것이지만, 초기 항복비 YR이 76 내지 79%의 범위에 있어, 강가공 후에 있어서 항복비 YR의 목표값(85% 이하)을 만족하는 데는 이르지 못하는 것이 다.
한편, 냉간 성형 강관 등에 사용할 수 있는 인장 강도가 590MPa급인 강판으로서는, 「일본 강관 기보」 No. 122(1988), P5에 개시된 기술도 알려져 있다. 이 기술에서는, Mo를 함유시키고 탄소 당량 Ceq가 0.45% 정도인 강판(판 두께: 80mm)을, 담금질(Q)-2상역 담금질(Q': 780℃ 정도)-템퍼링(T)하여, 페라이트를 포함하는 베이나이트 주체의 복합 조직으로 하는 것이지만, 항복비가 비교적 높게 되어 있어(최: 80%, 평균: 77.4%), 목표로 하는 75% 이하의 것은 얻어지고 있지 않다.
본 발명은 이러한 상황 하에서 이루어진 것으로, 그 목적은, 냉간 성형 원형 강관 등에 적용되도록, 강가공(벤딩 가공, 인장 가공, 압축 가공 등)이 강판에 부여된 경우이더라도, SR 처리를 실시하지 않아도 안정되게 항복비 85% 이하를 만족하는 동시에, 양호한 인성 및 용접성도 구비하는, 인장 강도가 490MPa 이상인 고장력 강재, 및 이러한 고장력 강재로부터 얻어지는 저항복비의 냉간 성형 강관을 제공하는 것에 있다.
상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 강재는, C: 0.07 내지 0.18%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.05 내지 0.7%, Mn: 1.0 내지 1.7%, sol. Al: 0.005 내지 0.08% 및 N: 0.001 내지 0.008%를 함유하고, Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비가 [Mn]/[C]≤23을 만족하고, 하기 수학식 1로 표시되는 CEN 값이 0.23 내지 0.45%의 범위 내에 있고, 미크로 조직이, 폴리고날 페라이트상: 65 내지 85면적%, 밴드형상 펄라이트상: 5 내지 20면적%, 페라이트 입계에 존재하는 입상의 템퍼링 마르텐사이트상: 3 내지 15면적%로 구성되고, 상기 폴리고날 페라이트상의 평균 원상당 직경이 10 내지 40㎛이고, 항복비 YR이 75% 이하이고, 항복 신도가 0.6% 이상이다. 또한, 상기 「원상당 직경」이란, 폴리고날 페라이트상의 크기에 착안하여, 그 면적이 동등하게 되도록 상정한 원의 직경을 구한 것으로, 투과형 전자 현미 경(TEM) 관찰면 상에서 인지되는 폴리고날 페라이트상의 것이다.
수학식 1
CEN=[C]+A(c)ㆍ{[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5}
단, A(c)=0.75+0.25ㆍtanh{20([C]-0.12)}이며, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb] 및 [V]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량(질량%)을 나타낸다.
본 발명의 고장력 강재에 있어서는, 강도 레벨에 따라 상기 수학식 1로 표시되는 CEN 값의 범위를 적절히 조정하는 것이 바람직하고, 예컨대 강도 레벨이 490MPa급(490 내지 670MPa)인 것이면, 상기 CEN 값은 0.23% 이상 0.39% 미만의 범위 내로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 성분 외에, Cr: 0.05 내지 0.7%, Mo: 0.03 내지 0.08% 및 V: 0.02 내지 0.08%로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유시켜, 인장 강도를 590MPa급(590 내지 740MPa)으로 한 것이면, 상기 CEN 값은 0.39 내지 0.45%의 범위 내로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 강도 레벨이 490MPa급인 것에 대해서도, 상기 CEN 값이 0.23% 이상 0.39% 미만이고, Cr: 0.05 내지 0.7%, Mo: 0.05 내지 0.08% 및 V: 0.02 내지 0.08%로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유시키는 것도 유효하다.
본 발명의 강재에는, 필요에 따라서, (a) Cu: 0·05 내지 0.5% 및 Ni: 0.05 내지 3.0% 중 적어도 한쪽, (b) Ti: 0.002 내지 0.025%, (c) Nb: 0.005 내지 0.040%, (d) Ca: 0.0005 내지 0.005%, (e) 희토류 원소: 0.002 내지 0.02% 등을 더 함유하는 것도 유효하고, 이들 함유되는 성분에 따라 강재의 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
본 발명에서는, 상기와 같은 강재를 냉간 성형하여 형성된 냉간 성형 강관도 포함하는 것으로, 이러한 냉간 성형 강관은, 상기 강재로부터 얻어지는 강판의 판 두께를 t(mm), 강관의 직경 또는 외측 냉간 벤딩부 직경을 d(mm)로 했을 때에, 이것들의 비 (t/d)가 0.10 이하인 냉간 성형 부위를 갖는 것이라는 점에 요지를 갖는 것이며, 이러한 강관은 항복비 YR이 85% 이하를 실현할 수 있는 것으로 된다. 또한, 본 발명의 강관의 축 직각 단면 형상은 원형 또는 각형 중 어느 것도 채용할 수 있지만, 모두 SR 처리하지 않고 냉간 성형된 그대로의 것이라도 상기 특성을 만족할 수 있는 것으로 된다.
본 발명에 의하면, 강재의 화학 성분 조성을 적정하게 조정하는 동시에, 미크로 조직 중의 각 상의 체적 분율을 적절히 제어함으로써, SR 처리를 실시하지 않고도, 저항복비이고 490MPa 이상인 고장력 강재, 및 이러한 강재를 이용한 저항복비 냉간 성형 강관을 얻을 수 있으며, 이러한 강관은 CFT 구조의 건축물에 적합하게 이용할 수 있다.
본 발명자는, 판 두께를 t(mm), 외측 냉간 벤딩부 직경을 d(mm)로 했을 때에 t/d가 10% 이하[평균 왜곡(ε)으로 4.5% 이상에 상당]로 되는 가공을 실시한 후에 있어서도, 안정되게 t/4에서의 항복비 YR이 85% 이하를 만족하기 위해서, 양호한 인성, 용접성과 항복비 YR이 75% 이하를 겸비하는 강재의 제조 조건에 대해서 상세히 검토하였다. 그 결과, 하기 (A) 내지 (E)의 지견이 얻어진 것이다. 또한, 이때의 강재 및 강관에서의 목표로 하는 성능은 하기 (a) 내지 (g)와 같다. 또한, 이들 성능은, 강재의 평균적인 성능을 발휘하는 위치로서, 판 두께 t/4부(t: 판 두께)의 위치의 것으로 하였다.
[강재 및 강관에서의 목표로 하는 성능]
(a) 인장 강도 TS: 490 내지 670MPa 또는 590 내지 740MPa
(b) 강재의 항복비 YR: 75% 이하<항복비 YR=[(하부 항복점 YP 또는 0.2% 내력 σ0.2)/인장 강도 TS]×100(%)으로 정의)>
(c) 항복 신도: 0.6% 이상
(d) 샤르피 충격 시험에 있어서의 파면 천이 온도 vTrs: -30℃ 이하(590MPa급 강은 -25℃ 이하)
(e) 용접성: (i) y형 용접 균열 시험(JIS Z3158)에 있어서의 균열 방지 예열 온도가, 인장 강도 490MPa급 강에 대해서는 25℃ 이하, 인장 강도 590MPa급 강에 대해서는 50℃ 이하,
(ii) 서브머지드 아크 용접(입열량: 10kJ/mm)에서의 용접 열영향부(HAZ)의 인성이, 0℃에서의 샤르피 흡수 에너지 vE0로 70J 이상(표면 7mm 아래 중 심부)
(f) 원형 강관 벤딩 외면측 t/4부에서의 항복비: 85% 이하
(g) 원형 강관 벤딩 외면측 t/4부에서의 샤르피 충격 시험에 있어서의 파면 천이 온도 vTrs: -10℃ 이하(590MPa급 강은 -5℃ 이하)
(A) 강재(또는 강판)의 항복비 YR을 75% 이하로 하기 위해서는, 제 1 스텝으로서, C(탄소)가 희박한 폴리고날 페라이트를 석출시키는 동시에, 페라이트에 인접하여 C 농축된 펄라이트를 생성시킬 필요가 있다. 다음의 제 2 스텝으로서, Ac1 변태점과 Ac3 변태점의 중간 온도(소위 2상역 온도)로 유지함으로써, 펄라이트의 일부를 역변태 오스테나이트화시키고, 그 후의 담금질에 의해 페라이트 입계에 새롭게 높은 C 농도의 섬형상 마르텐사이트[마르텐사이트ㆍ오스테나이트의 혼합상(M-A상)을 포함함]를 석출시킨다.
(B) 다음의 제 3 스텝으로서, Ac1 변태점 온도 이하로 유지함으로써, 담금질 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트로 변화시킨다. 이에 따라서, 항복비 YR은 2상역 담금질한 그대로에 비해서 상승하는 경향이 있지만, 한편 인성은 대폭 향상하게 된다. 이들 공정에 의해서, 고인장 강도 TS, 저항복비 YR 및 고인성을 양호한 밸런스로 겸비시킬 수 있다.
(C) 부가하여, 폴리고날 페라이트 입경은, 항복비 YR과 인성에 영향을 미치게 된다. 폴리고날 페라이트 입경이 증대함에 따라서, 항복비 YR은 저감하고, 인성은 열화되는 경향이 있어, 평균 원상당 직경으로 10 내지 40㎛로 제어함으로써, 고항복 왜곡 부여 후의 페라이트 내에서의 전위(轉位)의 증식 가능한 행정을 적절히 크게 함으로써, 저항복비 YR, 고항복 신도를 확보할 수 있고, 또한 고인성과 양립할 수 있게 된다.
(D) 강재의 화학 성분 중의 비 [Mn]/[C]를 저감하는 것은, 연속 냉각 변태(CCT 도)에서의 페라이트 노이즈를 단시간측으로 이행시키기 때문에, 압연 마무리 후의 냉각 과정에서 페라이트 분율을 증대시킬 수 있고, 그것을 위해서는 비 [Mn]/[C]가 23 이하인 것이 필요하다. 또한, Mo는 강인화를 위해서는 함유시킬 수 있지만, 조직에 주는 영향으로서 페라이트 노이즈를 장시간측으로 이행시키기 때문에, 페라이트 분율을 감소시켜 항복비 YR을 상승시키는 경향을 나타내므로 그 함유량은 제어할 필요가 있다.
(E) 상기 수학식 1로 표시되는 CEN 값은 탄소 당량에 상당하는 것으로, HAZ의 경화성을 나타내는 지표로 되는 것이다[예컨대, 「건축 구조용 고성능 590N/㎟(SA440) 설계ㆍ용접 시공 지침(2004년 8월) 사단법인 일본 철강연맹 고성능강 소위원회 편저]. 용접 균열 방지 예열 온도를 50℃ 이하로 하기 위해서는, 기본적으로는 CEN 값을 0.45% 이하로 할 필요가 있다. 또한, 인장 강도를 적어도 490MPa 이상으로 하기 위해서는, CEN 값은 적어도 0.23% 이상으로 할 필요가 있다. 단, 강재의 강도 레벨에 따라 CEN 값을 상기 범위 내에서 적정한 범위로 제어하는 것이 바람직하다(이 점에 대해서는 후술함).
상기 지견에 근거하여 더욱 검토를 계속한 결과, 상기 수학식 1로 규정되는 CEN 값을 고려한 화학 성분 조성, 및 그 미크로 조직 등을 적절히 조정한 것에서 는, 상기 목적에 맞는 강재를 실현할 수 있다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다. 이하, 본 발명의 강재에서 규정하는 각 요건에 대해서, 두꺼운 강판에 적용하는 경우를 대표적으로 들어서 설명하지만, 강재의 형태에 대해서는 이것에 한정되지 않고, 예를 들어 각종 형강, 파이프 단강 등에 적용하는 경우도 포함하는 것이다.
먼저 본 발명의 고장력 강재에서의 화학 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 본 발명에서는, 상기한 바와 같이 C: 0.07 내지 0.18%, Si: 0.05 내지 0.7%, Mn: 1.0 내지 1.7%(단, Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비 [Mn]/[C]≤23), sol. Al: 0.005 내지 0.08% 및 N: 0.001 내지 0.008%를 각각 함유하는 동시에, 상기 수학식 1로 표시되는 CEN 값을 적정한 범위로 제어할 필요가 있지만, 이들 원소의 범위 한정 이유는 다음과 같다.
[C: 0.07 내지 0.18%]
C는 가장 저렴한 원소이고 강도 상승에 유효한 원소이지만, 과잉으로 함유되면 용접성이 현저히 저하하기 때문에, 함유량의 상한을 0.18%로 한다. 그러나, C 함유량이 0.07% 미만으로 되면 강도 부족이 발생하고, 그것을 보충하기 위해서는 합금 원소의 첨가가 필요하게 되지만, 이들 합금 원소의 첨가를 과다하게 행하면 항복비 YR의 증가를 초래하게 되기 때문에, 바람직하지 못하다. 이 항복비의 증가를 억제하면서 목표의 강도(인장 강도로 490MPa 이상)를 확보하기 위해서는, C는 적어도 0.07% 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한, 모재 강도와 용접 HAZ 인성의 양립의 관점에서, C 함유량의 바람직한 하한은 0.08%이며, 바람직한 상한은 0.16%이 다.
[Si: 0.05 내지 0.7%]
Si는 탈산을 위해서 0.05% 이상 함유시키는 것이 필요하지만, 페라이트를 감소시키고 마르텐사이트를 증가시키기 때문에, 0.7%를 초과하여 과잉으로 함유시키면 항복비 YR의 증대, 인성의 열화를 일으키는 동시에, 용접성 및 HAZ 인성을 저하시킨다. 이러한 것 때문에, Si 함유량은 0.05 내지 0.7%로 할 필요가 있다. 또한, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.10%이며, 바람직한 상한은 0.6%이다.
[Mn: 1.0 내지 1.7%(단, Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비 [Mn]/[C]≤23)]
Mn은 강도와 인성을 함께 높이는 원소로서 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 1.0% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면 용접성 및 HAZ 인성이 현저하게 열화되기 때문에, 상한을 1.7%로 한다. 또한, Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.1%이며, 바람직한 상한은 1.6%이다.
또한, Mn 함유량은 C 함유량과의 관계에서 적절한 범위로 조정할 필요가 있다. Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비 [Mn]/[C]는, 연속 냉각 변태 곡선(CCT 곡선) 및 등온 변태 곡선(TTT 곡선)에서의 페라이트 변태 곡선의 돌출(노이즈) 정도를 성분적으로 제어하는 인자로 되는 것으로, 상기 비 [Mn]/[C]가 23을 초과하면, 페라이트 노이즈가 장시간측으로 후퇴하기 때문에, 2상역 열처리(Q')에서 평형 상태의 2상 조직(α+γ)으로 하기 위한 유지 시간이 길어져, 생산상에서의 제약을 받아서 비효율적이게 된다. 그 때문에, 상기 비 [Mn]/[C]는 23 이하로 할 필요가 있다.
[sol. Al: 0.005 내지 0.08%]
Al(가용성 알루미늄)은 탈산을 위해서 적어도 0.005% 함유시킬 필요가 있지만, 과잉으로 함유시키면 비금속 개재물이 증가하여 인성이 저하하기 때문에, 0.08% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.01%이며, 바람직한 상한은 0.06%이다.
[N:0.001 내지 0.008%]
N은 Ti와 반응하여 TiN을 생성하고, 가열시의 오스테나이트의 조대화의 방지에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 적어도 0.001% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 과잉으로 함유시키면 용접 접속부의 인성이 열화되기 때문에, 0.008% 이하로 할 필요가 있다. 또한, N 함유량의 바람직한 하한은 0.002%이며, 바람직한 상한은 0.006%이다.
[CEN 값: 0.23 내지 0.45%]
상기 수학식 1로 표시되는 CEN 값은 HAZ의 경화성을 나타내는 지표로, 용접 균열 감수성을 저감하여 y형 용접 균열 시험에서의 균열 방지 예열 온도를 50℃ 이하로 하기 위해서는, CEN 값을 0.45% 이하로 할 필요가 있다. 한편, 인장 강도로 490MPa 이상을 확보하기 위해서는, CEN 값은 0.23% 이상으로 할 필요가 있다.
또한, 상기 수학식 1에는, 기본 성분인 C, Si, Mn 등 외에, 필요에 따라서 함유되는 성분(Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V)도 식 중의 항목으로서 포함시키는데, 이들 성분은 함유될 때에는 그 함유량도 고려하여 수학식 1의 값으로서 계산하면 되고, 포함되지 않을 때에는 이들 함유량을 고려하지 않고서 계산하면 된다. 또한, 본 발명의 강재에 있어서는, B는 바람직하지 못한 성분으로서 무첨가로 되지만, B를 함유시킨 강재에 대해서는, CEN 값은 상기 수학식 1에 5×[B]([B]는 B의 함유량)의 항목을 추가하여 계산하게 된다(후기 표 1의 강종 L1, 표 10의 강종 L3 참조).
단, 상기 CEN 값은, 강판의 강도 레벨에 따라, 상기 범위 내에서 적정한 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 상기한 바와 같이 인장 강도로 490MPa 이상을 확보하기 위해서는, CEN 값은 0.23% 이상으로 할 필요가 있지만, 이러한 강도 레벨로 y형 용접 균열 시험에서의 균열 방지 예열 온도를, 가속 냉각 강과 동등하고 실질적으로 예열 불필요하게 되는 25℃ 이하로 하기 위해서는, CEN 값을 0.39% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 즉, 인장 강도로 490MPa 이상인 강재에서는, 상기 CEN 값은 0.23% 이상 0.39% 미만인 것이 바람직하다.
한편, 인장 강도로 590MPa 이상을 확보하기 위해서는, 상기 기본 성분에 더하여 소정량의 Cr, Mo, Nb, V 등의 강화 성분(그 작용, 함유량은 하기와 같음)을 가하여 고강도화를 도모할 필요가 있지만, 이 경우에는 상기 CEN 값은 0.39% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이러한 강도 레벨로 y형 용접 균열 시험에서 균열 방지 예열 온도를 종래 강과 동등한 50℃ 이하로 하기 위해서는, CEN 값을 0.45% 이하로 하는 것이 바람직하다. 즉, 인장 강도로 590MPa 이상인 강판에서는, 상기 CEN 값은 0.39 내지 0.45%인 것이 바람직하다. 또한, Cr, Mo, V 등의 강화 성분에 의한 작용 및 그 적정 함유량은 하기와 같다(Nb에 대해서는 후술함).
[Cr: 0.05 내지 0.7%, Mo: 0.03 내지 0.08% 및 V: 0.02 내지 0.08%로 이루어 지는 군에서 선택되는 적어도 1종]
Cr, Mo 및 V는 강도를 향상시키는 원소이며, 특히 인장 강도로 590MPa 이상을 확보하기 위해서는, 적어도 어느 하나를 함유시키는 것이 필요해진다. 그러나, 이들 원소가 함유물로서 석출되는 경우, 석출 강화에 의해서 항복비 YR을 상승시키고, 한편 인성을 열화시키게 된다. 2상역 담금질 온도의 저온화에 의해, Cr, Mo 및 V도 가능한 한 고용(固溶) 상태로 존재시킴으로써, 항복비 YR을 저위(低位)로 유지한 채로 고강도와 고인성을 확보할 수 있다. 이러한 것 때문에, 적어도 Cr 및 V에 대해서는, 각기의 함유량을 0.7% 이하, 0.08% 이하(모두 0%를 포함하지 않음)로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo는 고용 상태이더라도, 페라이트 노이즈를 장시간측으로 이행시켜, C의 2상 분리화를 저해하는 방향으로 작용하기 때문에, 그 함유량은 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이들 함유량의 보다 바람직한 상한은 Cr: 0.5% 이하, Mo: 0.05% 이하, V: 0.06% 이하이다.
또한, Cr, Mo 및 V는, 인장 강도로 590MPa 이상을 확보하기 위해서는, Cr: 0.05% 이상, Mo: 0.03% 이상, V: 0.02% 이상 중 1종 또는 2종 이상을 함유시키는 것이 바람직하지만, 490MPa급(즉, 인장 강도로 490 내지 670MPa)인 것에서는, 상기 바람직한 하한을 만족하지 않는 양으로(예컨대, Cr에 대해서는 0.05% 미만) 이들 원소를 함유시키는 것은 불가능하다. 이에 따라서, 상기 강도 레벨의 범위 내에서 고강화가 도모되게 된다.
본 발명의 고장력 강재에 있어서, 상기 성분 외에는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것이지만, 용제상 불가피적으로 혼입되는 미량 성분(허용 성분)도 포함할 수 있는 것이고(예컨대, P, S, O 등), 이러한 강 슬래브도 본 발명의 범위에 포함되는 것이다. 또한, 본 발명의 고장력 강재에는, 필요에 따라서, (a) Cu: 0.05 내지 0.5% 및 Ni: 0.05 내지 3.0% 중 적어도 한쪽, (b) Ti: 0.002 내지 0.025%, (c) Nb: 0.005 내지 0.040%, (d) Ca: 0.0005 내지 0.005%, (e) 희토류 원소: 0.002 내지 0.02% 등을 더 함유하는 것도 유효하고, 이들 함유되는 성분에 따라 강재의 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
[Cu: 0.05 내지 0.5% 및/또는 Ni: 0.05 내지 3.0%]
이들 원소는 고가이고, 게다가 항복비를 상승시키기 때문에, 그 첨가는 가능한 한 피하는 것이 바람직하다. 그러나, 두꺼운 강판에서 판 두께 중심부의 강도 저하를 억제하는 작용이 있으므로, 미량 첨가하는 경우가 있다. 그러한 작용을 일으키기 위해서 이들 원소를 첨가하는 경우에는, Cu는 0.05%, Ni는 0.05%를 하한으로 하여 함유시킬 필요가 있다. 상기 문제를 피하기 위해서, Cu는 0.5%, Ni는 3.0%를 상한으로 한다. Cu 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.3%이며, Ni의 보다 바람직한 상한은 1.5%이다.
[Ti: 0.002 내지 0.025%]
Ti는 슬래브 가열시에 강 중에서 미세한 TiN으로서 존재하여, 가열 오스테나이트립의 조대화를 방지하는 효과가 있다. 또한, TiN을 페라이트 변태핵으로 하여 폴리고날 페라이트의 석출을 촉진시켜, 페라이트 분율의 증대 및 페라이트의 미세화에 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 적어도 0.002% 함유시킬 필요가 있다. 그 효과는 Ti 함유량이 증가함에 따라서 증대하지만, Ti 함유량이 과 잉으로 되어도 그 효과가 포화되기 때문에, 그 상한을 0.025%(보다 바람직하게는 0.015% 이하)로 하였다. 또한, 보다 바람직한 하한값은 0.008%이다.
[Nb: 0.005 내지 0.040%]
Nb는 강도, 인성을 함께 향상시키는 동시에, 제어 압연 혹은 불림에 의해 페라이트립을 미세화한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 적어도 0.005% 함유시킬 필요가 있다. 한편, 과잉으로 함유시키면 HAZ 인성을 열화시키기 때문에, 함유량을 0.040% 정도까지로 한다. Nb 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.030% 정도이다.
[Ca: 0.0005 내지 0.005%]
Ca는 비금속 개재물의 구상화 작용을 갖고, 이방성의 저감에 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 적어도 0.0005% 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.005%를 초과해서 함유시키면, 개재물의 증가에 의해서 인성이 열화되게 되기 때문에, 함유량을 0.005% 이하로 한다. 보다 바람직한 상한은 0.003%이다.
[희토류 원소: 0.002 내지 0.02%]
희토류 원소(이하, 「REM」이라고 약기함)는, 그 옥시설파이드로서 TiN 공존 하에서 오스테나이트 이상 성장을 억제하여 HAZ의 인성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 적어도 0.002% 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.02%를 초과해서 과잉으로 함유되면 강의 청정도를 나쁘게 하여 내부 결함을 발생시키기 때문에, 함유량의 상한을 0.01%로 한다. 또한, REM으로서는, 주기율표 제 3 족에 속하는 스칸듐(Sc), 이트륨(Y) 및 란타노이드 계열 희토류 원소 중 어느 것도 사용할 수 있다.
본 발명의 고장력 강재에 있어서는, 상기 관점에서 미크로 조직을 적절히 제어할 필요가 있는데, 이 조직 중에서의 각 상의 범위(면적분율) 한정 이유는 하기와 같다.
[폴리고날 페라이트상(αp): 65 내지 85면적%]
항복비를 저위로 하기 위해서는, 변태 후의 미크로 조직에 전위 밀도가 작은 폴리고날화한 페라이트(αp)를 생성시키는 것이 유효하고, 항복비를 강판 단계에서 미리 낮춰놓기 위해서는, 그 면적분율을 65 내지 85면적%의 범위로 제어할 필요가 있다. 폴리고날 페라이트상(αp)의 면적분율이 85면적%를 초과하면, 두꺼운 재료에 있어서 목표 강도의 확보가 곤란해진다. 한편, 폴리고날 페라이트상(αp)의 면적분율이 65면적% 미만으로 되면, 항복비의 저 YR화 및 항복 신도를 확보할 수 없다. 또한, 폴리고날 페라이트상(αp) 분율의 바람직한 하한은 70면적%이며, 바람직한 상한은 80면적%이다.
[밴드형상 펄라이트상(P): 5 내지 20면적%]
C의 2상 분리화를 촉진시키기 위해서는, C 농축상을 존재시킬 필요가 있다. 폴리고날 페라이트상(αp) 이외의 미크로 조직이 높은 C 농도의 템퍼링 마르텐사이트상(TM)뿐이면, 고인성을 확보할 수 없다. 인성 향상을 위해서는, 제 2 상에 높은 C 농도의 템퍼링 마르텐사이트상보다 인성이 높은 펄라이트상(밴드형상 펄라이 트)을 5 내지 20면적% 정도 혼합시킬 필요가 있다. 밴드형상 펄라이트상의 면적분율이 20면적%를 초과하면, 인장 강도를 확보할 수 없다. 한편, 밴드형상 펄라이트상의 면적분율이 5면적% 미만인 경우에는, 인성이 저하하여 목표값을 달성할 수 없다. 밴드형상 펄라이트상(P)의 바람직한 하한은 7면적%이며, 바람직한 상한은 17면적%이다. 또한, 밴드형상 펄라이트상이란, 제어 압연 혹은 불림에 의해서 석출된 페라이트ㆍ펄라이트 조직이 2상역 담금질(Q')-템퍼링(T) 후에 잔존한 것이다. 이 밴드형상 펄라이트의 미크로 조직예(인장 강도가 490MPa급인 강에 대해서, 후기 시험 No. 6의 것)를 도 1(100배) 및 도 2(400배)에 나타낸다. 또한, 밴드형상 펄라이트의 다른 미크로 조직예(인장 강도가 590MPa급 강에 대해서, 후기 시험 No. 47의 것)를 도 3(100배) 및 도 4(400배)에 나타낸다.
[페라이트 입계에 존재하는 입상의 템퍼링 마르텐사이트(TM): 3 내지 15면적%]
저항복비를 구비시키기 위해서는, 페라이트 입계에, 제 2 상으로서의 입상의 템퍼링 마르텐사이트상을 두루 입상으로 존재시킴으로써, 저항복비, 높은 인장 강도 및 인성을 확보할 수 있다. 이러한 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트상(TM)의 분율은 3 내지 15면적%로 할 필요가 있다. 즉, 템퍼링 마르텐사이트상(TM)의 분율이 15면적%를 초과하면 양호한 인성을 확보할 수 없고, 3면적% 미만이면 저항복비를 확보할 수 없다. 템퍼링 마르텐사이트상(TM)의 바람직한 하한은 5면적%이며, 바람직한 상한은 13면적%이다. 또한, 본 발명에서 대상으로 삼는 템퍼링 마르텐사이트상(TM)이란, 2상역 담금질(Q')로 페라이트 입계에 석출된 섬형상 마르텐사이트 상(M-A상을 포함함)이 템퍼링에 의해서 페라이트와 철계 및/또는 합금계의 탄화물로 분해된, 페라이트 입계 입상으로 생성된 경질상을 의미한다.
본 발명의 고장력 강재에 있어서는, 냉간 성형 전(예컨대, 강관 가공 전)에 있어서 구비해야 할 특성으로서는, 항복비 YR이 75% 이하인 것 외에, 항복 신도가 0.6% 이상인 것도 필요하다. 강재에 엄격한 가공 왜곡[예컨대, 평균 왜곡(ε)으로 4.5% 이상]이 부여되더라도 85% 이하의 항복비 YR을 실현하기 위해서는, 가공 왜곡의 일부를 항복 신도로 부담하면 좋고, 그 만큼 가공 경화에 돌아오는 왜곡을 저감할 수 있어, 저항복비와 상준하여 냉간 성형 후의 항복비 YR을 낮출 수 있다. 이러한 관점에서, 항복 신도를 0.6% 이상으로 할 필요가 있다. 본 발명의 강재에서는, 상기한 바와 같이 화학 성분과 미크로 조직을 제어함으로써, 항복비 YR: 75% 이하, 항복 신도: 0.6% 이상을 확보할 수 있게 된다. 또한, 항복 신도는 바람직하게는 0.7% 이상이다.
본 발명의 강재에 있어서는, 상기 폴리고날 페라이트상(αp)의 평균 원상당 직경이 10 내지 40㎛인 것도 중요한 요건이다. 이 폴리고날 페라이트상(αp)의 입경은, 항복비 YR과 인성에 영향을 미치게 된다. 폴리고날 페라이트상(αp)의 입경이 증대함에 따라서, 항복비 YR은 저감되고 인성은 열화되는 경향이 있다. 폴리고날 페라이트상(αp)의 입경이, 평균 원상당 직경으로 10㎛ 미만인 경우에는, 강재의 항복비 YR이 높아지고, 항복 신도 El도 작아지기 때문에, 냉간 가공 후(예컨대, 강 관)의 항복비 YR도 높은 것으로 된다. 한편, 폴리고날 페라이트상(αp)의 입경이 평균 원상당 직경으로 40㎛를 초과하면, 강재의 인성이 열화되어, 냉간 성형 후의 인성도 저하하게 된다. 이러한 것 때문에, 이 폴리고날 페라이트상(αp)의 입경은, 평균 원상당 직경으로 10 내지 40㎛인 것이 필요하다. 또한, 폴리고날 페라이트상(αp)의 입경의 바람직한 범위는, 평균 원상당 직경으로 15 내지 35㎛ 정도이다.
본 발명의 고장력 강재를 제조하기 위해서는, 기본적으로는 상기한 바와 같이 화학 성분 조성을 조정한 용강으로부터, 연주(連鑄)법 또는 조괴법에 의해 제작된 강 슬래브를 이용하여, 가열-열간 압연-냉각-열처리의 공정을 거침으로써 제조할 수 있지만, 그 때에 각 공정의 조건을 적절히 하여 미크로 조직이 상기의 규정 범위로 되도록 적절히 제어할 필요가 있다(후기 실시예 참조).
상기와 같은 고장력 강재를 냉간 성형하여 냉간 성형 강관으로 함으로써, 예컨대 원형 강관 벤딩 외면측 t/4부에서의 항복비: 85% 이하인 특성을 발휘하는 강관이 얻어진다. 이러한 강관은, 상기 강재로부터 얻어지는 강판의 판 두께를 t(mm), 강관의 직경 또는 외측 냉간 벤딩부 직경을 d(mm)로 했을 때에, 이것들의 비(t/d)가 0.10 이하인 냉간 성형 부위를 갖는 것으로 된다. 이 t/d가 10%를 초과하는 냉간 가공에서는, 인장 변형측의 항복비가 가공 후에 있어서 85%를 초과해 버리기 때문에, 항복비의 상승을 억제하기 위해서, 열간, 온간에서의 성형, 혹은 성형 후의 응력 제거 어닐링 처리(상기 SR 처리)가 필요해진다. 즉, 본 발명의 냉간 성형 강관에서는 냉간 성형된 그대로의 것이라도 상기 특성을 만족할 수 있는 것으 로 된다.
또한, 비(t/d)가 0.10 이하로 되는 가공 방법에 대해서는, 프레스 벤딩 성형에 한정되는 것이 아니라, 예컨대 롤러 벤딩, 압축 프레스, 스피닝 등의 적용도 가능하다. 또한, 벤딩 온도는, 상온뿐만 아니라, 본 발명의 강판의 재질을 손상하지 않을 정도(400℃ 정도)의 온도까지 허용할 수 있다. 또한, 본 발명의 냉간 성형 강관은, 그 단면 형상이 원형, 각형 중 어느 것도 포함되는 것이다. 또한, 상기 외측 냉간 벤딩부 직경은 냉간 성형(벤딩 가공)된 부위에 있어서의 곡률 직경을 의미하고, 강관의 단면 형상이 원형일 때는, 외측 냉간 벤딩부 직경은 강관 외경과 일치하게 된다.
이하, 실시예에 의해서 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 전ㆍ후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것은 물론 가능하며, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
실시예
[실시예 1]
하기 표 1, 2에 나타내는 화학 성분 조성의 강을 통상의 용제 방법에 의해서 용제하여 강 슬래브로 한 후, 하기에 나타내는 어느 하나의 처리를 실행하여(타입 1 내지 5) 강판을 제조하였다. 또한, 표 1, 2에는, 상기 수학식 1로 규정되는 CEN 값과 [Mn]/[C]의 값에 대해서도 나타내었다. 이때의 제조 조건을 하기 표 3, 4에 나타낸다.
[처리 순서]
타입 1: 제어 압연(CR)을 행한 후, 불림(N)을 행하였다(후기 시험 No. 1). 여기서의 불림(N)은 Ac1 변태점 이상의 온도로부터의 공냉이다.
타입 2: 제어 압연 후, 가속 냉각하였다(후기 시험 No. 2).
타입 3: 제어 압연(CR)을 행한 후, 불림(N)을 행하고, 계속해서 2상역 온도에서 담금질(Q')을 행하였다(후기 시험 No. 3).
타입 4: 제어 압연(CR)을 행한 후, 2상역 온도에서 담금질(Q') 및 템퍼링(T)을 행하였다(후기 시험 No. 5).
타입 5: 제어 압연(CR)을 행한 후, 불림(N)을 행하고, 계속해서 2상역 온도에서 담금질(Q') 및 템퍼링(T)을 행하였다(후기 시험 No. 4, 6 내지 43).
Figure 112008019583312-PAT00001
Figure 112008019583312-PAT00002
Figure 112008019583312-PAT00003
Figure 112008019583312-PAT00004
얻어진 각 고장력 강판에 대해서, t/d를 0.10으로 하고 냉간 프레스 성형(프레스벤드법)을 실행하여 원형 강관을 제작하였다(즉, 강관의 외경을 D로 했을 때 t/D가 0.10인 원형 강관). 강판의 t/4부(t: 판 두께)에 있어서의 기계적 특성(항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 항복 신도), 미크로 조직에 있어서의 각 상의 면적분율, 페라이트 입경, 및 강관의 관축과 평행 방향(L 방향)의 기계적 특성(항복비 YR, 인장 강도 TS 및 인성 vTrs)을 측정하여, 하기의 기준으로 재질을 평가하였다.
[재질 평가 기준]
재질 평가 기준으로서는, 강관의 벤딩 외면측 t/4부에서의 관축 방향에서의 인장 강도 TS: 490 내지 670MPa, 항복비 YR: 85% 이하, 파면 천이 온도(vTrs): -10℃ 이하를 목표로 설정하였다. 또한, 강관에서의 상기 특성을 만족시키기 위해서, 강판 단계에서의 항복비 YR: 75% 이하, 항복 신도: 0.6% 이상, 파면 천이 온도(vTrs): -30℃ 이하를 목표값으로서 설정하였다.
기계적 특성(강판 및 강관)의 평가 방법, 인성 평가 방법, 및 미크로 조직 측정 방법은 하기와 같다.
[기계적 특성의 평가 방법]
강판의 t/4부(t는 판 두께)로부터 L 방향(압연 방향), 및 강관의 외측 t/4부의 관축에 평행한 방향(강판의 주 압연 방향에 상당)으로, JIS Z 2201 4호 시험편을 채취하여 JIS Z 2241의 요령으로 인장 시험을 행하고, 강판의 인장 강도 TS, 항복비 YR[항복 강도 YS(상부 항복점 YP 또는 0.2% 내력 σ0.2)/인장 강도 TS], 항복 신도, 및 강관의 인장 강도 TS, 항복비 YR[(상부 항복점 YP 또는 0.2% 내력 σ0.2)/인장 강도 TS]를 측정하였다.
[인성 평가 방법]
강판의 압연 방향의 t/4부, 및 강관의 관축에 평행한 방향(강판의 주 압연 방향)의 벤딩 외측 t/4부의 각각으로부터, JIS Z 2202 4호 시험편을 채취하여 JIS Z 2242에 준거해 샤르피 충격 시험을 행하여, 파면 천이 온도(vTrs)를 측정하였다.
[미크로 조직 측정 방법]
강판의 템퍼링 전에 있어서는, 레페라(LePera) 시약으로 에칭한 미크로 조직의 사진을 화상 해석하여, 담금질한 그대로의 섬형상 마르텐사이트상의 면적분율(SM1: 괴형상의 백색부)을 측정하였다. 또한, 강판의 템퍼링 후에 있어서, 레페라 시약으로 에칭한 미크로 조직의 사진을 화상 해석하여, 섬형상 마르텐사이트상의 면적분율(SM2: 페라이트를 제외한 괴형상의 백색부)과, 펄라이트를 포함하는 흑색 에칭부의 면적분율(SP2)을 측정하였다. 이들 결과로부터, 템퍼링 마르텐사이트의 면적분율(STM)을 (SM1-SM2)로 하고, 펄라이트(P)의 면적분율(SP)을 (SP2-STM)로 하여 산출하였다. 페라이트의 입경에 대해서는, JIS G 0552(2005년 개정 전의 JIS 규격)의 절단법에 의해서 측정하였다. 또한, 본 실시예에서 말하는 펄라이트란, 밴드형상 펄라이트인 것이다(실시예 2에 대해서도 마찬가지임).
상기의 재질 기준을 만족하는 강관에 대해서, 용접성(내용접 균열성 및 HAZ 인성)을 하기의 방법에 의해서 평가하였다.
[내용접 균열성]
JIS Z 3158에 규정된 y형 용접 균열 시험법에 따라, 입열량: 1.7kJ/mm로 탄산 가스 용접을 실행하여, 루트 균열 방지 예열 온도를 측정하였다. 이때 인장 강도 490MPa급 강에 대해서는, 가속 냉각 강과 동등하게 실질적으로 예열 불필요하게 되는 25℃ 이하를 합격으로 하였다. 또한, 인장 강도 590MPa급 강에 대해서는, 종래 강과 동등한 50℃ 이하를 합격으로 하였다.
[HAZ 인성]
입열량 10kJ/mm의 양면 서브머지드 아크 용접(SAW)의 심 용접을 행하여(X 개선), 벤딩 외면측 t/4부로부터 관축과 직각인 방향으로 샤르피 충격 시험편(JIS Z 2204 4호)을 채취하여, 본드+1mm부(본드부로부터 모재측으로 1mm인 부분)의 0℃에서의 평균 충격 흡수 에너지 vE0를 구하였다(3회 시험의 평균값). 평균 vE0 70J 이상을 합격으로 하였다.
강판의 미크로 조성 및 기계적 특성을 하기 표 5, 6에, 용접성 시험 결과를 강관의 기계적 특성 및 변태점 온도(Ac1 변태점, Ac3 변태점) 등과 함께 하기 표 7, 8에 나타낸다.
Figure 112008019583312-PAT00005
Figure 112008019583312-PAT00006
Figure 112008019583312-PAT00007
Figure 112008019583312-PAT00008
이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 먼저, 시험 No. 1은 불림형 강판으로, Mo를 과잉으로 함유하는 것이며, 게다가 CEN 값이 본 발명의 바람직한 상한을 초과하고 있기 때문에, 내용접 균열성이 열화되고, HAZ 인성도 저위이다.
시험 No. 2는 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 만족하는 강재를 가속 냉각한 그대로의 재료이며, 항복 신도가 작아져, 냉간 가공 후의 항복비 YR이 목표값인 85% 이하를 만족하지 않는 것으로 되어 있다.
시험 No. 3의 것은, 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 만족하는 강재의 N-Q' 그대로의 재료이며, 담금질한 그대로의 섬형상 마르텐사이트상이 많아, 강판 및 강관의 인성이 뒤떨어져 있다. 시험 No. 9와 11은 CEN 값이 0.40% 이상이기 때문에, 용접 균열 방지 온도가 25℃ 이하를 만족하고 있지 않다. 시험 No. 10의 것은, CEN 값이 본 발명에서 규정하는 범위를 하회하는 것이며, 페라이트 분율이 크고, 펄라이트 분율이 작기 때문에, 강판 및 강관의 인장 강도 TS가 목표값을 만족하고 있지 않다.
시험 No. 12는 비 [Mn]/[C]가 본 발명에서 규정하는 범위보다 크게 되어 있고, 항복 신도가 작게 되어 있어, 냉간 가공 후의 항복비 YR이 목표값을 상회하고 있다.
시험 No. 13은 C 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있고, 펄라이트 분율이 커서, 강재, 냉간 가공 후의 인성이 뒤떨어져 있다. 시험 No. 16은 Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 적게 되어 있고, 템퍼링 마르텐사이트 분율이 작아, 강판, 냉간 성형 후의 인장 강도가 목표값을 만족하고 있지 않다.
시험 No. 17은 Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있고, 템퍼링 마르텐사이트 분율이 커서, 강판, 냉간 성형 후의 항복비 YR, 인성이 목표값을 만족하고 있지 않다. 시험 No. 20은 sol. Al 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 적게 되어 있고, 페라이트 입경이 거칠고 크게 되어, 강판 및 냉간 성형 후의 인성이 뒤떨어지는 것으로 되어 있다. 시험 No. 21은 sol. Al 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있고, 비금속 개재물의 생성 밀도가 크게 되어 있는 것이 예상되어, HAZ 인성이 뒤떨어져 있다.
시험 No. 24는 N 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 적게 되어 있고, 항복 신도가 작게 되어 있기 때문에, 냉간 성형 후의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않게 되어 있다. 또한, 강판 및 강관의 인성이 뒤떨어지는 것으로 되어 있다. 시험 No. 25는 N 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있어, 강판 및 강관의 인성이 뒤떨어져 있다.
시험 No. 27은 Cr 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 펄라이트 분율이 크게 되어 있어, 강판 및 강관의 인성이 뒤떨어지는 동시에, HAZ 인성도 저위이다. 시험 No. 29는 Cu 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 항복 신도가 작게 되어 있어, 냉간 성형 후(강관)의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않는다.
시험 No. 31은 Ni 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 항복 신도 및 페리이트 입경이 작게 되어 있어, 강판 및 강관의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않는다. 시험 No. 33은 Nb 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 항복 신도 및 페라이트 입경이 작게 되어 있어, 강판 및 강관의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않고, 또한 용접 후의 고용 Nb 증가에 의해서 HAZ 인성이 저하하고 있다.
시험 No. 36은 Ti 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 강관의 항복비 YR이 높아, 강관의 인성과 HAZ 인성이 저하하고 있다. 시험 No. 38은 Ca 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 비금속 개재물이 증가하고 있는 것이 예상되어, HAZ 인성이 열화되고 있다. 시험 No. 40은 REM 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 비금속 개재물이 증가하고 있는 것이 예상되어, HAZ 인성이 열화되고 있다.
시험 No. 41은 본 발명에서 규정하는 화학 성분(바람직한 성분도 포함함) 이외의 B를 함유시킨 것으로, 폴리고날 페라이트(αp)의 분율이 작게 되어 있고, 베이나이트상(B)이 생성되기 때문에, 항복 신도가 작게 되어 있고, 강판 및 강관의 항복비 YR이 높게 되어 있다. 또한, HAZ 인성도 낮게 되어 있다. 시험 No. 43은 Mo 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 분율이 크게 되어 있어, 항복 신도가 작게 되고 있고, 냉간 성형 후(강관)의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않는다.
이에 반하여, 시험 No. 5의 것은 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성의 강재에 CR-Q'T를 실시한 것이며, 모든 특성에 있어서 목표값을 만족하는 것으로 되어 있다. 또한, 시험 No. 4, 6 내지 8, 14, 15, 18, 19, 22, 23, 26, 28, 30, 32, 34, 35, 37, 39, 42의 것은, 본 발명에서 규정하는 모든 요건을 만족하는 것이며, 모든 특성에 있어서 목표값을 만족하는 것으로 되어 있다. 또한, 시험 No. 11의 것은, CEN 값이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위를 상회하는 강종을 이용한 것이며, 내용접 균열성이 약간 저하하고 있지만, 다른 요건은 대략 양호하다.
또한, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강판에 대해서, 일본 건축학회의 강 구조 건축 용접부의 초음파 검사 규준ㆍ동 부칙표에 정의된 STB 음속비(V/VSTB)를 주 압연 방향(L 방향) 및 주 압연 방향에 직각인 방향(C 방향)에 대해서 측정하고, 부칙표 1에 따라서 STB와의 음속차의 유무를 판정한 바, 1.0 내지 1.010이고, 부칙표 1의 V/VSTB의 합격 범위인 0.995≤V/VSTB≤1.015(판 두께: 20mm 초과를 공칭 굴절 각도 70°의 탐상자(探傷子)로 탐상하는 경우)를 만족하는 것으로, 음향 이방성이 없는 강판이다고 판단할 수 있었다.
[실시예 2]
하기 표 9, 10에 나타내는 화학 성분 조성의 강을 통상의 제조 방법에 의해서 제조하여 강 슬래브로 한 후, 하기에 나타내는 어느 하나의 처리를 실행하여(타입 1 내지 5) 강판을 제조하였다. 또한, 표 1, 2에는, 상기 수학식 1로 규정되는 CEN 값과 [Mn]/[C]의 값에 대해서도 나타내었다. 이때의 제조 조건을 하기 표 11, 12에 나타낸다.
[처리 순서]
타입 1: 제어 압연(CR)을 행한 후, 불림(N)을 행하였다(후기 시험 No. 44). 여기서의 불림(N)은 Ac1 변태점 이상의 온도로부터의 공냉이다.
타입 2: 제어 압연 후, 가속 냉각하였다(후기 시험 No. 45).
타입 3: 제어 압연(CR)을 행한 후, 불림(N)을 행하고, 계속해서 2상역 온도에서 담금질(Q')을 행하였다(후기 시험 No. 46).
타입 4: 제어 압연(CR)을 행한 후, 2상역 온도에서 담금질(Q') 및 템퍼링(T)을 행하였다(후기 시험 No. 48).
타입 5: 제어 압연(CR)을 행한 후, 불림(N)을 행하고, 계속해서 2상역 온도에서 담금질(Q') 및 템퍼링(T)을 행하였다(후기 시험 No. 47, 49 내지 86)
Figure 112008019583312-PAT00009
Figure 112008019583312-PAT00010
Figure 112008019583312-PAT00011
Figure 112008019583312-PAT00012
얻어진 각 고장력 강판에 대해서, t/d를 0.10으로 하고 냉간 프레스 성형(프레스 벤드법)을 실행하여 원형 강관을 제작하였다(즉, 강관의 외경을 D로 했을 때 t/D가 0.10인 원형 강관). 강판의 t/4부(t: 판 두께)에 있어서의 기계적 특성(항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 항복 신도), 미크로 조직에 있어서의 각 상의 면적분율, 페라이트 입경, 및 강관의 관축과 평행 방향(L 방향)의 기계적 특성(항복비 YR, 인장 강도 TS 및 인성 vTrs)을 측정하여, 하기의 기준으로 재질을 평가하였다.
[재질 평가 기준]
재질 평가 기준으로서는, 강관의 벤딩 외면측 t/4부에 있어서의 관축 방향에서의 인장 강도 TS: 590 내지 740MPa, 항복비 YR: 85% 이하, 파면 천이 온도(vTrs): -5℃ 이하를 목표로 설정하였다. 또한, 강관에서의 상기 특성을 만족시키기 위해서, 강판 단계에서의 항복비 YR: 75% 이하, 항복 신도 : 0.6% 이상, 파면 천이 온도(vTrs): -25℃ 이하를 목표값으로서 설정하였다.
기계적 특성(강판 및 강관)의 평가 방법, 인성 평가 방법, 미크로 조직 측정 방법, 강관의 용접성(내용접 균열성 및 HAZ 인성) 등의 평가 방법은, 실시예 1과 동일하다. 강판의 미크로 조성 및 기계적 특성을 하기 표 13, 14에, 용접성 시험 결과를 강관의 기계적 특성 및 변태점 온도(Ac1 변태점, Ac3 변태점) 등과 함께 하기 표 15, 16에 나타낸다.
Figure 112008019583312-PAT00013
Figure 112008019583312-PAT00014
Figure 112008019583312-PAT00015
Figure 112008019583312-PAT00016
이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 먼저, 시험 No. 44는 QQ'T형 강판이며, 소량의 폴리고날 페라이트를 포함하는 베이나이트 주체의 미크로 조직으로 이루어져, 강판의 항복비 YR이 높고, 항복 신도도 작기 때문에, 냉간 성형 후의 항복비 YR이 높아져, 목표값의 85% 이하를 만족하지 않는 것으로 되어 있다.
시험 No. 45는 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 만족하는 강재의 직접 담금질 (DQ)-Q' 그대로의 재료이며, 항복 신도가 작아지고, 섬형상 마르텐사이트가 존재하기 때문에, 강판의 인성이 뒤떨어진다. 또한, 냉간 가공 후의 항복비 YR이 높아져, 목표값의 85% 이하를 만족하지 않는 것으로 되어 있다.
시험 No. 46의 것은 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 만족하는 강재의 N-Q' 그대로의 재료이며, 담금질한 그대로의 섬형상 마르텐사이트상이 많아, 강판 및 강관의 인성이 뒤떨어져 있다. 시험 No. 50, 51, 53의 것은, CEN 값이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위를 하회하고 있기 때문에, 강판 및 강관의 인장 강도 TS가 목표값을 만족하고 있지 않다.
시험 No. 54는 CEN 값이 본 발명에서 규정하는 범위(바람직한 범위)를 상회하는 강종을 이용한 것이며, 내용접 균열성이 뒤떨어져 있다. 시험 No. 55는 페라이트 입경이 작고, 게다가 비 [Mn]/[C]가 본 발명에서 규정하는 범위보다 크게 되어 있고(CEN 값도 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위를 하회하고 있음), 항복 신도가 작게 되어 있어, 냉간 가공 후의 항복비 YR이 목표값을 상회하고 있다.
시험 No. 56은 C 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있고, 펄라이트 분율이 커서, 강재 및 냉간 가공 후의 인성이 뒤떨어져 있다. 시험 No. 59는 Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 적게 되어 있고, 템퍼링 마르텐사이트 분율이 작아, 강판 및 냉간 성형 후의 인장 강도가 목표값을 만족하고 있지 않다.
시험 No. 60은 Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있고, 템퍼링 마르텐사이트 분율이 커서, 강판 및 냉간 성형 후의 항복비 YR, 인성이 목표값을 만족하고 있지 않고, HAZ 인성도 열화되고 있다. 시험 No. 63은 sol. Al 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 적게 되어 있고, 페라이트 입경이 거칠고 크게 되어, 강판 및 냉간 성형 후의 인성이 뒤떨어지는 것으로 되어 있다. 시험 No. 64는 sol. Al 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있고, 비금속 개재물의 생성 밀도가 크게 되어 있는 것이 예상되어, HAZ 인성이 뒤떨어져 있다.
시험 No. 67은 N 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 적게 되어 있고, 항복 신도가 작아지기 때문에, 냉간 성형 후의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않게 되어 있다. 또한, 강판, 강관의 인성 및 HAZ 인성이 뒤떨어지는 것으로 되어 있다. 시험 No. 68은 N 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많게 되어 있어, 강판, 강관의 인성 및 HAZ 인성이 뒤떨어져 있다.
시험 No. 70은 Cr 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 펄라이트 분율이 크게 되어 있어, 강판 및 강관의 인성이 뒤떨어지는 동시에, HAZ 인성도 저위이다. 시험 No. 72는 Cu 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 항복 신도가 작게 되어 있어, 냉간 성형 후(강관)의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않는다.
시험 No. 74는 Ni 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 항복 신도 및 페라이트 입경이 작게 되어 있어, 강판 및 강관의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않는다. 시험 No. 76은 Nb 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 항복 신도 및 페라이트 입경이 작게 되어 있어, 강판 및 강관의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않고, 또한 용접 후의 고용 Nb 증가에 의해서 HAZ 인성이 저하하고 있다.
시험 No. 79는 Ti 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 강관의 항복비 YR이 높아, 강관의 인성과 HAZ 인성이 저하하고 있다. 시험 No. 81은 Ca 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 비금속 개재물이 증가하고 있는 것이 예상되어, HAZ 인성이 열화되고 있다. 시험 No. 83은 REM 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 비금속 개재물이 증가하고 있는 것이 예상되어, HAZ 인성이 열화되고 있다.
시험 No. 84는 본 발명에서 규정하는 화학 성분(바람직한 성분도 포함함) 이외의 B를 함유시킨 것이며, 폴리고날 페라이트(αp)의 분율이 작게 되어 있고, 베이나이트상(B)이 생성되기 때문에, 항복 신도가 작게 되어 있어, 강판 및 강관의 항복비 YR이 높게 되어 있다. 또한, HAZ 인성도 낮게 되어 있다. 시험 No. 86은 Mo 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다 많게 되어 있고, 템퍼링 마르텐사이트의 분율이 크게 되어 있어, 항복 신도가 작게 되어 있고, 냉간 성형 후(강관)의 항복비 YR이 목표값을 만족하지 않는다.
이에 반하여, 시험 No. 48의 것은 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성의 강재에 CR-Q'T를 실시한 것이며, 모든 특성에 있어서 목표값을 만족하는 것으로 되어 있다. 또한, 시험 No. 47, 49, 52, 57, 58, 61, 62, 65, 66, 69, 71, 73, 75, 77, 78, 80, 82, 85의 것은, 본 발명에서 규정하는 모든 요건을 만족하는 것이며, 모든 특성에 있어서 목표값을 만족하는 것으로 되어 있다. 또한, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강판에 대해서, 실시예 1과 마찬가지로 하여 음향 이방성에 대해 조사한 바, 상기 V/VSTB의 합격 범위인 0.995≤V/VSTB≤1.015의 범위 내에 있는 것을 확인할 수 있었다.
도 1은 시험 No. 6에서 얻어진 강판의 미크로 조직을 나타내는 단면 대용 현미경 사진(100배)이다.
도 2는 시험 No. 6에서 얻어진 강판의 미크로 조직을 나타내는 도면 대용 현미경 사진(400배)이다.
도 3은 시험 No. 47에서 얻어진 강판의 미크로 조직을 나타내는 도면 대용 현미경 사진(100배)이다.
도 4는 시험 No. 47에서 얻어진 강판의 미크로 조직을 나타내는 도면 대용 현미경 사진(400배)이다.

Claims (12)

  1. C: 0.07 내지 0.18%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.05 내지 0.7%, Mn: 1.0 내지 1.7%, sol. Al: 0.005 내지 0.08% 및 N: 0.001 내지 0.008%를 함유하고,
    Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비가 [Mn]/[C]≤2를 만족하고,
    하기 수학식 1로 표시되는 CEN 값이 0.23 내지 0.45%의 범위 내에 있고,
    미크로 조직이, 폴리고날 페라이트상: 65 내지 85면적%, 밴드형상 펄라이트상: 5 내지 20면적%, 페라이트 입계에 존재하는 입상의 템퍼링 마르텐사이트상: 3 내지 15면적%로 구성되고,
    상기 폴리고날 페라이트상의 평균 원상당 직경이 10 내지 40㎛이고,
    항복비 YR이 75% 이하이고, 항복 신도가 0.6% 이상인
    강재.
    수학식 1
    CEN=[C]+A(c)ㆍ{[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5}
    (단, A(c)=0.75+0.25ㆍtanh{20([C]-0.12)}이며, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb] 및 [V]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb 및 V의 함유량(질량%)을 나타냄)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 수학식 1로 표시되는 CEN 값이 0.23% 이상 0.39% 미만의 범위 내에 있 고, 인장 강도가 490 내지 670MPa인 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    Cr: 0.05 내지 0.7%, Mo: 0.03 내지 0.08% 및 V: 0.02 내지 0.08%로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 더 포함하는 강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    Cr: 0.05 내지 0.7%, Mo: 0.03 내지 0.08% 및 V: 0.02 내지 0.08%로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 더 포함하고, 상기 수학식 1로 표시되는 CEN 값이 0.39 내지 0.45%의 범위 내에 있고, 인장 강도가 590 내지 740MPa인 강재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    Cu: 0.05 내지 0.5% 및 Ni: 0.05 내지 3.0% 중 적어도 한쪽을 더 함유하는 강재.
  6. 제 1 항에 있어서,
    Ti: 0.002 내지 0.025%를 더 함유하는 강재.
  7. 제 1 항에 있어서,
    Nb: 0.005 내지 0.040%를 더 함유하는 강재.
  8. 제 1 항에 있어서,
    Ca: 0.0005 내지 0.005%를 더 함유하는 강재.
  9. 제 1 항에 있어서,
    희토류 원소: 0.002 내지 0.02%를 더 함유하는 강재.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 기재된 강재를 냉간 성형하여 형성된 냉간 성형 강관으로서, 상기 강재로부터 얻어지는 강판의 판 두께를 t(mm), 강관의 직경 또는 외측 냉간 벤딩부 직경을 d(mm)로 했을 때에, 이것들의 비(t/d)가 0.10 이하인 냉간 성형 부위를 갖는 냉간 성형 강관.
  11. 제 10 항에 있어서,
    항복비 YR이 85% 이하인 냉간 성형 강관.
  12. 제 10 항에 있어서,
    강관의 축 직각 단면 형상이 원형 또는 각형이며, 냉간 성형된 그대로의 것인 냉간 성형 강관.
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