KR20080087875A - 용접좌굴변형이 적은 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

강재의 성분조성과 강도특성, 특히 모재강도와 용접열영향을 받은 후의 강도와의 밸런스를 제어함으로써, 특히 선각구조체를 용접건조할 때 용접현장에서 "마른말변형"이라 불리는 면외좌굴변형을 가급적 억제할 수 있는 용접좌굴변형이 적은 강판을 제공한다. 강판의 항복응력을 (YP₀), 이강판에 용접시의 열영향을 모의하여 본문에 기재한 열이력을 부여한 후의 항복응력을 (YP₁)라 했을 때, YP₀가 400MPa 이상이며 또한 YP₀/YP₁가 1 이상이다.

Description

용접좌굴변형이 적은 강판 및 그 제조방법{Steel sheet with less weld buckling deformation, and process for producing the same}

본 발명은 주로 선각(船殼)구조체 등에 사용되는 강판으로서, 비교적 박육(薄肉)임에도 불구하고 용접시 좌굴변형이 적고 용접건조(溶接建造)후에도 교정 등의 필요 없이 높은 구축시공성을 얻을 수 있는 강판과 그 제조방법에 관한 것이다.

선각구조체의 상방부(上方部)를 구성하는 외각부를 구축할 때에는 구조강도를 높이기 위해 강판에 보강리브(rib)을 용접고정하는 것이 일반적이다. 그 때, 용접접합부 및 용접열영향부는 용접시의 열에 의해 용융 혹은 조직변태(α→γ로의 역변태)하기 때문에, 그 후에 상온까지 강온(냉각)해서 고화(固化)할 때 열수축을 일으킨다. 그러나 사방이 보강리브로 구속되어 있는 경우는 자유로이 수축할 수 없기 때문에 당해 용접부의 항복응력에 상당하는 인장 잔류응력이 발생한다. 그 때 상기 잔류응력으로 인해 용접구축물이 면외좌굴변형(面外座屈變形)을 일으키기도 하는데, 이 변형은 용접작업현장의 일부에서 "마른 말(馬) 변형"이라고도 불리운다.

그런데, 선각구조체의 외각부 등에 이러한 좌굴변형이 일어나면 외관이 나빠지므로, 종래에는 이러한 면외좌굴변형을 교정하기 위하여 프레스교정이나 스폿 가열교정 등을 행하였다. 그러나 이러한 교정작업은 번잡하고 많은 일손을 필요로할 뿐 아니라 공사기간을 연장시키는 큰 원인이 되므로 이러한 용접에 의한 외면좌굴변형이 일어나지 않도록 한 강판의 개발이 요구되어 왔다.

그런데, 예컨대 일본 특개 평6-172921호 공보에는 해양구조물이나 건축물, 교량 등에 쓰이는 구조용 강판을 대상으로, 비교적 후육(厚肉, 10㎜ 정도 이상)의 강판을 저입열용접(低入熱溶接)했을 때 문제되는 용접각변형(溶接角變形)의 저감을 목적으로 한 개량기술이 개시되어 있다. 이 발명은, 용접열 영향을 받는 강판의 항복응력을 높여 용접변형을 저지하고자 하는 발명으로, 구체적으로는 용접열영향을 받는 강판의 항복응력을 높이기 위한 방법으로 강재의 성분조성을 특정함과 아울러, 강재 단면의 미크로조직의 적어도 30면적% 이상을 미세한 카바이드가 분산된 베이나이트조직으로 하고, 항복강도를 360MPa 이상으로 높임으로써 용접변형이 생기기 쉬운 400℃ 이상의 중온역(中溫域)의 항복강도를 높여 상술한 바와 같은 철강구조물을 구축할 때에 일반적으로 채용되는 모서리살 용접시의 소위 각변형(角變形)을 1/2 레벨 이하로 저감하고자 한 것이다.

또한 일본 특개 2003-268484호 공보에서도, 마찬가지로 해양구조물이나 건축물, 교량 등에 쓰이는 구조용 강판을 대상으로, 비교적 후육(10㎜정도 이상)의 강판을 모서리살 용접했을 때 문제되는 용접각변형(溶接角變形)의 저감을 목적으로 한 개량기술이 개시되어 있다. 이 발명도, 용접열 영향을 받는 강재의 항복응력을 높여 용접변형을 저지하고자 한 것이다. 구체적으로는 용접열영향을 받는 강판의 항복응력을 높이기 위한 방법으로, 강재의 성분조성을 특정함과 아울러, 미크로조직을 평균입경이 작은 베이나이트 및/또는 마르텐사이트와 페라이트 및/또는 퍼얼라이트(pearlite)로 하고, 또한 미세한 탄질화물을 다량 존재하도록 함으로써 용접변형이 생기기 쉬운 중온역(中溫域)의 항복강도를 높여 모서리살 용접에 의한 각변형을 억제한 것이다.

그러나 이들 발명은 전술한 바와 같이 비교적 후육의 강판을 대상으로 하고, 또한 용접열영향부의 항복응력을 높임으로써 각변형의 억제를 도모한 것으로, 뒤에 발명의 상세한 설명에서 서술하겠지만 용접부의 강도상승을 억제함으로써 "마른말 현상"을 방지하는 본 발명과는 기술사상이 본질적으로 다르다.

(발명의 개시)

(발명이 해결하고자 하는 과제)

본 발명에서 개선하고자 하는 면외 좌굴변형(이른바 "마른말 변형")은 비교적 박육(통상 10㎜정도 미만)의 강판에 보강리브을 용접하여 강화했을 때 보이는 스트레인 변형으로, 예컨대 도 2에서와 같이 강판(1)의 편면(片面)측에 같은 정도의 두께를 가진 보강리브(2)을 용접하여 구조강도를 주었을 때 생기는 용접열에 의한 이음부 용융과 그 후의 냉각시의 응고수축, 또한 그때에 모재나 용접열영향부에 생기는 잔류응력 등이 복잡하게 영향을 끼쳐 용접구조체의 평판부가 도 2의 특히 A-A'선 단면도에서 보이는 바와 같이 "마른말의 뒷면"형상과 같은 형상으로 좌굴변형을 일으킨 현상이다.

이러한 좌굴변형의 발생원인에 대해서는 나중에 설명하겠지만, 본 발명은 강판의 성분조성이나 강도특성, 특히 모재강도와 열영향을 받은 후의 강도와의 밸런스를 제어함으로써 이러한 마른말변형을 가급적 억제한 강판을 제공하고, 또한 그와 같은 강판을 확실히 얻을 수 있는 제조방법을 제공한다.

(과제를 해결하기 위한 수단)

상기 과제를 해결할 수 있는 본 발명의 용접좌굴변형이 적은 강판은, 강판의 항복응력을 (YP₀), 인장강도를 (TS₀), 당해 강판에 용접시의 열영향을 모의시험하여 하기(下記)의 열이력을 부여한 후의 항복응력을 (YP₁)라 했을 때, YP₀(모재강도)가 250MPa 이상, TS₀가 400MPa 이상, YP₁이400MPa 이하이고, 또한 YP₀/YP₁이 1 이상인 것을 특징으로 한다.

(열이력 부여조건)

열이력 패턴 : 도 1과 같고,

열이력 부여장치 : 후지 덴파고우키샤(Fuji Electronic Industrial Co., Ltd.)제의 50키로와트 열사이클 재현장치를 사용.

본 발명의 상기 강재의 보다 바람직한 제 1 실시형태는 이 강재가 하기 a) 또는 b)와 같은 화학성분과

칭성지수(DI값)를 만족하는 것이다.

a) 화학성분;

C : 0.005 ~ 0.12%,

Si : 0.05 ~ 0.5%,

Mn : 0.05 ~ 1.2%를함유하고,

잔부 : Fe 및 불가피불순물,

DI=1.16×[√(C/10)]×(0.7×Si+1)×(3.33×Mn+1)×(0.35×Cu+1)×(0.36×Ni+1)×(2.16×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(1.75×V+1)×(200×B+1)≤0.38

(식 중의 기호는 각 원소의 함유율(질량%)를 나타낸다)

b) 화학성분;

C : 0.005 ~ 0.12%,

Si : 0.05 ~ 0.5%,

Mn : 0.05 ~ 1.2%,

N : 0.002 ~ 0.007%를 만족하고, 그 외에

Nb : 0.005 ~ 0.03%, V : 0.005 ~ 0.075%, Ti : 0.005 ~ 0.03%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하고,

잔부 : Fe 및 불가피불순물.

DI=1.16×[√(C/10)]×(0.7×Si+1)×(3.33×Mn+1)×(0.35×Cu+1)×(0.36×Ni+1)×(2.16×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(1.75×V+1)×(200×B+1)≤0.38

(식 중의 기호는 각 원소의 함유율(질량%)를 나타낸다)

또한, 보다 바람직한 제 2의 실시형태는, 이 강재가 하기 화학성분과 상기 DI값을 만족하는 것이다.

화학성분 ;

C : 0.005 ~ 0.12%,

Si : 0.05 ~ 0.5%,

Mn : 0.05 ~ 1.2%,

N : 0.002 ~ 0.007%를 만족하고, 그 외에

Nb : 0.005 ~ 0.03%, V : 0.005 ~ 0.075%, Ti : 0.005 ~ 0.03%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유함과 아울러 하기식(Ⅰ)의 관계를 만족하며

Nb/6.63N + V/3.64N + Ti/3.41N ＞ 1 ‥‥(Ⅰ)

잔부 : Fe 및 불가피불순물.

상기 본 발명의 강재에는 또한 다른 원소로서 Ca:0.0005~0.003%, Zr:0.0005~0.004%, REM:0.0005~0.005%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것이어도 좋고, 또는 다른 원소로서 Ni:0.2% 이하, Cu:0.2% 이하, Cr:0.2% 이하, Mo:0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하는 것이어도 좋다.

또한 본 발명의 용접좌굴변형이 적은 강판의 제조방법은, 상기 제 1 실시태양에 기재된 요건을 만족하는 강편을 사용하는 경우에 적용되는 방법으로, 950℃ 이상으로 가열한 후 목표 판두께까지 압연할 때, 하기식으로 산출된 Ar₃변태점 이하의 온도역에서의 누적압하율이 30% 이상 되도록 압연함으로써 상기 특성을 부여하고,

Ar₃(℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo

(식 중의 화학기호는 각 원소의 (질량%)를 나타낸다)

또한 상기 제 2 실시태양에 기재된 요건을 만족하는 강편을 사용한 경우는, 950℃ 이상으로 가열한 후 목표 판두께까지 압연할 때, 판두께방향으로 평균온도 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율을 50% 이상으로 하고, 목표 판두께까지 압연하고 압연을 종료함으로써 상기 특성을 부여하는 것을 특징으로 한다.

(발명의 효과)

본 발명에 따르면, 예컨대 선각구조체용의 강판 등으로서 충분한 구조강도를 유지하며 용접성이 우수함과 아울러 용접에 수반되는 면외 좌굴변형(이른바 "마른말 변형")을 가급적 억제할 수 있다. 그 결과 용접후의 교정처리를 실질적으로 할 필요가 없게 되어 작업효율을 대폭 높일 수 있으며, 공사기간을 현저히 단축시킬 수 있다. 또한 본 발명의 제조방법에 의하면, 고가(高價)의 합금원소 등의 배합량을 최소한으로 억제한 강재를 사용함으로써 목표특성을 갖는 강판을 저가(低價)로 제공할 수 있다.

(발명을 실시하기 위한 최량의 형태)

본 발명자들은 전술한 바와 같은 상황하에서 용접시공시에 생기는 "마른말현상"이라 불리우는 면외좌굴변형에 주목하고, 그 효율적인 방지법을 개발하고자 "마른말현상"의 발생메카니즘에 대하여 검토한 바, 다음과 같은 사실을 확인할 수 있었다.

용접건조에 있어서, 용접시에 용융한 부분과 그 근방(이하, 용접선근방부라 함)은 상온까지 강온할 때에 열수축을 일으킨다.

상기 열수축할 때, 용접선근방부는 사방이 보강리브으로 구속되어 있기 때문에 자유로이 수축할 수 없으므로, 수축에 의해 생기는 변형량부족을 소성변형(塑性變形)으로 보충하고자 한다. 그 결과, 이 영역에는 그 온도에서의 항복응력(降伏應力)에 상당하는 인장잔류응력(引張殘留應力)이 발생한다. 그리고 이 강판의 용접선(溶接線)근방부가 상온까지 강온한 상태에서는 용접선근방부의 상온에서의 항복응력에 상당하는 인장잔류응력이 발생한다.

이러한 현상과 더불어 용접선으로부터 떨어진 부분에는 용접선근방부에서 생긴 인장잔류응력과 균형을 이루기 위하여 압축잔류응력이 생긴다.

그리고 상기 압축잔류응력이 해당 강판의 좌굴임계강도를 넘으면 면외좌굴변형, 즉 "마른말현상"이 생기게 된다.

상기 메카니즘 중 (2)는「용접선근방부에 발생하는 잔류응력은 용접열영향을 받는 부분의 항복응력레벨에 의존한다」는 것을 의미하므로, 면외좌굴변형을 억제하는데는 다음과 같은 점을 고려할 필요가 있다.

즉, 「용접시 열영향으로 해당 강판의 Ar₃ 변태점 이상으로 가열된 영역이 상온까지 강온(냉각)된 시점에서, 해당영역부분의 항복응력이 극력 낮은 것」이 중요하고, 그러한 경우는 용접선에서 떨어진 부위에 생긴 압축잔류응력도 저감하므로 그에 따라 면외 좌굴변형을 일으키기 어렵게 된다.

그런데 강재에 있어서는 첨가합금원소량이 많은 경우, 용접열에 의해 Ar₃ 변태점 이상으로 가열된 영역은 그 후의 냉각과정에서 베이나이트나 마르텐사이트 등의 경질조직이 형성되기 쉽고, 용접열영향부의 항복응력은 모재의 그것보다도 높게 되는 일이 많다. 이 경우, 상기 메카니즘(2)으로 하면 해당 강판의 용접선에서 떨어진 부위에 생긴 압축잔류응력레벨이 높아지므로 면외좌굴변형의 저감은 실현불가능하게 된다. 따라서 상기 메카니즘(2)을 고려하여 용접열영향부의 항복응력의 상승을 억제하는 데에는

칭경화작용을 갖는 첨가합금원소를 극력저감할 필요가 있다.

또한 전술한 바와 같이 면외좌굴변형은 용접열영향부의 열수축에 기인하여 발생한 압축잔류응력에 의해 생기는데, 이 좌굴변형에는 그 때의 잔류응력뿐만 아니라 해당 강판(모재)의 항복응력도 관계가 있는 것으로 확인되었다. 즉, 같은 레벨의 잔류응력이 존재하는 경우는 모재 자체의 항복응력이 적을수록 좌굴변형을 일으키기 쉽다. 이 점에 대해서 검토해본 결과, 강판(모재)의 항복응력을 해당 강판의 열영향부의 항복응력보다도 높게 하면 마른말현상을 가급적 억제할 수 있는 것이 확인되었다.

또한 용접열영향부의 강도는 Ac₃ 변태점(α→γ역변태가 완료된 온도) 이상으로 가열된 영역이 주위의 강판에 전열하고 강판표면에서 공기중으로 방열하여 상온까지 냉각되고 다시 γ→α변태를 일으킨 때에 형성된 조직변태에 의해 결정되므로, 거의 화학성분만으로 결정된다. 한편, 모재강도는 화학성분 이외에 압연조건의 변화에 따라 변동하므로, 화학성분과 압연조건을 제어함으로써 모재강도와 용접열영향부의 강도를 제어할 수 있는 것이 확인되었다.

이러한 지견(知見)하에 본 발명은, 제 1 필수요건으로서 강판의 항복응력과 해당 강판을 용접했을 때의 열영향부의 항복응력의 관계를 양자의 비, 즉(강판의 항복응력)/(해당강판을 용접했을 때의 열영향부의 항복응력)이 1 이상, 다시 말해, (강판의 항복응력)을 (해당 강판을 용접했을 때의 열영향부의 항복응력)보다도 크게 하면 마른말현상을 가급적 방지할 수 있는 것을 밝혀낸 것이다.

따라서 본 발명에서는 강판(모재)의 항복응력을 (YP₀)라 하고, 또한 용접시의 열영향을 모의한 열이력을 받았을 때의 항복응력을 표준화하기 위해 해당강판에 전술한 열이력을 부여한 후의 항복응력을 (YP₁)라 하고, 이들 (YP₀/YP₁)의 값이 1 이상인 것을 제 1 필수요건으로 정하였다. 보다 바람직한 (YP₀/YP₁)의 값은 1.2 이상이다.

단, 강판모재의 항복응력이 너무 낮은 경우는 선각구조체 등의 구조용 강판으로서 강도가 부족하게 되어 필요한 구조강도를 확보할 수 없게 되므로, 강판모재로서의 항복응력 및 인장응력의 하한치를 각각 「250MPa 이상」,「400MPa 이상」으로 정하였다.

또한 도 3은 후술할 실시예를 포함한 많은 실험데이터 중에서, (강판모재의 항복응력:YP₀)/(용접열영향부의 항복응력:YP₁)의 비율이 면외좌굴변형량에 끼치는 영향을 정리하여 나타낸 그래프이고, 이 (YP₀/YP₁)의 비가 1.0을 경계로 하여 그 미만에서는 면외좌굴변형량이 4.0을 넘는데 비해, 이 비가 1.0 이상이 되면 면외좌굴변형량은 4.0 이하의 낮은 값으로 되었다.

또한 도 4는 마찬가지로 많은 실험데이터 중에서 용접열영향부의 항복응력과 면외좌굴변형량의 관계를 정리하여 나타낸 그래프로서, 이 그래프에서 보면 용접열영향부의 항복응력이 400MPa 이하에서는 면외좌굴변형량이 허용범위인 4.0㎜ 이하로 억제된데 반해, 400MPa를 넘으면 면외좌굴변형량은 명확히 4.0㎜을 넘게 되는 것을 볼 수 있다. 이로부터 또한 용접열영향부의 항복응력은 400MPa 이하로 억제되는 것이 마른말현상을 억제하는데 유효하다는 것을 알 수 있다.

다음으로, 상기 특성을 얻기 위한 바람직한 요건을 도출해보면, 강판모재와 용접열영향부의 항복응력에 적지 않은 영향을 미치는 함유원소와, 이들 원소의 종합적인 지표가 되는

칭성 지수(DI값)에 대하여 검토를 거듭하였다.

그 결과, 상기 특성을 얻기 위한 바람직한 제 1 요건으로서 사용하는 강재의 화학성분에 따라 상기 식으로 계산되는 DI값이 0.38(단위:인치) 이하로 되도록 구성원소의 함유율을 조정하는 것이 매우 중요하다는 것을 알 수 있었다.

이들 DI값의 상한을 정하는 것은 강재자체의

칭경화성을 저감하고, 용접부 및 그 열영향부가 고온으로 가열된 후 상온부근까지 강온했을 때

칭경화에 의해 강도상승을 일으키는 것을 방지하고, 마른말현상을 일으키는 최대 원인인 용접부 및 열영향부의 용접후 항복응력을 가급적 낮게 억제하기 위한 것이다.

덧붙여 상기 DI값, 즉 강재의 칭성지수가 0.38을 넘으면 강소재의

칭경화성이 높아지고, 이에 따라 용접후 냉각과정에서 이 용접부와 열영향부가

칭경화를 일으켜 이 부위의 항복응력이 상승한다. 이와 더불어 상기 메가니즘(2)에서 설명한 바와 같이 용접선근방부의 인장잔류응력이 높아지고, 따라서 이 인장잔류응력과 균형을 이루도록 용접선에서 떨어진 부분에 발생하는 압축잔류응력도 증대하여 마른말현상을 촉진시키는 원인이 된다. 그러므로 이러한 현상을 억제하기 위해서는 그 근원이 되는 DI값을 0.38 이하로 억제하는 것이 필수적이다. 이들의

칭성지수의 보다 바람직한 값은 0.37 이하, 더욱 바람직하게는 0.36 이하이지만, 강재의

칭성지수가 너무 낮아지면 용접열영향부의 강도가 불충분하게 되어 구조용 강으로서의 필요강도를 확보하기 어려우므로 그 하한을 0.22정도 이상, 보다 바람직하게는 0.24정도 이상으로 하는 것이 좋다.

또한 강재가 석출경화원소로서 적당량의 Nb, V, Ti를 함유하는 경우는 그들 원소의 탄화물과 탄질화물의 석출경화에 의해 모재강도가 높아지므로, 해당 강재의 DI값은 0.09정도라도 상관없지만 바람직한 것은 0.16정도 이상이다.

또한 강재의 탄소당량이 너무 낮아지면, 후술할 제조방법에서 설명하겠지만, 모재강도향상을 위한 처리에도 관계없이 모재강도가 불충분하게 되어 구조용강으로서의 필요강도를 확보하기 어렵게 되므로 그 하한은 0.15정도 이상, 보다 바람직하게는 0.16정도 이상으로 하는 것이 좋다.

다음으로 본 발명에서 사용하는 강재의 바람직한 화학성분에 대하여 설명한다. 본 발명의 강판은 이하에 설명하는 바와 같이 2종의 강재(강재 1, 강재 2)로 분류된다.

본 발명에서 쓰이는 강재 1의 바람직한 화학성분은, C:0.005~0.12%, Si:0.05~0.5%, Mn:0.05~1.2%로, 잔부는 Fe 및 불가피불순물로 이루어지고, 또는 이들 원소에 더하여 N:0.002~0.007%를 함유하고, 또한 Nb:0.005~0.03%, V:0.005~0.075%, Ti:0.005~0.03%으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 강재로서, 이들 각 성분의 함유율을 규정한 이유는 다음과 같다.

C : 0.005 ~ 0.12%

C는 강판모재로서 필요한 구조강도를 확보하는데 가장 유효하고 또한 저가이므로 첨가불가결한 원소이며, 0.005% 미만에서는 강도가 부족하게 되므로 그 이상의 함유를 필수로 한다. 보다 바람직한 C 함량은 0.01% 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, 본 발명에서는 전술한 바와 같이 용접열영향부의

칭경화특성을 억제함으로써 마른말현상을 저감하기 때문에, 강재의 DI값을 제어할 필요가 있고, 이 DI값은 C의 영향이 크기 때문에 C 함량은 많아도 0.12% 이하, 바람직하게는 0.11% 이하, 더욱 바람직하게는 0.10% 이하로 제어하는 것이 좋다.

Si : 0.05 ~ 0.5%

Si는 용강의 탈산재로서의 역할을 함과 동시에 DI값을 상승시켜 모재강도 향상에 기여하는 원소이기 때문에 적어도 0.05% 정도 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.10% 이상이다. 그러나 과도하게 첨가하는 것은 용접열영향부의

칭경화성을 상승시켜 해당영역에 발생하는 잔류응력을 크게함과 아울러 이 영역의 저온인성을 열화시키기 때문에 0.5%를 상한으로 한다. 바람직하게는 0.4% 이하, 더욱 바람직하게는 0.3% 이하로 제어하는 것이 좋다.

Mn : 0.05 ~ 1.2%

Mn은 모재강도를 높이는 역할을 함과 아울러 DI값을 상승시켜 모재강도의 향상에 기여하므로, 적어도 0.05% 이상 함유시키는 것이 좋다. 바람직하게는 0.10% 이상, 더욱 바람직하게는 0.20% 이상이다. 그러나 과도한 첨가는 용접열영향부의

칭경화성을 상승시켜 해당 영역에 발생하는 잔류응력을 크게함과 아울러 이 영역의 저온인성을 열화시키기 때문에, 많아도 1.2% 이하를 상한으로 한다. 바람직하게는 1.0% 이하, 더욱 바람직하게는 0.8% 이하로 제어하는 것이 좋다.

상기 원소에 N과 Nb, V, Ti의 1종 이상을 함유시키는 경우는,

N:0.002~0.007%이고, 또한 Nb:0.005~0.03%, V:0.005~0.075%, Ti:0.005~0.03%의 1종 이상;

본 발명에 있어서 N은 Nb, V, Ti와 결합하여 질화물의 생성원이 되고, 이들 질화물은 용접열영향부의 오스테나이트조직의 조대화억제에 효과적으로 작용하므로, 용접열영향부의 인성향상에 기여한다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘시키기 위해서는 N 및 Nb, V, Ti를 상기 범위로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 이용된 강재의 잔부성분은 실질적으로 철(Fe)과 불가피적으로 혼입된 불순물로서, 그 중에는 Al, P, S 등도 포함된다. 즉 Al은 탈산제로서 이용되는 원소로서, 강중의 고용산소량을 충분히 저감하고 모재의 인성열화를 억제하기 위해서는 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나 과도한 함유는 비금속계 개재물의 형성원이 되어 모재인성이나 용접열영향부의 인성을 열화시키는 원인이 되므로 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.04% 이하로 억제하는 것이 좋다.

또한 P, S는 모두 강중에 불가피적으로 혼입되어 온 원소로서, 또한 개재물원이 되어 강판의 모재인성 및 용접열영향부의 인성에 악영향을 끼치므로, P는 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.03% 이하, 더욱 바람직하게는 0.02% 이하로 억제하는 것이 좋고, 또한 S는 0.02% 이하, 보다 바람직하게는 0.01% 이하, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하로 억제하는 것이 좋다.

그리고, 상기 성분요건을 만족하는 강재 1의 DI값은 상기 식으로 계산된 값으로 0.38 이하인 것이 필요하다.

다음으로, 본 발명에 이용되는 강재 2의 바람직한 화학성분은, 상기 강재 1에서 규정한 C, Si, Mn 함유율범위에 더하여 N 함량, 그리고 Nb, V, Ti로부터 선택된 적어도 1종의 함유량을 만족하며, 또한 N함량과 Nb, V, Ti의 함량의 관계가「Nb/6.63N+V/3.64N+Ti/3.41N＞1」을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피불순물로 이루어진다.

즉, N은 전술한 바와 같이 Nb, V, Ti와 질화물을 형성하여 용접열영향부의 인성향상에 기여하는데, 본 발명의 제 2 태양에 관한 강재 2는 Nb, V, Ti를 탄화물(또는 탄질화물)로서 석출시킴으로써 석출경화에 의해 강도 업(up)을 도모하고, Nb, V, Ti의 질량비와의 관계에 있어서 이들이 질화물을 형성했더라도 또한 탄화물로서의 생성량도 확보되어 석출경화효과를 발휘하기 위한 요건으로서 「Nb/6.63N+V/3.64N+Ti/3.41N＞1」을 만족할 필요가 있다.

그리고 상기와 같이 Nb, V, Ti의 탄화물로서의 석출경화작용을 효과적으로 활용함으로써 뒤에 후술할 강판을 제조할 때의 열간압연시 온도와 압하율을 적정으로 제어하여 용접열영향부의 항복응력은 높아지는 일 없이, 압연시 이들 원소의 탄화물(또는 탄질화물)의 석출경화작용으로 강판모재의 항복응력 및 인장응력을 효과적으로 높일 수 있다.

이러한 Nb, V, Ti의 작용은 Nb:0.005% 이상(보다 바람직하게는 0.008% 이상), V:0.005% 이상(보다 바람직하게는 0.010% 이상), 또는 Ti:0.005% 이상(보다 바람직하게는 0.008% 이상) 함유시키고, 또한 「Nb/6.63N+V/3.64N+Ti/3.41N＞1」을 만족하는 경우에 유효하게 발휘된다. 그러나 이들 원소는 고가로서 소재비용을 높이는 원인이 될 뿐 아니라 이들 함량이 너무 많으면 석출하는 탄화물(또는 탄질화물)의 수나 체적분율이 과대하게 되어 모재의 저온인성이나 인장연성 등을 저하시키고 용접열에 의해 용해된 석출물이 다시 석출되기 쉽게 되므로 용접열영향부의 항복응력이 높아지게 된다. 그 결과 마른말변형량도 커지게 되는 문제가 생기므로 Nb는 0.03% 이하(보다 바람직하게는 0.025% 이하, 더욱 바람직하게는 0.020% 이하), V는 0.075% 이하(보다 바람직하게는 0.060% 이하, 더욱 바람직하게는 0.050% 이하), Ti는 0.030% 이하(보다 바람직하게는 0.025% 이하, 더욱 바람직하게는 0.020% 이하)로 억제해야 한다.

그리고 상기 성분요건을 만족하는 강재 2의 바람직한 DI값은 상기 식으로 계산된 값으로 0.38 이하인 것이 필요하다.

또한, 강재가 석출경화원소로서 적량의 Nb, V, Ti을 함유하는 경우는 이들 원소의 탄화물이나 탄질화물의 석출경화에 의해 모재강도가 높아지므로, 해당 강재의 DI값의 하한은 0.09정도라도 좋다. 그러나 바람직한 것은 0.16정도 이상이다.

본 발명에서 바람직하게 사용된 상기 강재 1, 2의 필수구성원소는 전술한 바와 같고, 잔부는 Fe 및 불가피불순물인데, 경우에 따라서는 또한 다른 원소로서 Ca:0.0005~0.003%, Zr:0.0005~0.004%, REM:0.0005~0.005%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종, 또는 Ni:0.2% 이하, Cu:0.2% 이하, Cr:0.2% 이하, Mo:0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것이어도 좋다.

상기 Ca, Zr, REM은 MnS 등의 A계 개재물(압연시에 압연방향으로 늘어나기 쉬운 개재물)을 구상화(球狀化)하여 내부크랙이나 용접열영향부로부터의 균열발생을 억제하는 효과를 갖는 점에서 동효(同效)원소이고, 이들 효과는 각각의 단독첨가 또는 2종 이상의 복합첨가에 의해 유효히 발휘된다. 이러한 효과를 효과적으로 발휘시키기 위해서는 Ca는 0.0003% 이상(보다 바람직하게는 0.0007% 이상), Zr은 0.0005% 이상(보다 바람직하게는 0.0010% 이상), REM은 0.0005% 이상(보다 바람직하게는 0.0010% 이상) 함유시키는 것이 좋다. 그러나 이들 함유량이 너무 많으면 각 원소의 산화물(CaO 등)이 다량 생성되어 모재인성이나 인장연성이 열화하는 폐해가 생기므로 Ca는 0.003% 이하(보다 바람직하게는 0.0025% 이하), Zr은 0.004% 이하(보다 바람직하게는 0.004% 이하), REM은 0.005% 이하(보다 바람직하게는 0.0035% 이하)로 각각 제어하는 것이 좋다.

또한 Ni, Cu, Cr, Mo은 모두

칭성을 높여 모재강도를 높이는 작용을 갖는 점에서 동효원소이고, 이들 효과는 각각의 단독첨가 혹은 2종 이상의 복합첨가에 의해 유효히 발휘된다. 그러나 이들 원소가 너무 많으면

칭성이 너무 높아져 용접열영향부의 항복응력이 높아지고 그 결과 마른말변형량도 커지게 되며, 또한 원료비가 높이 올라 제조코스트가 높아지게 되는 문제가 생기므로, Ni은 0.2% 이하(보다 바람직하게는 0.1% 이하), Cu는 0.2% 이하(보다 바람직하게는 0.1% 이하), Cr은 0.2% 이하(보다 바람직하게는 0.1% 이하), Mo은 0.1% 이하(보다 바람직하게는 0.05% 이하)로 억제하는 것이 좋다.

다음으로, 상기 화학성분의 특정 강재 1, 2는 모두 탄소당량이 낮고 또한 강화원소함량도 적기때문에 통상 강판의 제조조건을 그대로 적용하면 강판모재로서 충분한 강도를 확보할 수 없게 되고, 구조용 강으로서 강도가 부족하게 된다. 따라서 이를 실용화하기 위해서는 선각구조용 강판으로서 필요한 강도를 확보하면서 해당 강판을 이용한 용접선 근방부위는 저항복응력을 나타내는 특성을 양립시키기 위한 공부가 필요하다. 따라서 이를 위한 제조조건에 대하여 검토하였다.

본 발명에서 의도하고자 하는 저탄소ㆍ저합금강의 열연조직은 통상 페라이트상이 주체로 되고, 이러한 페라이트 주체조직의 강판의 강도를 높이는 수단으로서,

1) 페라이트 결정립의 미세화에 의한 강화,

2) Ar₃ 변태점 이하의 온도역에서의 압연으로 페라이트 상(相)의 가공경화를 활용한 강화,

3) 합금원소의 첨가에 의한 고용강화,

4) 금속탄화물 등의 석출강화를 활용한 강화,

등을 들 수 있다. 이들 중, 합금원소를 첨가하지 않고 강화할 수 있는 방법은 상기 1), 2)인데, 1)을 실시하는데에는 매우 큰 1파스 압하율로 압연하지 않으면 안되고, 매우 큰 압연기의 능력을 필요로 하던가, 혹은 압연사이즈(압연폭이 좁고 압연두께도 얇은) 등의 조건을 충족한 경우에만 실현할 수 있는 등, 현실적으로는 안정적으로 실현하는 것이 곤란하다. 또한 3)의 강화법으로는 겨우 30~50MPa 정도의 강화밖에 기대할 수 없다. 이에 대해 2)의 강화법은 압연온도를 엄밀히 관리하여 실현가능한 기술이고, 또한 상기 4)의 방법은 석출강화원소인 Nb, V, Ti를 함유하고 「Nb/6.63N+V/3.64N+Ti/3.41N≥1」을 만족하는 강재 2에 대해서는 적용 가능하다.

따라서 본 발명에서는 상기 강재 1의 성분요건을 만족하는 강편을 사용하는 경우는 소정의 모재강도(YP₀)를 확보하면서 용접열영향부의 항복응력(YP₁)과 모재의 항복응력(YP₀)의 비(YP₀/YP₁)가 1 이상 되도록 확보하기 위하여 해당 강편을 950℃ 이상으로 가열한 후, 목표 판두께까지 압연할 때 하기 식으로 산출된 Ar₃ 변태점 이하의 온도역에서의 누적압하율(累積壓下率)이 30% 이상 되도록 압연을 행한다.

Ar₃(℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo

(식 중, 화학기호는 각 원소의 함유율(질량%)을 나타낸다)

이 때, Ar₃ 변태점 이하의 온도역에서의 압하율을 높임에 따라 가공페라이트 조직이 증대하고, 이에 따라 모재의 항복강도는 높아진다. 특히 항복강도는 인장강도와 비교하여 크게 상승한다. 한편, 용접열영향부가 Ar₃ 변태점 이상으로 가열되면 페라이트(α)에서 오스테나이트(γ)로 변태하므로 가열전에 존재하고 있던 가공페라이트 조직은 리셋트되고, 그 후 냉각과정에서 생성한 페라이트 조직에 따른 항복응력을 나타내게 된다. 이 항복응력은 제 2상(주로 펄라이트)분율과 고용강화된 페라이트조직의 비율에 의해 거의 결정되므로, 첨가합금원소량에 따라 항복응력이 결정된다. 따라서 강판을 제조할 때, 압연시의 Ar₃변태점 이하의 온도역에서의 압하율을 높게 하면 가공경화에 의해 강판모재의 항복응력 및 인장응력, 특히 항복응력을 크게 높일 수 있다.

이러한 관점에서 실험을 거듭한 결과, 이 Ar₃ 변태점 이하의 온도역에서의 압하율을 30% 이상으로 하면 강판의 항복응력(YP₀)을 250MPa 이상, 인장강도를 400MPa 이상으로 확보하면서 이 강판의 항복응력(YP₀)과 용접열영향부의 항복응력(YP₁)의 비(YP₀/YP₁)를 1 이상으로 확보할 수 있다는 것을 확인할 수 있었다. 이러한 이유에서 강재 1의 성분요건을 만족하는 강편을 사용하는 경우는 이 강편을 950℃ 이상으로 가열한 후 목표판두께로 압연할 때 Ar₃ 변태점 이하의 온도역까지의 누적압하율을 30% 이상으로 하는 것이 필요하고, 보다 바람직하게는 40% 이상으로 하는 것이 좋다.

또한 도 5는 탄화물형성원소를 첨가하지 않은 강재(상기 강재 1)를 이용한 다양한 실험데이터 중에서 Ar₃ 변태점 이하의 압하율이 모재의 인장강도(TS₀)에 끼친 영향을 정리하여 나타낸 그래프로서, 400MPa 레벨 이상의 인장강도를 확보하기 위해서는 Ar₃ 변태점 이하의 압하율을 30% 이상으로 확보해야 한다는 것을 알 수 있다.

다음으로, 상기 강재 2의 성분요건을 만족하는 강편을 사용하는 경우는, 소정의 모재강도(YP₀)를 확보하면서 용접열영향부의 항복응력(YP₁)과 모재의 항복응력(YP₀)의 비(YP₀/YP₁)가 1 이상 되도록 확보하기 위하여 해당 강편을 950℃ 이상으로 가열한 후, 목표 판두께까지 압연할 때 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율을 50% 이상으로 압연을 종료함으로써 석출강화원소인 Nb, V, Ti의 작용을 유효히 발휘시키는 것이 필요하다.

또한 Nb, V, Ti의 탄화물(또는 탄질화물)의 석출온도역은 약 900℃ 이하이지만, 압연하지 않고 방치한 경우는 완전하게는 석출되지 않으므로 석출강화를 효과적으로 활용하기 위해서는 압연후에 템퍼링처리를 실시할 필요가 있다. 한편, 이들 탄화물 등의 석출온도역의 바로 위에서 압연을 행한 경우, 압연에 의해 도입된 전위 등의 결함부가 석출물 형성원소(Nb, V, Ti)의 집적(集積)사이즈 또는 탄화물의 생성사이즈가 되고, 혹은 전위확산(통상 확산(체확산이라 함)의 약 10배 이상의 속도로 확산)에 의해 석출물 형성원소의 집적을 촉진하여 탄화물의 석출이 촉진되어, 압연후에 템퍼링처리를 하지 않아도 템퍼링처리를 실시한 경우의 70~80%로 강화할 수 있다는 것을 알 수 있었다.

단, 단순히 석출온도역 바로 위에서 압연하기만 하면 좋은 것이 아니라, 본 발명에서 의도하는 상기 모재강도(항복응력;YP₀ 250MPa 이상, 인장강도;TS₀ 400MPa 이상)를 확보하면서, (YP₀/YP₁)을 1 이상으로 하기 위해서는 소재강편을 950℃ 이상에서 가열한 후 목표 판두께까지 압연할 때 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율이 50% 이상이어야 한다는 것을 알 수 있었다.

또한, 상기 탄화물 등의 석출온도역의 바로 위에서 압하율이 증가함에 따라 압연종료후의 냉각시 석출하는 탄화물 등의 량은 증대하고, 이에 따라 강판모재의 항복강도 및 인장강도는 상승한다. 한편, 용접열영향부가 Ar3 변태점 이상으로 가열되면 α(페라이트)에서 γ(오스테나이트)로 변태가 생기고, 또한 압연후의 냉각시 석출된 탄화물 등은 고용되어 버리기 때문에 가열전에 존재하고 있던 석출강화된 페라이트조직은 리셋트된다. 따라서 그 후 냉각과정에서 석출하기 위한 생성사이트가 부족하게 되므로 충분한 강화가 이루어지지 않게 된다.

따라서, 용접열영향을 받은 부분의 항복응력 및 인장응력은 냉각후에 생성한 페라이트(ferrite)조직에 따른 강도에, 약간(템퍼링처리시의 40~50% 정도)의 석출강화를 가한 강도를 나타내게 된다. 한편, 탄화물 등의 석출온도역 직상에서의 압하율을 높게하면 강판모재의 강도, 특히 항복응력을 효율 좋게 높일 수 있다. 그 결과로서 용접열영향부의 항복응력은 최소한으로 억제되면서 강판모재의 항복응력만을 높이는 것이 가능하게 된다.

이러한 관점으로부터 실험을 거듭한 결과, 950℃ 이상으로 가열한 후 목표판두께까지 압연할 때 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율을 50% 이상, 보다 바람직하게는 55% 이상으로 하여 압연을 종료하는 것이 좋다는 것을 알 수 있었다.

또한 도 6은, 탄화물형성원소를 첨가한 강재(상기 강재 2)를 이용한 다양한 실험데이터중에서 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율이 모재의 인장강도(TS₀)에 미친 영향을 정리하여 나타낸 그래프로서, 400MPa 레벨 이상의 인장강도를 확보하기 위해서는 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율이 50% 이상 확보되야 한다는 것을 알 수 있다.

또한 도 7은 후술할 실시예를 포함한 실험데이터 중에서 DI값과 용접열영향부의 항복응력의 관계를 정리하여 나타낸 그래프로서, 이 도면으로부터 DI값(인치)을 0.38 이하로 제어함으로써 용접열영향부의 항복응력을 400MPa 이하의 낮은 값으로 억제할 수 있다는 것을 알 수 있다.

또한 본 발명의 강판의 판두께는 특히 제한되지 않고 여러가지 두께의 강판에 적용할 수 있는데, 본 발명의 효과가 보다 유효히 발휘되는 것은 두께가 4.5㎜ 정도 이상의 두꺼운 강판이다. 판두께의 상한은 특히 제한되지 않지만, 통상 10㎜ 정도 이하이다.

도 1은 용접시의 열영향을 모의(模擬)한 공시(供試)강판에 부여한 열이력(熱履歷)의 히트패턴을 나타낸 도면이다.

도 2는 강판을 용접건조(溶接建造)할 때 보이는 "마른말현상"의 설명도이다.

도 3은 강판모재의 항복응력(YP₀)/용접열영향부의 항복응력(YP₁)의 비(比)가 "마른말현상"에 따른 면외 좌굴변형량에 끼친 영향을 나타낸 그래프이다.

도 4는 용접열영향부의 항복응력과 "마른말현상"에 의한 면외좌굴변형량과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 5는 탄화물형성원소 무첨가인 강재(상기 강재1)를 이용한 다양한 실험데이터 중에서, Ar3 변태점 이하의 압하율이 모재의 인장강도(TS₀)에 끼친 영향을 정리하여 나타낸 그래프이다.

도 6은 탄화물형성원소를 첨가한 강재(상기 강재2)를 이용한 다양한 실험데이터 중에서, 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율이 모재의 인장강도(TS₀)에 끼친 영향을 정리하여 나타낸 그래프이다.

도 7은 DI값과 용접열영향부의 항복응력의 관계를 정리하여 나타낸 그래프이다.

도 8은 실험에서 사용한 공시강판의 인장시험편의 칫수ㆍ사이즈를 나타낸 도면이다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한을 받지 않고 전ㆍ후기의 취지에 적합한 범위에서 적당히 변 경하여 실시하는 것도 물론 가능하며 이들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

또한 하기 실시예에서 채용한 실험법은 다음과 같다.

[항복응력(YP₀), (YP₁)의 측정]

시험편 형상 ; 도 8 참조,

열 이력 부여장치; 후지 덴파고우키샤(Fuji Electronic Industrial Co., Ltd.)제의 50키로와트 열사이클 재현장치를 사용.

[면외 좌굴변형 양량(兩量)(마른말감소량)의 측정]

각 공시강판(판두께는 6㎜)의 편면측에 도 2와 같은 강판에서 잘라낸 리브재를 하기 조건으로 용접한 후 도 2의 A-A'선 단면도와 같이 나타낸 면외좌굴변형량(a)을 각 구역 (1)~(12)에 대해 각각 측정하고 그 평균값을 구하였다.

(용접조건)

용접전류 ; 280A,

용접전압 ; 32V,

용접속도 ; 58 ~ 62cm/min,

용접입열 ; 약 9kJ/cm,

각(脚) 길이 ; 5mm,

용재 ; 가부시키가이샤 고베세이코쇼(Kobe Steel, Ltd)제 「MG-50」(직경 1.2mm).

(실시예 1)

표 1에 나타난 화학성분의 강을 용제하고 주조하여 얻은 강편을 표 2, 3의 조건으로 제어압연하고, 얻어진 강판에서 소정칫수의 시험판(일본해사협회;U1호 시험편)을 잘라내어 인장시험을 실시하였다. 또한 같은 공시판에 대해서 용접열영향을 모의한 상기 가열처리를 실시한뒤 인장시험을 행하고 결과를 표 2, 3에 병기하였다.

<표 1>

<표 2>

<표 3>

표 1~3으로부터 다음과 같은 해석이 가능하다.

표 1에 있어서, 강종 A~G는 본 발명에서 규정하는 성분조성과 DI값을 완전히 만족하는 강재이고, 강종 H~N은 본 발명에서 규정하는 성분조성과 DI값 중 어느 하나를 불만족하는 비교재이다.

그리고 표 2는 성분조성, DI값, 제조조건 모두가 본 발명의 규정요건을 만족하는 실시예이고, 마른말변형량은 모두 4.0mm 이하의 적은 값을 나타낸다.

이에 비해 표 3은 성분조성, DI값, 제조조건 중 어느 하나가 본 발명의 규정요건을 벗어난 비교재이고, 마른말변형량이 허용범위인 4.0mm을 넘어있던가, 혹은 모재의 인장강도가 400MPa 레벨에 도달하지 못하여 본 발명의 목적에 합치하지 않는다.

Claims (8)

1. 강판의 항복응력을 (YP₀), 인장강도를 (TS₀), 이 강판에 용접시 열영향을 모의하여 하기 열이력을 부여한 후의 항복응력을 (YP₁)라 했을 때, YP₀가 250MPa 이상, TS₀가 400MPa 이상, YP₁이 400MPa 이하이고, 또한 YP₀/YP₁의 비가 1 이상인 것을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판.

   (열이력 부여조건)

   열이력 패턴 : 도 1과 같음.
2. 제 1항에 있어서,

   강판은 하기 화학성분을 갖고, 또한 하기

   

   칭성지수(DI값)를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판.

   (화학성분)

   C : 0.005 ~ 0.12% (질량%, 이하 동일),

   Si : 0.05 ~ 0.5%,

   Mn : 0.05 ~ 1.2%,

   잔부 : 철(Fe) 및 불가피불순물,

   DI=1.16×[√(C/10)]×(0.7×Si+1)×(3.33×Mn+1)×(0.35×Cu+1)×(0.36×Ni+1)×(2.16×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(1.75×V+1)×(200×B+1)≤0.38

   (식 중의 기호는 각 원소의 함유율(질량%)을 나타낸다)
3. 제 1항에 있어서,

   강판은 하기 화학성분을 갖고, 또한 하기

   

   칭성지수(DI값)를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판.

   (화학성분)

   C : 0.005 ~ 0.12%,

   Si : 0.05 ~ 0.5%,

   Mn : 0.05 ~ 1.2%,

   N : 0.002 ~ 0.007%를 만족하고, 그 외에

   Nb : 0.005 ~ 0.03%, V : 0.005 ~ 0.075%, Ti : 0.005 ~ 0.03%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하고,

   잔부 : 철(Fe) 및 불가피불순물,

   DI=1.16×[√(C/10)]×(0.7×Si+1)×(3.33×Mn+1)×(0.35×Cu+1)×(0.36×Ni+1)×(2.16×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(1.75×V+1)×(200×B+1)≤0.38

   (식 중의 기호는 각 원소의 함유율(질량%)을 나타낸다)
4. 제 1항에 있어서,

   강판은 하기 화학성분을 갖고, 또한 하기

   

   칭성지수(DI값)를 만족하는 것 을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판.

   (화학성분)

   C : 0.005 ~ 0.12%,

   Si : 0.05 ~ 0.5%,

   Mn : 0.05 ~ 1.2%,

   N : 0.002 ~ 0.007%를 만족하고, 그 외에

   Nb : 0.005 ~ 0.03%, V : 0.005 ~ 0.075%, Ti : 0.005 ~ 0.03%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유함과 아울러, 하기식(Ⅰ)을 만족하고,

   Nb/6.63N + V/3.64N + Ti/3.41N ＞ 1 ‥‥(Ⅰ)

   잔부 : 철(Fe) 및 불가피불순물,

   DI=1.16×[√(C/10)]×(0.7×Si+1)×(3.33×Mn+1)×(0.35×Cu+1)×(0.36×Ni+1)×(2.16×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(1.75×V+1)×(200×B+1)≤0.38

   (식 중의 기호는 각 원소의 함유율(질량%)을 나타낸다)
5. 제 2항~제 4항 중 어느 하나의 항에 있어서,

   상기 강재는 또한 다른 원소로서, Ca:0.0005~0.003%, Zr:0.0005~0.004%, REM:0.0005~0.005%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판.
6. 제 2항~제 4항 중 어느 하나의 항에 있어서,

   강재는 또한 다른 원소로서, Ni:0.2% 이하, Cu:0.2% 이하, Cr:0.2% 이하, Mo:0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판.
7. 제 2항~제 4항 중 어느 하나의 항에 기재된 성분요건을 만족하는 강편을 950℃ 이상으로 가열한 후 목표판두께까지 압연할 때, 하기식으로 산출된 Ar₃ 변태점 이하의 온도역에서의 누적압하율이 30% 이상이 되도록 압연함으로써 제 1항에 기재된 특성을 부여하는 것을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판의 제조방법.

   Ar₃(℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo

   (식 중, 화학기호는 각 원소의 함유율(질량%)을 나타낸다)
8. 제 4항의 성분요건을 만족하는 강편을 950℃ 이상으로 가열한 후 목표판두께까지 압연할 때, 판두께방향 평균온도 850~950℃의 온도역에서의 누적압하율이 50% 이상이고, 목표판두께까지 압연하여 압연을 종료함으로써 제 1항에 기재된 특성을 부여하는 것을 특징으로 하는 용접좌굴변형이 적은 강판의 제조방법.

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