KR20090049530A - 대입열 용접 시의 열 영향부의 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판 - Google Patents

대입열 용접 시의 열 영향부의 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판 Download PDF

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Abstract

본 발명의 과제는 HAZ 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판을 제공하는 것이다.
화학 조성이 질량％로, C : 0.02 내지 0.12 ％, Si : 0 내지 0.40 ％, Mn : 1.0 내지 2.0 ％, P : 0 내지 0.030 ％, S : 0.001 내지 0.025 ％, Al : 0 내지 0.050 ％, Ti : 0.005 내지 0.100 ％, REM : 0.0001 내지 0.0500 ％, Zr : 0.0001 내지 0.0500 ％, N : 0.0020 내지 0.0300 ％, O : 0.0005 내지 0.0100 ％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적인 불순물로 이루어진다. 강 중에 원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만인 산화물이 500개/㎟ 이상 함유되고, 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물이 분산되어 40 내지 1000개/㎠ 함유된다. 상기 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물을 형성하는 REM, Mn 등의 소정 산화물을 REM2O3, MnO2 등으로 할 때, 상기 산황화물을 형성하는 각 원소의 평균 농도를 기초로 하여 산출한 소정 산화물의 산화물 환산값과 산황화물 중의 S의 평균 농도의 합계값에 대한 REM의 산화물 환산값, Mn의 산화물 환산값 및 S 농도의 비율이 REM의 산화물 환산값 : 10 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 20 ％ 이하, S : 3 내지 20 ％로 된다.
HAZ 인성, 오스테나이트 입계, 용접용 고장력 후강판, γ입자, α변태

Description

대입열 용접 시의 열 영향부의 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판{HIGH-TENSILE STRENGTH THICK STEEL PLATE FOR WELD WITH EXCELLENT TOUGHNESS OF LARGE HEAT-INPUT WELD HEAT AFFECTED ZONE}
본 발명은 조선, 건축 등의 분야에 있어서 구조재로서 사용되고, 대입열 용접에 있어서의 용접열 영향부(이하, 「HAZ」라고 호칭함)의 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판에 관한 것이다.
일반적으로, 조선, 건축 등의 분야에 있어서 구조재로서 사용되는 강재는 용접에 의해 필요한 형상으로 접합된다. 그로 인해, 이들의 강재는 모재 인성에 추가하여, 우수한 HAZ 인성을 갖는 것이 필수가 된다.
최근, 건축, 조선 분야에 있어서의 용접 구조물의 대형화에 수반하여, 판 두께 50 ㎜ 이상의 후강판의 적용 범위가 계속해서 확대되고 있고, 용접 시공 효율 향상 및 시공 비용 저감을 목적으로 하여 대입열 용접이 요구되고 있다. 대입열 용접에 있어서는, HAZ는 가열에 의해 고온의 오스테나이트 영역에 유지된 후에 서랭되므로, 가열 시의 오스테나이트 입자의 성장, 서랭 시에 있어서의 오스테나이트 입계로부터의 조대 입계 페라이트의 생성 등의, 조직의 조대화에 수반하는 인성의 열화가 발생하기 쉽다. 이로 인해, 대입열 용접에 있어서는, 특히 HAZ의 인성(이하, 「HAZ 인성」이라고 호칭함)을 높은 수준으로 유지하는 기술을 필요로 하고 있다.
HAZ 인성을 확보하기 위해 사용되는 기술은, 산화물, 황화물, 혹은 질화물 등의 개재물을 이용한 γ입자 조대화 억제 기술 및 입자 내 α변태 촉진 기술로 크게 구별된다. 즉, 전자는 개재물의 핀 고정 효과(pinning effect)에 의해, 용접에 의한 고온 가열 시의 γ입자 조대화를 억제하여 미세 조직을 얻는 기술이고, 후자는 용접 종료 후의 냉각 과정에 있어서, 개재물을 기점으로 한 입자 내 α변태를 촉진하여 미세 조직을 얻는 기술이다.
γ입자 조대화 억제에 의한 HAZ 인성 개선을 의도한 기술로서, 예를 들어 일본 특허 공개 제2005-206910호 공보(특허 문헌 1)에는 REM, Mn 함유 산황화물에 의해 γ입자의 조대화를 억제하여, 높은 HAZ 인성을 얻는 기술이 개시되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 제2003-286540호 공보(특허 문헌 2)에는 REM을 적절하게 제어함으로써 Mn 산황화물을 미세하게 분산시켜, γ입자 조대화를 억제하는 기술이 제시되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 제2007-100213호 공보(특허 문헌 3)에는 REM, Zr을 포함하는 산화물을 사용한 γ입자 조대화 억제에 의해, 높은 HAZ 인성을 얻는 기술이 제안되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 제2007-46096호 공보(특허 문헌 4)에는 Ca 산화물에 의한 γ입자 조대화 억제, REM, Zr에 의한 황화물 제어에 의해 HAZ 인성을 개선하는 기술이 제시되어 있다.
또한, 입자 내 α변태 촉진에 의한 HAZ 인성 개선을 의도한 기술로서, 예를 들어 일본 특허 공개 소61-253344호 공보(특허 문헌 5)에는 TiN 등에 복합 석출한 BN을 α변태의 핵으로서 이용하여, HAZ 인성을 개선시키는 기술이 개시되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 평7-252586호 공보(특허 문헌 6)에는 Ti 및 REM의 복합 산화물 상에 MnS를 석출시켜 입자 내 α변태의 기점으로서 작용시킴으로써, 높은 HAZ 인성을 얻는 기술이 제시되어 있다.
또한, γ입자 조대화 억제 및 입자 내 α변태 촉진의 양자를 이용한 조직 미세화 기술로서, 예를 들어 일본 특허 공개 평11-279684호 공보(특허 문헌 7)에는 산화물을 기점으로 한 TiN에 의해 γ입자의 조대화를 억제하고, Ti, Mg 및 Al을 함유하는 산화물을 기점으로 한 입자 내 α변태의 촉진에 의해, 조직 미세화를 달성하여 HAZ 인성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 제2001-20031호 공보(특허 문헌 8)에는 조성을 적절하게 제어한 Ti-REM-Ca-Al계 산화물 및 TiN을 이용한 기술이 제시되어 있다. 또한, 일본 특허 제3733898호 공보(특허 문헌 9)에는 TiN에 의해 입자의 조대화를 억제하여, MnS에 의한 입자 내 α변태의 촉진을 이용한 기술이 개시되어 있다. 또한, 일본 특허 공개 제2003-321728호 공보(특허 문헌 10)에는 Mg 산화물을 내포하는 TiN에 의한 γ입자 조대화 억제, MnCaS에 의한 입자 내 α변태 촉진을 조합하여 높은 HAZ 인성을 얻는 기술이 제안되어 있다.
[특허 문헌 1] 일본 특허 공개 제2005-206910호 공보
[특허 문헌 2] 일본 특허 공개 제2003-286540호 공보
[특허 문헌 3] 일본 특허 공개 제2007-100213호 공보
[특허 문헌 4] 일본 특허 공개 제2007-46096호 공보
[특허 문헌 5] 일본 특허 공개 소61-253344호 공보
[특허 문헌 6] 일본 특허 공개 평7-252586호 공보
[특허 문헌 7] 일본 특허 공개 평11-279684호 공보
[특허 문헌 8] 일본 특허 공개 제2001-20031호 공보
[특허 문헌 9] 일본 특허 제3733898호 공보
[특허 문헌 10] 일본 특허 공개 제2003-321728호 공보
그러나 종래 HAZ 인성 확보 수단으로서 주로 사용되어 온 TiN에 대해, 최근의 용접 입열의 증대는 용접 시의 TiN 입자의 소실이나 조대화를 초래하여, 충분한 조직 미세화를 곤란한 것으로 하고 있다. 또한, TiN에 비해 고온에서 안정된 산화물 혹은 황화물 등의 개재물을 이용한, γ입자 조대화 억제, 입자 내 α변태 촉진에 의한 조직 미세화 기술에 대해서는 γ입자 조대화 억제 및 입자 내 α변태 촉진에 동시에 기여하는 산황화물을 분산시키는 것이 곤란하다. 또한, 입자 내 α변태 촉진에 유효한 산황화물로서, α상과 양호한 격자 정합성을 갖는 산황화물 등이 제안되어 있으나, 격자 정합성에만 착안한 경우, 얻게 되는 HAZ 인성은 한정된 것이 된다.
본 발명은 이러한 문제에 감안하여 이루어진 것으로, 고온에서 불안정한 TiN을 사용하지 않고, γ입자 조대화 억제 및 입자 내 α변태 촉진을 동시에 달성하여, 우수한 HAZ 인성을 갖는 용접용 고장력 후강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기한 과제를 달성하기 위해, 고온에서 안정된 산화물, 황화물, 혹은 산황화물을 이용한 γ입자 조대화 억제, 입자 내 α변태 촉진 효과를 상승적으로 작용시킴으로써, 우수한 HAZ 인성을 얻는 수단에 대해 실험, 검토를 행하였다. 그 결과, 주조로부터 압연 전의 재가열에 걸친 프로세스를 제어함으로써, 원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만인 작은 산화물을 고밀도로 분산시킴으로써, γ입자 조대화를 유효하게 억제할 수 있고, 또한 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 특정 조성의 산황화물을 적절하게 분산시킴으로써, 입자 내 α변태도 동시에 대폭으로 촉진되는 것을 발견하였다. 본 발명은 이러한 지견을 기초로 하여 완성된 것이다.
즉, 본 발명의 대입열 시의 HAZ 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판은 화학 조성이 질량％(이하, 「질량％」는 단순히 「％」라고 표기하는 경우가 있음)로,
C : 0.02 내지 0.12 ％,
Si : 0.40 ％ 이하(0 ％를 포함함),
Mn : 1.0 내지 2.0 ％,
P : 0.030 ％ 이하(0 ％를 포함함),
S : 0.001 내지 0.025 ％,
Al : 0.050 ％ 이하(0 ％를 포함함),
Ti : 0.005 내지 0.100 ％,
REM : 0.0001 내지 0.0500 ％,
Zr : 0.0001 내지 0.0500 ％,
N : 0.0020 내지 0.0300 ％,
O : 0.0005 내지 0.0100 ％를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적인 불순물로 이루어지고, 원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만인 산화물이 분산되어 500개/㎟ 이상 함유되고, 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물이 분산되어 40 내지 1000개/㎠ 함유된다. 그리고, 상기 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물을 형성하는 REM, Zr, Ca, Mn, Mg, Al, Si의 소정 산화물을 각각 REM2O3, ZrO2, CaO, MnO, MgO, Al2O3, SiO2로 하고, 상기 산황화물을 형성하는 원소 중 임의의 원소의 평균 농도에 (해당 원소의 소정 산화물의 분자량/해당 원소의 원자량)을 곱하여 산출한 값을 당해 원소의 산화물 환산값으로 할 때, 상기 산황화물을 형성하는 상기 각 원소의 평균 농도(질량％)를 기초로 하여 산출한 상기 각 원소의 산화물 환산값과 산황화물 중 S의 평균 농도의 합계값에 대한 REM의 산화물 환산값, Mn의 산화물 환산값 및 S 농도의 비율이 각각 REM의 산화물 환산값 : 10 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 20 ％ 이하, S : 3 내지 20 ％로 한 것이다. 또한, 본 발명에 있어서, 산화물이라 함은, 산소를 포함하는 개재물의 총칭을 의미하고, 산소에다가 유황을 포함하는 산황화물도 그 범주에 포함된다. 또한, 원 상당 직경이라 함은, 조직 관찰면에 나타난 개재물 입자의 단면의 면적에 상당하는 원을 상정했을 때, 그 상당원의 직경을 의미한다.
또한, 상기 기본 성분에 Ca : 0.0003 내지 0.0100 ％, A군(Ni : 0.05 내지 1.50 ％, Cu : 0.05 내지 1.50 ％, Cr : 0.05 내지 1.50 ％, Mo : 0.05 내지 1.50 ％), B군(Nb : 0.002 내지 0.10 ％, V : 0.002 내지 0.10 ％), B : 0.0010 내지 0.0050 ％ 중, 1종 이상의 원소를 첨가하여 하기 (1) 내지 (4)의 화학 조성으로 할 수 있다.
(1) 기본 성분 ＋ Ca
(2) 기본 성분 또는 상기 (1)의 성분 ＋ A군으로부터 1종 이상
(3) 기본 성분, 상기 (1) 또는 상기 (2)의 성분 ＋ B군으로부터 1종 이상
(4) 기본 성분, 상기 (1), 상기 (2) 또는 상기 (3)의 성분 ＋ B
또한, 화학 성분으로서 상기 Ca를 함유시켰을 때, 상기 원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만인 산화물 중, 산소를 제외하고 산화물을 구성하는 원소의 비율이 질량％로 Ti : 10 ％ 이상, REM : 5 내지 50 ％, Zr : 5 ％ 이상, Ca : 5 내지 40 ％인 산화물이 300개/㎟ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 용접용 고장력 후강판에 따르면, 소정의 강 조성 하에, 강 중에 원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만인 작은 산화물이 분산되어 500개/㎟ 이상 함유되고, REM, Mn의 산화물 환산값 및 S 농도의 비율이 REM의 산화물 환산값 : 10 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 20 ％ 이하, S : 3 내지 20 ％인 산황화물이며, 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물이 강 중에 분산되어 40 내지 1000개/㎠ 함유되므로, 2 ㎛ 미만인 작은 산화물의 분산에 의한 γ입자의 조대화 억제와, 소정 조성의 2 ㎛ 이상인 산황화물의 분산에 의한 입자 내 α변태의 촉진과의 협동에 의해 조직 미세화가 촉진되고, 이에 의해 대입열 용접에 대해서도 우수한 HAZ 인성을 구비한 것이 된다.
이하에, 본 발명의 용접용 고장력 후강판에 대해, γ입자의 조대화 억제에 기여하는 강 중의 산화물의 사이즈와 분포 밀도, 입자 내 α변태의 촉진에 기여하는 산황화물의 조성, 사이즈 및 분포 밀도 및 강 조성에 대해 차례로 설명한다.
일반적으로, γ입자 조대화 억제에는 비교적 미세한 개재물 입자의 고밀도 분산이 유효하고, 입자 사이즈가 커짐에 따라서 γ입자 조대화는 충분히 억제되지 않게 된다. 그래서, 본 발명자들은 γ입자 조대화 억제에 유효한 개재물 입자 사이즈를 실험에 의해 검토한바, 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 산화물을, 500개/㎟ 이상, 바람직하게는 800개/㎟ 이상 분산시킴으로써, γ입자 조대화가 억제되는 것을 발견하였다. 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 산화물이 500개/㎟보다 적으면, γ입자 조대화가 충분히 억제되지 않게 된다.
그런데, 화학 조성으로서 소정량의 Ca를 함유시키면, 원 상당 직경이 2 ㎛ 미만인 산화물(이하, 「미세 산화물」이라고 하는 경우가 있음)에도 불가피적으로 Ca가 함유되게 된다. 이와 같은 Ca 함유 미세 산화물은 단순히 γ입자의 조대화 억제 효과뿐만 아니라, 입자 내 α변태 촉진 효과도 발휘하게 되어 HAZ 인성을 더욱 향상시킬 수 있다. 특히, 상기 Ca 함유 미세 산화물을 구성하는 원소(단, 산소를 제외함)의 비율을 질량％로 Ti : 10 ％ 이상, REM : 5 내지 50 ％, Zr : 5 ％ 이상, Ca : 5 내지 40 ％로 제어함으로써, 입자 내 α변태 촉진 효과가 더욱 촉진되고, 또한 이러한 조성비의 Ca 함유 미세 산화물을 300개/㎟ 이상, 바람직하게는 350개/㎟ 이상 강 중에 존재시킴으로써, 우수한 입자 내 α변태 촉진 효과를 얻을 수 있고, 또한 HAZ 인성을 향상시킬 수 있다.
강재에 Ca를 첨가하거나, 혹은 산화물을 구성하는 원소의 비율을 상기와 같이 적절하게 제어함으로써, Ca 함유 미세 산화물에 입자 내 α변태 촉진 효과가 부여되는 메커니즘에 대해 반드시 명확하지는 않으나, 다음과 같이 추측된다. 즉, Ca 비첨가 시에 미세 산화물의 주체가 되는 REM 산화물은 α상과의 계면 에너지가 높고, 입자 내 α변태 촉진 효과가 낮은 것에 대해, Ca를 첨가하고, 미세 산화물에 Ca를 포함시키거나, 혹은 Ca 함유 미세 산화물을 구성하는 원소의 비율을 상기와 같이 조정함으로써 계면 에너지가 저하되고, 입자 내 α변태 촉진 효과가 높아지고, 또한 이와 같은 조성의 Ca 함유 미세 산화물을 소정 개수 밀도 이상 생성시킴으로써, 상기 효과가 보다 유효하게 발현되게 되는 것이라 생각된다.
또한, 입자 내 α변태를 촉진하는 인자로서, 본 발명자들은 산황화물과 γ상의 열팽창 차에 의해, 산황화물 주위의 γ상으로 도입되는 열팽창 왜곡에 착안하여, 산황화물 사이즈가 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상일 때, 이들 열팽창 왜곡이 충분히 도입됨으로써, 왜곡 유기의 입자 내 α변태가 촉진되는 것을 발견하였다. 또한, 이들 산황화물의 조성을 이하와 같이 제어함으로써, α상과 양호한 격자 정합성을 갖는 REM 황화물이 산황화물 표면에 형성되고, REM 황화물과 α상의 양호한 격자 정합성에 의한 입자 내 α변태 촉진 효과가 왜곡 도입에 의한 효과와 상승적으로 작용함으로써, 입자 내 α변태가 대폭으로 촉진되는 것을 발견하였다.
우선, 강 중의 산황화물의 조성을 설명할 때에, 그 표현 방법에 대해 설명한다. 본 발명에 있어서는, 강 중의 산황화물 조성을 직감적으로 파악하기 쉽도록 산황화물을 구성하는 REM, Zr, Ca, Mn, Mg, Al, Si의 각 원소에 대해 REM2O3, ZrO2, CaO, MnO, MgO, Al2O3, SiO2를 이들 원소의 소정 산화물로 하고, EPMA로 측정되는 산황화물 중 상기 각 원소의 평균 농도에 (해당 원소의 소정 산화물의 분자량/해당 원소의 원자량)을 곱하여 각각의 원소의 산화물 환산값을 산출한 후, 상기 7 원소의 산화물 환산값 및 산황화물 중 S 농도의 합계값에 대한 REM의 산화물 환산값, Mn의 산화물 환산값 및 S 농도의 비율에 의해 산황화물 조성을 표현하였다. 또한, Mg는 불가피 불순물로서 존재하는 것이다. 또한, 강 중의 산황화물을 구성하는 주요 원소로서, 상기 원소 외에, Ti를 들 수 있으나, Ti는 질화물로서도 존재할 수 있으므로, EPMA 측정 시에 산황화물을 구성하는 것만을 검출하는 것은 곤란하다. 따라서, 산화물 환산값의 산출 시에, Ti를 계산으로부터 제외하였다.
상기 표현에 의한 산황화물의 조성의 일례를 나타낸다. EPMA 측정에 의해 얻어진 산황화물 중의 평균 농도(질량％)가, Ce ＝ 17.1 ％, La ＝ 7.9 ％, Zr ＝ 8.0 ％, Ca ＝ 0.1 ％, Mn ＝ 7.6 ％, Mg ＝ 0.2 ％, Al ＝ 3.5 ％, Si ＝ 2.7 ％, S ＝ 5.9 ％일 때, Ce의 Ce2O3를 기초로 하는 산화물 환산값은, (17.1 × Ce2O3의 분자량/Ce의 원자량) ＝ 20.1이고, 마찬가지로 각 원소의 산화물 환산값은 La의 산화물 환산값 ＝ 9.3, Zr의 산화물 환산값 ＝ 10.8, Ca의 산화물 환산값 ＝ 0.2, Mn의 산화물 환산값 ＝ 9.8, Mg의 산화물 환산값 ＝ 0.3, Al의 산화물 환산값 ＝ 6.6, Si의 산화물 환산값 ＝ 5.9로 산출된다. 이들 산화물 환산값과 S 농도의 합계 68.9로부터, 예를 들어 REM(Ce와 La의 합계)의 산화물 환산값의 비율은 REM(Ce와 La의 합계)의 산화물 환산값 ＝ 42.6 ％로 산출된다.
원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상의 산황화물에 대해, 그 조성을 구성하는 REM, Mn 및 S에 대해 REM2O3 및 MnO에 대한 REM, Mn의 산화물 환산값 및 S 농도의 비율 을, REM의 산화물 환산값 : 10 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 20 ％ 이하, S : 3 내지 20 ％로 유지함으로써, α상과 양호한 격자 정합성을 갖는 REM 황화물이 산황화물 표면에 형성되어, REM 황화물과 α상의 양호한 격자 정합성에 의한 입자 내 α변태 촉진 효과와, 왜곡 도입에 의한 효과가 상승(相乘)적으로 작용하여 입자 내 α변태가 대폭으로 촉진된다. 산황화물 중 REM 혹은 Mn의 각 산화물 환산값, 혹은 S 농도의 비율이 상기한 범위를 일탈하면, α상과 양호한 격자 정합성을 갖는 REM 황화물이 산황화물 표면에 적절한 형태로 형성되지 않아, 입자 내 α변태 촉진 효과가 저하된다. REM, Mn의 각 산화물 환산값 및 S의 바람직한 비율은, REM의 산화물 환산값 : 15 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 15 ％ 이하, S : 5 내지 15 ％이다.
또한, 상기 산황화물의 원 상당 직경이 2 ㎛보다 작으면, 산황화물 주위의 γ상에 충분한 왜곡이 도입되지 않아, 마찬가지로 입자 내 α변태 촉진 효과가 저하된다. 이들 산황화물의 입자 내 α변태 촉진에 의한 HAZ 인성 개선 효과를 충분히 얻기 위해서는, 이들 산황화물을 40 내지 1000개/㎠, 바람직하게는 50 내지 800개/㎠의 밀도로 분산시킬 필요가 있다. 상기 산황화물 개수가 40개/㎠를 하회하면, 충분한 입자 내 α변태를 얻을 수 없어, HAZ 인성 향상으로 연결되지 않는다. 또한, 1000개/㎠를 상회하면, 취성 파괴를 조장하게 되어 HAZ 인성에 악영향을 초래한다.
다음에, 본 발명의 후강판의 화학 조성 및 그 성분 한정 이유를 설명한다. 단위는 질량％이다.
C : 0.02 내지 0.12 ％
C는 강재의 강도 확보에 필수인 원소로, 함유량이 0.02 ％보다 적으면 필요한 강도를 얻을 수 없으므로, 하한을 0.02 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.12 ％를 초과하면, 경질 MA 조직(마텐자이트 및 오스테나이트의 혼합 조직)의 증가에 의한 인성 저하를 초래하므로, 상한을 0.12 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.04 ％, 바람직한 상한은 0.10 ％이다.
Si : 0.40 ％ 이하(0 ％를 포함함)
Si는 고용 강화에 의해 강재의 강도를 확보하는 원소로, 함유량이 0.40 ％보다 많으면, 경질 MA 조직의 증가에 의해 HAZ 인성 저하를 초래하므로, 상한을 0.40 ％로 하였다. 바람직하게는 0.35 ％ 이하(0 ％를 포함함)이다.
Mn : 1.0 내지 2.0 ％
Mn은 강도 확보에 필수인 원소로, 1.0 ％보다 적으면 필요한 강도를 얻을 수 없으므로, 하한을 1.0 ％로 하였다. 또한, 함유량이 2.0 ％를 초과하면, HAZ 강도의 과대한 상승을 초래하여 HAZ 인성 저하의 원인이 되므로, 상한을 2.0 ％로 하였다. 바람직한 하한은 1.4 ％, 바람직한 상한은 1.8 ％이다.
P : 0.030 ％ 이하(0 ％를 포함함)
P는 입계 편석에 의해 입계 파괴의 원인이 되는 불순물 원소로, 함유량이 0.030 ％를 초과하면, HAZ 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.030 ％로 하였다. 바람직하게는 0.02 ％ 이하(0 ％를 포함함)이다.
S : 0.001 내지 0.025 ％
S는 REM 황화물의 생성에 필수인 원소로, 함유량이 0.001 ％보다 적으면, 충분한 REM 황화물을 얻을 수 없으므로, 하한을 0.001 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.025 ％를 초과하면, REM양에 관계없이 고용 S의 입계 편석에 의해 인성이 저하되므로, 상한을 0.025 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.002 ％, 바람직한 상한은 0.020 ％이다.
Al : 0.050 ％ 이하(0 ％를 포함함)
Al은 주조 시의 탈산에 사용되는 원소로, 함유량이 0.050 ％를 초과하면, 조대 산화물을 형성하여 HAZ 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.050 ％로 하였다. 바람직하게는 0.040 ％ 이하이다.
Ti : 0.005 내지 0.100 ％
Ti는, 후술하는 바와 같이 REM, Zr에 앞서서 첨가됨으로써 미세 산화물의 형성에 기여하는 원소이고, 함유량이 0.005 ％보다 적으면, 충분한 효과를 얻을 수 없으므로, 하한을 0.005 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.100 ％를 초과하면, 산화물의 조대화에 의해 HAZ 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.100 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.010 ％, 바람직한 상한은 0.080 ％이다.
REM(희토류 원소) : 0.0001 내지 0.0500 ％
REM은 REM 황화물의 생성에 필수인 원소로, 함유량이 0.0001 ％보다 적으면, REM 황화물이 충분히 생성되지 않으므로, 하한을 0.0001 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.0500 ％를 초과하면, 고용 REM의 입계 편석에 의해 HAZ 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.0500 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.0005 ％, 바람직한 상한 은 0.0400 ％이다.
Zr : 0.0001 내지 0.0500 ％
Zr은 주조 시에 있어서, Ti 첨가의 후에 첨가됨으로써 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 미세 산화물 형성에 기여하는 원소로, 함유량이 0.0001 ％ 보다 적으면, 그 효과를 충분히 얻을 수 없게 되므로, 하한을 0.0001 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.0500 ％보다 많으면, 조대 산화물, 혹은 석출 강화를 초래하는 미세한 탄화물을 형성하여 인성 저하를 초래하므로, 상한을 0.0500 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.0005 ％, 바람직한 상한은 0.0400 ％이다.
N : 0.0020 내지 0.0300 ％
N은 Ti 질화물을 형성하여 인성 향상을 초래하는 원소로, 함유량이 0.0020 ％보다 적으면, 충분한 효과를 얻을 수 없으므로, 하한을 0.0020 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.0300 ％를 초과하면, 고용 N으로서 왜곡 시효에 의한 인성 저하를 초래하므로, 상한을 0.0300 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.0030 ％, 바람직한 상한은 0.0250 ％이다.
O : 0.0005 내지 0.0100 ％
O는 산화물의 생성에 필수인 원소로, 함유량이 0.0005 ％보다 적으면, 충분한 양의 산화물을 얻을 수 없으므로, 하한을 0.0005 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.0100 ％를 초과하면, 산화물의 조대화에 의해 HAZ 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.0100 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.0010 ％, 바람직한 상한은 0.0080 ％이다.
또한, 강재의 기계적 성질을 더욱 향상시키기 위해, 상기 기본 성분에 Ca : 0.0003 내지 0.0100 ％, A군(Ni : 0.05 내지 1.50 ％, Cu : 0.05 내지 1.50 ％, Cr : 0.05 내지 1.50 ％, Mo : 0.05 내지 1.50 ％), B군(Nb : 0.002 내지 0.10 ％, V : 0.002 내지 0.10 ％), B : 0.0010 내지 0.0050 ％의 1종 이상을 첨가하여 하기 (1) 내지 (4)의 화학 조성(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)으로 할 수 있다.
(1) 기본 성분 ＋ Ca
(2) 기본 성분 또는 상기 (1)의 성분 ＋ A군으로부터 1종 이상
(3) 기본 성분, 상기 (1) 또는 상기 (2)의 성분 ＋ B군으로부터 1종 이상
(4) 기본 성분, 상기 (1), 상기 (2) 또는 상기 (3)의 성분 ＋ B
Ca는 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 산화물에 대해, 입자 내 α변태 촉진 효과 향상에 유효한 원소로, 함유량이 0.0003 ％보다 적으면, 그 효과를 충분히 얻을 수 없으므로, 하한을 0.0003 ％로 하였다. 또한, 함유량이 0.0100 ％를 초과하면, 산화물의 조대화에 의해 HAZ 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.0100 ％로 하였다. 바람직한 하한은 0.0010 ％, 바람직한 상한은 0.0080 ％이다.
Ni, Cu, Cr, Mo는 모두 강재의 고강도화에 유효한 원소로, 각각 함유량이 0.05 ％보다 적으면, 그 효과를 충분히 얻을 수 없으므로, 하한을 0.05 ％로 하였다. 또한, 각각 함유량이 1.50 ％를 초과하면, 강도의 과대한 상승을 초래하여 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 1.50 ％로 하였다. 바람직하게는, 하한이 0.20 ％이고, 상한이 1.20 ％이다.
Nb, V는 모두 탄질화물로서 석출됨으로써 오스테나이트 입자 조대화를 억제 하는 원소로, 각각 함유량이 0.002 ％보다 적으면, 그 효과를 충분히 얻을 수 없으므로, 하한을 0.002 ％로 하였다. 또한, 각각 함유량이 0.10 ％를 초과하면, 조대 탄질화물로서 인성 저하를 초래하므로, 상한을 0.10 ％로 하였다. 바람직하게는, 하한이 0.005 ％이고, 상한이 0.08 ％이다.
B는 입계 페라이트 생성을 억제함으로써 인성을 향상시키는 원소로, 함유량이 0.0010 ％보다 적으면, 그 효과를 충분히 얻을 수 없으므로, 하한을 0.0010 ％로 한다. 또한, 함유량이 0.0050 ％보다 많으면, BN으로서 오스테나이트 입계에 석출되어 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.0050 ％로 한다. 바람직하게는, 하한이 0.0015 ％이고, 상한이 0.0040 ％이다.
다음에, 본 발명의 용접용 고장력 후강판의 제조에 대해 설명한다. 이 제조에 있어서, 상기 원 상당 직경이 2 ㎛ 미만인 미세 산화물, 2 ㎛ 이상인 산황화물의 분산 조직을 형성하기 위해서는, 주조로부터 압연 전의 재가열에 걸친 제조 조건이 중요하다.
상기 미세 산화물, 산황화물의 분산을 얻기 위해서는, 우선 본 발명의 후강판의 강 조성으로부터 Ti, REM, Zr, Ca, O를 제외한 것 외의 성분이 거의 상기 강 조성이 되도록 베이스 강을 용제하고, Mn 첨가 후의 베이스 강에 대해 탈산 원소인 Si, Al 등을 첨가함으로써 Ti 첨가 전의 용존 산소량을 0.0020 내지 0.0100 질량％로 제어한다. 그리고, Ti 첨가 전의 용존 산소량, S량을 기초로, 하기 식으로부터 구하는 Z값을 0.58 이상이 되도록 REM 및 Zr 첨가량을 결정한 후, Ti를 첨가한 후에 REM, Zr을 첨가하여 Ca를 첨가하는 경우에는 Ti 첨가 후에 REM, Zr 첨가하고, 또한 그 후에 Ca를 첨가하여 본 발명에 관한 소정 조성의 강을 용제하여 주조한다.
Z ＝ (3.5 × [REM] － 0.7 × [O] ＋ 2.6 × [Zr] ＋ 0.3)/([S] ＋ 0.5)
또한, [O], [S]는 각각 Ti 첨가 전의 용존 O량, S량(모두 질량％)이고, [REM], [Zr]은 각각 REM, Zr의 첨가량(질량％)이다.
Ti 첨가 전의 용존 산소량이 0.0020 ％보다 적으면, 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 산화물을 충분히 확보할 수 없다. 또한, 상기 용존 산소량이 0.0100 ％ 보다 많거나, 혹은 Ti에 앞서서 REM 또는 Zr을 첨가하면, 조대 산화물이 형성되어 마찬가지로 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 산화물을 충분히 얻을 수 없다. Z값은 REM 황화물 형성에 기여하는 REM, S량을 고려한 값으로, Z값이 0.58보다 작으면, REM에 대한 S의 비율이 지나치게 높아지므로, 고용 S가 발생하여 인성의 열화를 초래한다. 또한, Z값의 계산식 중 각 원소량의 계수는 실험적으로 결정하였다.
Ca를 첨가하는 경우, 원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만인 Ca 함유 미세 산화물이며, 그 구성 원소(단, 산소를 제외함)의 비율을 Ti : 10 ％ 이상, REM : 5 내지 50 ％, Zr : 5 ％ 이상, Ca : 5 내지 40 ％로 제어하는 동시에, 이러한 조성의 Ca 함유 미세 산화물을 강 중에 300개/㎟ 이상 분산시키기 위해서는, 하기 (1) 및 (2)의 제어를 행할 필요가 있다. 또한, 상기 구성 원소 비율의 조성을 갖는 Ca 함유 미세 산화물은 하기 (1) 및 (2)의 제어를 행하지 않아도, Ti 첨가 후에 Ca를 첨가함으로써 강 중에 일정 수 생성되지만, 하기 (1), (2)의 제어를 행함으로써 소정 구성 원소 비율의 Ca 함유 미세 산화물의 개수를 300개/㎟ 이상으로 늘릴 수 있어, 입자 내 α변태 촉진 효과를 현저하게 향상시키게 된다.
(1) Ti 첨가 후에 REM, Zr 첨가하고, 또한 그 후에 Ca를 첨가한다.
(2) Ca 첨가로부터 주조(casting) 개시까지의 시간 t(s)를 하기 식에 의해 정해지는 최소 주조 시간(허용 하한값) tm(min)의 경과 후(tm < t)에 주조한다. 식 중, [Ca], [REM]은 각각 질량％로 나타내는 Ca, REM의 첨가량이다.
tm ＝ 8 － 1.8 × [Ca]/([REM] ＋ 0.01)
상기 (1)과 같이 Ca 첨가 타이밍을 제어하는 이유는 이하와 같다. Ca는 산화물 생성 능력이 높기 때문에, Ti, REM, Zr에 앞서서 Ca를 첨가하면, 미세 산화물의 주체가 Ca 산화물이 되고, 구성 원소 비율이 Ti : 10 ％ 이상, REM : 5 내지 50 ％, Zr : 5 ％ 이상, Ca : 5 내지 40 ％인 범위 내의 조성을 갖는 높은 입자 내 α 변태 능력을 나타내는 Ca 함유 미세 산화물이 규정 개수(300개/㎟)를 만족시키지 않게 된다. 이로 인해, Ca는 REM, Zr 이후에 첨가할 필요가 있다.
또한, 상기 (2)와 같이 Ca 첨가로부터 주조 개시까지의 시간을 제어하는 이유는 이하와 같다. tm은 미세 산화물로의 Ca 용해 시간을 제어하기 위한 파라미터이다. Ca를 최후에 첨가해도 미세 산화물의 조성이 규정 범위에 도달하기 위해서는, 미세 산화물에 Ca가 용해되는 시간이 필요하다. 이 미세 산화물로의 Ca 용해 시간을 확보하기 위해, Ca 첨가로부터 주조 개시까지의 시간을 제어하는 것이 필요해진다. Ca의 용해 시간에 대해서는, Ca 다음으로 산화물 생성 능력이 높은 REM이 큰 영향을 부여하므로, Ca 첨가량에 대해 REM 첨가량이 많을수록 Ca 용해에 필요한 시간이 길어진다. 이로 인해, tm을 규정하는 식으로 나타낸 바와 같이, Ca 첨가량이 적거나, 혹은 REM 첨가량이 많을수록 tm은 큰 값을 취한다. REM 첨가량이 매우 적은 경우라도 Ca 용해에는 어느 정도의 시간이 필요하므로, tm식의 분모에는 REM 첨가량에 0.01의 정수항이 가산되어 있다. 또한, tm의 계산식 중, 각 원소량의 계수는 실험적으로 결정한 것이다.
주조 후의 용강의 냉각에 대해서는 응고가 진행되는 1450 내지 1500 ℃의 냉각 시간을 60 내지 300s로 제어하고, 추가로, 압연 전의 재가열에 있어서, 최고 가열 온도 1050 내지 1200 ℃ 사이로 유지하고, 또한 가열 개시로부터 압연 개시까지의 시간을 2hr 이상으로 한다.
주조 시의 1450 내지 1500 ℃의 냉각 시간이 60s보다 짧으면, 산황화물 표면에 충분한 양의 REM 황화물이 형성되지 않아, 필요한 입자 내 α변태를 얻을 수 없다. 또한, 상기 냉각 시간이 300s를 초과하면, 산화물의 조대화를 초래하여 인성 저하의 원인이 된다. 또한, 압연 전의 재가열에 있어서, 최고 가열 온도가 1050 ℃보다 낮거나, 혹은 가열 개시로부터 압연 개시까지의 시간이 2hr보다 짧으면, REM 황화물이 충분히 성장하지 않아, 필요한 입자 내 α변태를 얻을 수 없다. 한편, 최고 가열 온도가 1200 ℃를 초과하면, REM 황화물의 생성량을 충분히 확보할 수 없게 되어, 필요한 입자 내 α변태를 얻을 수 없게 된다.
상기한 조건에 의해 냉각하고, 재가열한 주조편은 통상의 저탄소 강의 열간 압연에 따라서, 압연 개시 온도를 1100 내지 900 ℃ 정도, 압연 종료 온도를 950 내지 750 ℃ 정도로 하여 압연을 종료한다. 압연 종료 후, 예를 들어 2 내지 15 ℃/s 정도의 냉각 속도로, 실온 내지 500 ℃ 정도의 사이의 냉각 정지 온도까지 냉각하면 좋다. 냉각 종료 후, 또한 템퍼 처리를 실시해도 좋다.
이하, 실시예를 들어 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이러한 실시예에 의해 한정적으로 해석되는 것은 아니다.
(실시예)
진공 용해로(150 ㎏)를 사용하여 Mn을 첨가 후의 용강에 Si 등을 첨가하여 용존 산소량을 제어하고, Z값을 고려하면서 REM, Zr 첨가량을 결정한 후, 일부의 것(표2의 강 번호 36)을 제외하고, Ti를 첨가한 후, REM, Zr을 첨가하고, 또한 Ca를 첨가하는 것에 대해서는 일부의 것(표1의 강 번호 12)을 제외하고, REM, Zr 첨가한 후에 Ca를 첨가하여 표1 및 표2의 강을 용제하였다. 강 번호 12에 대해서는 REM, Zr 첨가에 앞서서 Ca를 첨가하였다. Ca를 첨가한 것에 대해서는, Ca 첨가로부터 주조 개시까지의 시간 t(s)를 제어하면서, 이들의 용강을 주조하여 1450 내지 1500 ℃의 냉각 시간 t1(s)을 변화시켜 응고시켰다. 이와 같이 하여 주조한 슬래브를 압연 전의 재가열에 있어서의 최고 가열 온도 Tm(℃), 가열 개시로부터 압연 개시까지의 시간 t2(hr)를 변화시켜 가열하고, 슬래브를 가열한 후 계속해서 압연 개시 온도를 950 ℃ 정도, 최종 압연 온도를 880 ℃ 정도로 하여 열간 압연을 실시하고, 압연 종료 후, 냉각 속도 약 5 ℃/s로 수랭하여 두께 80 ㎜인 후강판을 제조하였다. 제조 과정에 있어서의, Ti 첨가 전의 용존 산소량 [O](％), Z값, t(s), 상기 t의 제어 기준이 되는 최소 주조 시간(허용 하한값) tm, t1(s), Tm(℃), t2(hr)의 각 값을 표3, 표4에 나타낸다.
이렇게 하여 얻어진 각 후강판의 t(판 두께)/4 위치로부터 시험편을 잘라내고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면(압연면에 수직이고 압연 방향을 따 른 단면)을, 전계 방사식 주사형 전자 현미경(장치명 : SUPRA 35, Carl Zeiss사제)(이하, FE-SEM이라고 호칭함)을 사용하여 관찰하고, 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이하인 산화물의 개수 밀도를 이하의 요령으로 측정하였다.
우선, FE-SEM의 관찰 배율을 5000배로 설정하고, 0.0024 ㎟의 면적을 갖는 시야를 무작위로 20 시야 선택하여, 각 시야의 화상을 촬영하였다. 동시에, 각 시야에 포함되는 최대 직경 2 ㎛ 이하의, 개개의 개재물 입자 중앙부를 FE-SEM 부속의 EDS에 의해 측정하고, 구성 원소에 산소가 포함되는 개재물 입자를 산화물이라고 판정하였다. 또한, 최대 직경으로 0.2 ㎛ 이하인 개재물 입자에 대해서는, EDS 측정의 신뢰성이 낮기 때문에, 측정 대상으로부터 제외하였다. 또한, 얻게 된 화상을, 화상 처리 소프트(소프트명 : Image-Pro Plus, Media Cybernetic사제)를 사용하여 화상 해석을 행하고, 이들 산화물 중 원 상당 직경이 2 ㎛보다 작은 것의 개수 밀도 N1(개/㎟)을 산출하였다. N1의 값을 표3, 표4에 나타낸다.
또한, Ca를 포함하는 강에 대해서는, 상기 N1개/㎟의 산화물 중, 구성하는 원소의 비율이, 산소를 제외하고, Ti : 10 ％ 이상, REM : 5 내지 50 ％, Zr : 5 ％ 이상, Ca : 5 내지 40 ％인 산화물을 EDS 측정에 의해 판정하고, 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 산화물에 의해, 구성하는 원소의 비율이 상기한 산화물의 개수 밀도 Ns(개/㎟)를 산출하였다. Ns의 값도 표3, 표4에 병기하였다. 또한, 산화물 조성의 EDS 측정 시에 검출되는 Fe는 모상 Fe의 영향을 받고 있다고 생각되므로, 측정으로부터 제외하였다.
또한, 마찬가지로 얻게 된 각 후강판의 t(판 두께)/4 위치에서 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을, EPMA 장치(장치명 : EPMA-8705, 시마츠 제작소제)를 사용하여 관찰하고, REM의 산화물 환산값 : 10 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 20 ％ 이하, S : 3 내지 20 ％를 만족시키는 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물의 개수 밀도를 이하의 요령으로 측정하였다.
우선, EPMA 장치의 관찰 배율을 200배로 설정하고, 4 ㎜ × 8 ㎜의 관찰 시야 내에 존재하는 원 상당 직경이 2 ㎛ 이상인 개재물 입자에 대해, 질량％로 나타내는 평균 조성의 정량 분석을 행하였다. 얻어진 분석 결과로부터, 0 및 S가 포함되는 개재물 입자를 산황화물이라고 판정하고, 개개의 산황화물에 포함되는 REM(Ce, La), Zr, Ca, Mn, Mg, Al, Si의 평균 농도를 기초로, REM2O3, ZrO2, CaO, MnO, MgO, Al2O3, SiO2에 대한 상기 각 원소의 산화물 환산값을 산출하고, 이들의 산화물 환산값과 산황화물 중의 S의 평균 농도의 합계값 Σ를 구한 후, REM, Mn의 각 산화물 환산값 및 S의 평균 농도를 Σ로 규격화한(나눈) 값을 산출하고, 얻어진 값(비율)이 REM의 산화물 환산값 : 10 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 20 ％ 이하, S : 3 내지 20 ％를 만족시키는 산황화물의 개수 밀도 N2(개/㎠)를 산출하였다. N2의 값을 표3, 표4에 나타낸다.
다음에, 얻어진 각 후강판으로부터, 용접 조인트 제작용 시험편을 채취하여, 각 시험편의 HAZ의 샤르피 충격 시험을 이하의 요령으로 실시하였다. 각 용접 조인트 제작용 시험편에 V 홈을 가공하여, 입열량 50 kJ/㎜로 일렉트로 가스 아크 용접을 실시하여 용접 조인트를 얻었다. 이들 용접 조인트로부터, 용접 금속부 근방 의 HAZ에 절결부를 가공한 샤르피 충격 시험편을 채취하고, 시험 온도 －40 ℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하여, 얻어진 흡수 에너지 vE-40(J)을 측정하였다. vE-40(J)이 180 J을 초과하는 것은 HAZ 인성이 우수하다고 평가할 수 있다. 얻어진 vE-40의 값을 표3, 표4에 더불어 나타낸다.
표1 내지 4로부터 명백한 바와 같이, 발명예의 시료 번호 1 내지 35는 후강판의 조성, 주조 및 압연 전의 재가열 프로세스를 적절하게 제어하였으므로, 원 상당 직경이 2 ㎛ 미만인 작은 산화물 및 원 상당 직경 2 ㎛ 이상인 산황화물, 또한 Ca를 첨가한 시료에서는 원 상당 직경으로 2 ㎛보다 작은 산화물이고, Ti : 10 ％ 이상, REM : 5 내지 50 ％, Zr : 5 ％ 이상, Ca : 5 내지 40 ％인 산화물을 분산시키는 것에 성공하여, HAZ 인성에 있어서 높은 값이 얻어지고 있다.
한편, 비교예의 시료 번호 36은 주조 시에 있어서 Ti 첨가에 앞서서, REM, Zr을 첨가하였으므로, 원 상당 직경이 2 ㎛보다 작은 산화물이 충분히 존재하지 않아, HAZ 인성이 저하되어 있다. 또한, 비교예의 시료 번호 37 내지 41, 58은 발명 성분 범위를 만족시키지만, 제조 조건(Ti 첨가 전의 용존 산소량, Z값, 주조 후의 냉각 과정에 있어서의 1450 내지 1500 ℃의 냉각 시간 t1, 압연 전의 재가열에 있어서의 최고 가열 온도 Tm, 가열 개시로부터 압연 개시까지의 시간 t2 중 어느 하나)이 적절하지 않으므로, 또한 시료 번호 42 내지 56은 제조 조건은 적절하지만, 강의 조성이 적절한 범위로부터 일탈하였으므로, 번호 57은 양자가 적절하지 않으므로, 규정의 산화물 및 산황화물 형태를 얻을 수 없었거나, 혹은 조대 개재물의 증가, 불순물의 증가, 과도한 강화, 고용 원소의 입계 편석 등의 이유로부터 HAZ 인성이 저하되어 있다.
Figure 112008070355013-PAT00001
Figure 112008070355013-PAT00002
Figure 112008070355013-PAT00003
Figure 112008070355013-PAT00004

Claims (4)

  1. 화학 조성이 질량％로,
    C : 0.02 내지 0.12 ％,
    Si : 0.40 ％ 이하(0 ％를 포함함),
    Mn : 1.0 내지 2.0 ％,
    P : 0.030 ％ 이하(0 ％를 포함함),
    S : 0.001 내지 0.025 ％,
    Al : 0.050 ％ 이하(0 ％를 포함함),
    Ti : 0.005 내지 0.100 ％,
    REM : 0.0001 내지 0.0500 ％,
    Zr : 0.0001 내지 0.0500 ％,
    N : 0.0020 내지 0.0300 ％,
    O : 0.0005 내지 0.0100 ％를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적인 불순물로 이루어지고,
    원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만인 산화물이 분산되어 500개/㎟ 이상 함유되고,
    원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물이 분산되어 40 내지 1000개/㎠ 함유되고,
    상기 원 상당 직경으로 2 ㎛ 이상인 산황화물을 형성하는 REM, Zr, Ca, Mn, Mg, Al, Si의 소정 산화물을 각각 REM2O3, ZrO2, CaO, MnO, MgO, Al2O3, SiO2로 하고, 상기 산황화물을 형성하는 원소 중 임의의 원소의 평균 농도에 (해당 원소의 소정 산화물의 분자량/해당 원소의 원자량)을 곱하여 산출한 값을 당해 원소의 산화물 환산값이라고 할 때, 상기 산황화물을 형성하는 상기 각 원소의 평균 농도(질량％)를 기초로 하여 산출한 상기 각 원소의 산화물 환산값과 산황화물 중의 S의 평균 농도의 합계값에 대한 REM의 산화물 환산값, Mn의 산화물 환산값 및 S 농도의 비율이 각각 REM의 산화물 환산값 : 10 ％ 이상, Mn의 산화물 환산값 : 20 ％ 이하, S : 3 내지 20 ％인, 대입열 용접 시의 열 영향부의 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판.
  2. 제1항에 있어서, 질량％로 Ca : 0.0003 내지 0.0100 ％를 더 포함하는 용접용 고장력 후강판.
  3. 제2항에 있어서, 상기 원 상당 직경으로 2 ㎛ 미만의 산화물 중, 산소를 제외하고 산화물을 구성하는 원소의 비율이 질량％로 Ti : 10 ％ 이상, REM : 5 내지 50 ％, Zr : 5 ％ 이상, Ca : 5 내지 40 ％인 산화물이 300개/㎟ 이상인 용접용 고장력 후강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 또한 이 하의 (A) 내지 (C)군의 적어도 1군을 포함하는 모재부의 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판.
    (A) 질량％로, Ni : 0.05 내지 1.50 ％, Cu : 0.05 내지 1.50 ％, Cr : 0.05 내지 1.50 ％, Mo : 0.05 내지 1.50 ％ 중 1종 혹은 2종 이상,
    (B) 질량％로, Nb : 0.002 내지 0.10 ％, V : 0.002 내지 0.10 ％ 중 1종 혹은 2종 이상,
    (C) 질량％로, B : 0.0010 내지 0.0050 ％.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101320220B1 (ko) * 2010-05-20 2013-10-29 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 후강판
KR20180002875A (ko) * 2016-04-19 2018-01-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003213366A (ja) 2002-01-24 2003-07-30 Nippon Steel Corp 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材
JP3736484B2 (ja) * 2002-03-20 2006-01-18 Ｊｆｅスチール株式会社 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板の製造方法。
JP4825057B2 (ja) * 2005-09-12 2011-11-30 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101320220B1 (ko) * 2010-05-20 2013-10-29 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 후강판
KR20180002875A (ko) * 2016-04-19 2018-01-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재

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