KR20110130354A - 고장력 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고장력 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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KR20110130354A
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요시또미 오까자끼
히데노리 나꼬
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

본 발명의 과제는 용접성과 안정된 모재 성능을 달성할 수 있는 고장력 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 고장력 강판은, C:0.01 내지 0.06 질량％를 함유하고, 또한 Mn, Cr, Mo, V, Nb, B, Ti, N, Si, Al, P, S를 함유하는 동시에, 하기 수학식 1, 수학식 2로 나타내는 KP 및 KV가 각각 2.4≤KP≤4.5 및 KV≤0.060을 만족시키고, 강 조직의 90면적％ 이상이 베이나이트이고, 베이나이트 조직의 평균 결정립 직경이 5 내지 20㎛이고, 구오스테나이트립의 평균 어스펙트비가 5.0 이상인 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
Figure pat00009

[수학식 2]

Description

고장력 강판 및 그 제조 방법 {HIGH TENSILE STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 건축 구조물이나 교량 등의 대형 구조물에 적절하게 사용되고, 인장 강도가 570㎫ 이상의 고장력 강판(이하, 「570㎫급 강판」이라고 칭하는 경우가 있음) 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 용접성(HAZ 인성 및 내용접 균열성)과 안정된 모재 성능을 갖는 고장력 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
고장력 강판에서 우수한 용접성을 확보하기 위해서는, 종래부터 C량을 저감시킨 성분 설계가 이루어져 있고, 인장 강도에 대해서는 합금 원소를 첨가함으로써 확보되어 있다.
본 발명자들은 지금까지 특허 문헌 1, 2 등의 기술을 개시하고, 용접성(HAZ 인성, 내용접 균열성 등)이나 모재 강도가 우수한 강판을 개시해 왔다. 특허 문헌 1, 2는 C량을 0.06％ 정도 이하로 저감시킨 성분계에 있어서, Mo, Nb, V 등의 탄화물을 형성하기 쉬운 원소를 첨가한 것이고, 이들 성분 조성은 우수한 용접성과 모재 성능(인장 강도나 인성)을 발휘할 수 있지만, 모재 성능의 편차라고 하는 점에 있어서 개선의 여지가 있었다.
또한, HAZ 인성이나 모재 인성을 향상시키는 기술로서, 예를 들어 특허 문헌 3 내지 6을 들 수 있다. 특허 문헌 3에서는 O, S 중 한쪽 혹은 양쪽을 포함하는 개재물을 분산시킨 강재를 Ac3점 이상, 1350℃ 이하로 가열하여, 미재결정 온도 영역에서 누적 압하율 40 내지 90％의 열간 압연을 한 후, 1 내지 60℃/sec의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각함으로써, 모재 인성과 초대입열 용접 HAZ 인성을 향상시키는 것이 개시되어 있다. 특허 문헌 3은 C량을 저감시킨 성분계에 있어서의 모재 성능의 편차에 착안한 것이 아니고, 또한 용접성 중에서도 내용접 균열성에 대해서는 검토되어 있지 않다.
특허 문헌 4에서는 인장 강도 780㎫ 이상의 강판에 있어서, C량을 0.080％ 이하로 하여, 합금 성분을 첨가한 성분계에 있어서, Ac3 내지 1350℃ 정도로 가열 후, 800℃ 이하의 누적 압하율이 50％ 이상으로 되도록 열간 압연을 행하고, 0.05 내지 50℃/s 정도에서 냉각하는 기술이 개시되어 있다. 특허 문헌 4에서는 모재 강도의 안정성이 불충분하고, 또한 마무리 압연 온도가 700 내지 720℃로 비교적 낮기 때문에, 570㎫급 강판에 적용하기 위해서는 비용의 점에서 문제가 있다.
특허 문헌 5에서는 C량을 0.04％ 미만으로 제어하여 합금 성분을 첨가한 강재를, 1020℃ 이상, 1300℃ 이하로 가열하고, 1020℃ 이하, 920℃ 초과에 있어서의 누적 압하율을 60％ 미만으로 하고, 920℃ 이하, Ar3점 초과에서의 누적 압하율이 50％ 이상, 90％ 이하로 되도록 압연하고, 냉각 속도 1℃/초 이상의 가속 냉각을 개시하고, 550℃ 미만, 300℃ 이상의 온도 범위에서 가속 냉각을 정지하고, 그 후 방냉하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 특허 문헌 5에서는 모재 인성의 안정성이 불충분했다.
특허 문헌 6에서는 C량을 0.02mass％ 이하로 한층 저감시킨 성분계에 있어서, Ac3점 내지 1350℃의 온도로 가열 후, 800℃ 내지 650℃의 온도 영역에서의 압하율이 20％ 이상으로 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후 냉각하는, 재질 편차가 적고 또한 용접성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나, 특허 문헌 6에서는 HAZ 인성이 불충분해, 대입열 용접에 적용하는 데에는 문제가 있었다.
일본 특허 제3863413호 공보 일본 특허 제4220871호 공보 일본 특허 출원 공개 제2003-49237호 공보 일본 특허 제4354754호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-261012호 공보 일본 특허 제3500838호 공보
본 발명은 용접성(HAZ 인성 및 내용접 균열성)과 안정된 모재 성능(인장 강도 및 인성)을 달성할 수 있는 고장력 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 과제를 해결한 본 발명의 고장력 강판은, C:0.01 내지 0.06％(질량％의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대해 동일함), Mn:1.25 내지 2.5％, Cr:0.1 내지 2.0％, Mo:0.01 내지 1.5％, V:0.040％ 이하(0％를 포함함), Nb:0.001 내지 0.030％, B:0.0006 내지 0.005％, Ti:0.005 내지 0.05％, N:0.002 내지 0.010％, Si:0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Al:0.07％ 이하(0％를 포함하지 않음), P:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음), S:0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물이고, 하기 수학식 1, 수학식 2로 나타내는 KP 및 KV가 각각 2.4≤KP≤4.5 및 KV≤0.060을 만족시키는 동시에, 강 조직의 90면적％ 이상이 베이나이트이고, 잔량부가 마르텐사이트와 오스테나이트로 이루어지는 혼합 조직(MA 조직), 페라이트, 유사 폴리고널페라이트이고, 베이나이트 조직의 평균 결정립 직경이 5 내지 20㎛이고, 구오스테나이트립의 평균 어스펙트비가 5.0 이상인 것을 특징으로 한다.
[수학식 1]
Figure pat00001
[수학식 2]
[단, []는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄]
본 발명의 고장력 강판은, 필요에 따라서 (a) Cu:2.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) Ni:5.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), (c) Zr, Ca, Mg 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)이고, Zr량이 0.020％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 되도록 함유하고 있어도 좋다.
또한, 본 발명에는 상기 중 어느 하나의 고장력 강판을 제조하는 방법이며, Ac3 내지 1300℃로 가열하여 열간 압연을 행하는 데 있어서, 가열 온도를 T(℃)로 할 때, T/20－8(％) 이상의 압하율로 미재결정 영역 압연을 실시하고, 상기 압연 후 0.5 내지 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고장력 강판의 제조 방법도 포함된다.
본 발명에 따르면, 화학 성분을 적절하게 제어하는 동시에, 제조 조건을 적절하게 제어(특히, 열간 압연하는 데 있어서 가열 온도에 따른 압하율로 미재결정 영역 압연을 실시하고 있음)하고 있으므로, 베이나이트 조직의 분율, 형태 및 구오스테나이트립의 평균 어스펙트비를 적절하게 조정할 수 있어, 용접성(HAZ 인성 및 내용접 균열성)과 안정된 모재 성능(인장 강도 및 인성)을 달성할 수 있다.
본 발명자들은 우수한 용접성을 갖는 강재에 대해, 생산성을 저하시키지 않고 모재 성능을 안정화시킨 강판을 얻기 위해 검토한 결과, 화학 성분 조성을 적절하게 제어한 후, 제조 조건 중에서도 특히, 열간 압연의 가열 온도에 따라서 미재결정 영역의 압하율을 적절하게 제어한 압연을 행하면 되는 것을 발견하였다.
우선, 본 발명의 고장력 강판의 화학 성분에 대해 이하에 설명한다.
C:0.01 내지 0.06％
C는 용접 시에 있어서의 HAZ부의 내용접 균열성과 모재 강도를 양립시키고, 또한 대입열 HAZ 인성을 개선하기 위해 중요한 원소이다. C가 0.06％를 초과하면 고냉각 속도측에서 저온 변태 베이나이트가 아니라, 마르텐사이트가 생성되게 되어, 내용접 균열성 및 대입열 HAZ 인성이 개선되지 않는다. 또한, C가 0.01％ 미만에서는 필요 최소한의 모재 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, C량은 0.01 내지 0.06％로 정하였다. C량의 하한은, 바람직하게는 0.020％이고, 보다 바람직하게는 0.024％이다. C량의 상한은, 바람직하게는 0.050％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.045％ 이하이다.
Mn:1.25 내지 2.5％
Mn은 켄칭성을 개선하는 작용을 갖는 동시에, 베이나이트 블록을 미세화하여 모재 인성을 개선하는 효과를 발휘한다. Mn량이 1.25％ 미만이면, 원하는 켄칭성 개선 작용이 발휘되지 않아, 모재 강도가 부족하다. 한편, Mn량이 2.5％를 초과하여 과잉으로 되면 HAZ부의 내용접 균열성이 열화되게 된다. 따라서, Mn량을 1.25 내지 2.5％로 정하였다. Mn량의 하한은, 바람직하게는 1.35％이고, 보다 바람직하게는 1.45％(특히, 1.50％)이다. Mn량의 상한은, 바람직하게는 2.3％이고, 보다 바람직하게는 2.0％이다.
Cr:0.1 내지 2.0％
Cr은 본 발명에 있어서 중요한 원소로, 켄칭성을 개선할 뿐만 아니라, B에 의한 켄칭성의 개선 효과를 안정적으로 확보하는 작용을 갖는다. 또한, 베이나이트 블록의 미세화를 달성하여, 모재 인성을 개선하는 효과도 발휘한다. Cr량이 0.1％ 미만에서는 이들 효과가 유효하게 발휘되지 않고, 한편 Cr량이 2.0％를 초과하여 과잉으로 되면 HAZ부의 내용접 균열성이 열화된다. 따라서, Cr량을 0.1 내지 2.0％로 정하였다. Cr량의 하한은, 바람직하게는 0.20％이고, 보다 바람직하게는 0.40％(특히, 0.50％)이다. Cr량의 상한은, 바람직하게는 1.5％이고, 보다 바람직하게는 1.4％이다.
Mo:0.01 내지 1.5％
Mo는 Mo, Nb 및 B의 복합 효과에 의해 켄칭성을 개선하는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mo량은 0.01％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mo가 1.5％를 초과하여 과잉으로 되면 HAZ의 내용접 균열성이 열화된다. 따라서, Mo량은 0.01 내지 1.5％로 정하였다. Mo량의 하한은, 바람직하게는 0.10％, 보다 바람직하게는 0.13％이다. Mo량의 상한은, 바람직하게는 1.3％이고, 보다 바람직하게는 1.0％이다.
2.4≤KP≤4.5, KP＝[Mn]＋1.5[Cr]＋2[Mo]
본 발명에 있어서, 상기한 Mn, Cr, Mo의 함유량을 개별적으로 제어할 뿐만 아니라, 이들 원소의 함유량에 따라서 정해지는 KP를 제어하는 것도 중요하다. KP의 값이 2.4 미만에서는 상기한 켄칭성 개선 효과를 충분히 발휘할 수 없어, 유사 폴리고널페라이트나 페라이트가 생성되기 쉬워져, 570㎫ 이상의 모재 강도를 얻을 수 없게 된다. 한편, KP의 값이 4.5를 초과하여 커지면 대입열 HAZ 인성이 저하된다. 따라서 KP는 2.4 이상 4.5 이하로 정하였다. KP의 하한은, 바람직하게는 2.6이고, 보다 바람직하게는 2.8이다. KP의 상한은, 바람직하게는 4.3이고, 보다 바람직하게는 4.0이다.
V:0.040％ 이하(0％를 포함함), Nb:0.001 내지 0.030％
V는 소량의 첨가로 켄칭성 및 템퍼링 연화 저항을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, V량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다. Nb도 소량의 첨가로 켄칭성을 높여, 모재 강도의 향상에 기여하는 원소이므로, Nb량은 0.001％ 이상으로 정하였다. Nb량의 하한은, 바람직하게는 0.005％이고, 보다 바람직하게는 0.006％이다. 한편, V량 및 Nb량이 과잉으로 되면 대입열 HAZ 인성이 저하된다. 따라서, V량은 0.040％ 이하, Nb량은 0.030％ 이하로 정하였다. V량의 상한은, 바람직하게는 0.035％이고, 보다 바람직하게는 0.030％이다. Nb량의 상한은, 바람직하게는 0.025％이고, 보다 바람직하게는 0.022％이다.
KV≤0.060, KV＝[V]＋[Nb]
본 발명에 있어서, 상기한 V와 Nb는 개개의 함유량을 제어할 뿐만 아니라, 이들 원소의 함유량에 따라서 정해지는 KV의 값을 제어하는 것도 중요하다. 상기와 같이, 이들 원소가 지나치게 과잉으로 되면, 대입열 HAZ 인성을 저하시키기 때문이다. 따라서, KV는 0.060 이하로 정하였다. KV는, 바람직하게는 0.055 이하이고, 보다 바람직하게는 0.040 이하이다.
B:0.0006 내지 0.005％
B는 켄칭성을 개선하는 작용을 갖는 원소로, 저냉각 속도로 베이나이트를 생성하기 쉽게 하는 동시에, 극저C로 하고, 동시에 적당량의 Mn, Cr, Mo를 첨가함으로써 소입 열 용접 시에 있어서의 HAZ부의 내용접 균열성과 모재 강도를 높이는 작용을 발휘한다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해 B량을 0.0006％ 이상으로 정하였다. B량의 하한은, 바람직하게는 0.0008％이고, 보다 바람직하게는 0.0010％이다. 한편, B량이 과잉으로 되면 반대로 켄칭성이 저하되어, 모재 인성과 용접성이 부족하다. 따라서, B량은 0.005％ 이하로 정하였다. B량의 상한은, 바람직하게는 0.004％, 보다 바람직하게는 0.003％, 더욱 바람직하게는 0.0015％(특히, 0.0012％)이다.
B에 대해, 특히 Nb과 V를 첨가하고 있는 성분계에 있어서는, B량을 정밀하게 제어하는 것이 중요하다. 특히 Nb과 B를 복합 첨가함으로써 강재의 재결정 온도가 상승하는 것이 알려져 있다. 즉, Nb과 B를 복합 첨가한 경우에는 비교적 고온 영역에서 미재결정 영역 압연을 실시할 수 있다고 하는 효과가 발현되지만, 본 발명자들은 Nb과 B의 복합 첨가가, 인성(특히, HAZ 인성)에 대해 큰 악영향을 미치는 것을 발견하고 있다. 이와 같은 관점으로부터, Nb량과 B량의 합계는 0.005 내지 0.033％로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.010 내지 0.030％이다.
Ti:0.005 내지 0.05％
Ti는 N과 질화물을 형성하여 대입열 용접 시에 있어서의 HAZ부의 오스테나이트립을 미세화하여, HAZ 인성의 개선에 기여하는 점에서 유용하다. 따라서, Ti량을 0.005％ 이상으로 정하였다. Ti량의 하한은, 바람직하게는 0.008％이고, 보다 바람직하게는 0.010％이다. 한편, Ti량이 과잉으로 되면 오히려 HAZ 인성이 저하된다. 따라서, Ti량은 0.05％ 이하로 정하였다. Ti량의 상한은, 바람직하게는 0.040％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.030％ 이하이다.
N:0.002 내지 0.010％
N은 상기한 바와 같이, Ti과 질화물을 형성하여 대입열 용접 시에 있어서의 HAZ 인성 개선에 기여하는 점에서 유용하다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, N량은 0.002％ 이상으로 정하였다. N량의 하한은, 바람직하게는 0.0030％이고, 보다 바람직하게는 0.0035％이다. 단, N은 B과 결합하여 고용 B를 감소시켜, B의 켄칭성 향상 작용을 저해하고, 모재의 인성 및 대입열 HAZ 인성을 저하시키는 작용도 갖고 있어, N의 함유량이 0.010％를 초과하면 그 작용이 현저해진다. 따라서, N량은 0.010％ 이하로 한다. N량의 상한은, 바람직하게는 0.0090％이고, 보다 바람직하게는 0.0080％이다.
Si:0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음)
Si는 탈산제로서 유용한 원소이지만, 0.5％를 초과하여 함유하면 용접성 및 모재 인성이 저하된다. 따라서, Si량은 0.5％ 이하로 한다. Si량의 상한은, 바람직하게는 0.40％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
Al:0.07％ 이하(0％를 포함하지 않음)
Al은 탈산 원소인 동시에, N을 고정하여 고용 B를 확보함으로써 B에 기초하는 켄칭성 향상 작용을 높이는 원소이지만, 0.07％를 초과하여 함유하면 모재 인성이 저하된다. 따라서, Al량은 0.07％ 이하로 한다. Al량의 상한은, 바람직하게는 0.060％이고, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하이다.
P:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음), S:0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)
P 및 S는 인성 등의 물성에 악영향을 미치는 유해한 불순물 원소이므로, P량은 0.02％ 이하, S량은 0.01％ 이하로 억제한다. P량의 상한은, 바람직하게는 0.015％, 보다 바람직하게는 0.010％이고, S량의 상한은, 바람직하게는 0.007％, 보다 바람직하게는 0.005％이다.
본 발명 강판의 기본 성분은 상기와 같고, 잔량부는 실질적으로 철이다. 단, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 반입되는 불가피적 불순물이 포함되는 것은 당연히 허용된다. 또한, 본 발명의 강판은 필요에 따라서 이하의 원소를 함유하고 있어도 좋다.
Cu:2.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)
Cu는 고용 강화 및 석출 강화에 의해 모재 강도를 향상시키는 동시에, 켄칭성 향상 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Cu량은 0.10％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, Cu량이 과잉으로 되면 대입열 HAZ 인성이 저하된다. 따라서, Cu량은 2.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu량의 상한은, 보다 바람직하게는 1.5％이고, 더욱 바람직하게는 0.5％이다.
Ni:5.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)
Ni는 모재 인성 향상에 유용한 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Ni량은 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, Ni량이 과잉으로 되면 스케일 결함이 발생하기 쉬워지므로, Ni량은 5.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni량의 상한은, 보다 바람직하게는 4％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 3％ 이하이다.
Zr, Ca, Mg 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)이고, Zr량이 0.020％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 되도록 함유
Zr, Ca, Mg 및 REM은 모두, 개재물을 미세화시키는 작용을 가지므로, 모재 인성의 안정화 및 HAZ 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해 Ca, Mg 및 REM은 합계 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 또한, Zr량은, 바람직하게는 0.002％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 한편, 이들 함유량이 과잉으로 되면 개재물이 조대화됨으로써 HAZ 인성이 열화된다. 따라서, Ca, Mg 및 REM의 함유량은 합계 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하이다. 또한, Zr량은, 바람직하게는 0.020％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서 REM은 주기율표 3족에 속하는 스칸듐(Sc), 이트륨(Y) 및 란타노이드계열 희토류 원소(원자 번호 57 내지 71)의 원소 중 어느 것이든 사용할 수 있다.
다음에, 본 발명의 고장력 강판의 조직에 대해 이하에 설명한다.
본 발명의 고장력 강판의 조직은 90면적％ 이상이 베이나이트이고, 잔량부가 마르텐사이트와 오스테나이트로 이루어지는 혼합 조직(MA 조직), 페라이트, 유사 폴리고널페라이트이다. 베이나이트 분율을 90면적％ 이상으로 함으로써, 모재의 인장 강도를 확보하는 것이 가능해진다. 베이나이트 분율은, 바람직하게는 95면적％ 이상이고, 보다 바람직하게는 97％ 이상이고, 특히 100％인 것이 바람직하다. 또한, 상술한 특허 문헌 3은 페라이트의 미세화를 전제로 하는 기술이며, 조직에 있어서 본 발명과는 다르다.
상기 베이나이트 조직의 평균 결정립 직경은 5 내지 20㎛이다. 베이나이트의 평균 결정립 직경은 5㎛ 미만이면 베이나이트는 그래뉼라 형상으로 되어 강도 및 인성이 저하된다. 한편, 베이나이트 평균 결정립 직경이 20㎛를 초과하여 조대해지면 모재 인성이 불안정해진다. 베이나이트 조직의 평균 결정립 직경은, 바람직하게는 8 내지 16㎛이다.
또한, 본 발명에 있어서 구오스테나이트립의 평균 어스펙트비는 5.0 이상이다. 구오스테나이트립의 평균 어스펙트비는 본 발명에 있어서 중요한 요건이고, 5.0 이상으로 함으로써 모재 인성을 안정적으로 확보하는, 즉 모재 인성을 소정 이상 확보하는 동시에 편차를 억제할 수 있다. 구오스테나이트립의 평균 어스펙트비는, 바람직하게는 6.0 이상이고, 보다 바람직하게는 6.2 이상이다. 상기 평균 어스펙트비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상 10 정도이다.
본 발명의 고장력 강판은 모재 강도 및 모재 인성을 안정적으로 확보할 수 있다. 모재 강도에 대해서는, 예를 들어 후술하는 실시예에 기재한 요령에 따라서 측정한 인장 시험에 있어서, 570㎫ 이상으로 되는 것이 바람직하다. 모재 인성에 대해서는, 예를 들어 후술하는 실시예에 기재한 요령에 따라서 측정한 샤르피 충격 시험에 있어서, 3개의 시험편에 대해 측정한 샤르피 흡수 에너지(vE-5)의 평균값 및 최저값이 모두 200J 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 고장력 강판을 사용하여 용접을 행한 경우, 양호한 용접성을 얻을 수 있다. 예를 들어, 입열량 15kJ/㎜의 용접을 행한 경우의 HAZ의 인성은 －5℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE-5)로 80J 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 100J 이상(특히, 150J 이상)이다. 또한, 내용접 균열성에 대해서는, 예를 들어 후술하는 실시예에 있어서 측정한, 단면 균열률이 0으로 되는 루트 균열 방지 예열 온도가 25℃ 이하로 되는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0℃ 이하이다.
본 발명의 강판의 판 두께는, 예를 들어 6㎜ 이상(바람직하게는, 15㎜ 이상, 보다 바람직하게는 20㎜ 이상), 100㎜ 이하 정도이다.
상기한 본 발명의 고장력 강판을 얻기 위해서는, 화학 성분 조성을 조정한 강을 통상의 용제법에 따라서 용제하고, 주조하여 슬래브로 한 후, 열간 압연을 행하여 소정의 판 두께의 강판을 얻는다고 하는 후강판의 통상의 제조 공정에 있어서, 특히, Ac3 내지 1300℃로 가열하여 열간 압연을 행하는 데 있어서, 열간 압연의 가열 온도(T)(℃)에 따른 압하율로 미재결정 영역 압연을 실시하고, 압연 후의 냉각 속도를 소정 범위로 제어하는 것이 필요하다. 또한, 마무리 압연 온도를 비교적 고온으로 하는 것도 바람직하다.
Ac3 내지 1300℃로 가열하여 열간 압연을 행하는 데 있어서, 열간 압연의 가열 온도를 T(℃)로 하면, 본 발명에서는 T/20－8(％) 이상의 압하율로 미재결정 영역 압연을 행하는 것이 중요하다. 본 발명에 있어서, 미재결정 영역이라 함은, 상기 온도 영역에 있어서 오스테나이트 입경:100±10㎛로 한 강판 시험편을, 변형 속도:10/초, 상당 변형:0.2의 조건으로 압하를 가하여 10초 후에 조직을 동결(예를 들어, 수냉 등)했을 때에, 20체적％ 이하가 재결정립으로 되는 온도 영역을 의미한다. 또한, 이 온도 영역은 강판의 화학 조성에 따라서 변동되므로, 열간 압연을 실시하기 전에, 각 강판과 동일한 화학 조성의 시험편에 대해 상기 조작을 행하여 재결정 온도 영역을 확인해 두면 좋다.
미재결정 영역 압연에서의 압하율이 T/20－8(％) 미만으로 되면, 상기한 구오스테나이트립의 어스펙트비를 5.0 이상 확보할 수 없고, 그 결과, 안정적인 모재 인성을 확보할 수 없다. 미재결정 영역 압연에서의 바람직한 압하율은 40％ 이상이다. 한편, 상기 압하율이 지나치게 커지면 페라이트 변태가 발생해 버리므로, 상한은 60％로 하는 것이 바람직하다.
또한, 압연 후의 냉각 속도는 0.5 내지 50℃/초로 한다. 냉각 속도가 0.5℃/초 미만이면 베이나이트 분율을 확보할 수 없게 되어, 모재 강도가 불충분해진다. 한편, 냉각 속도가 50℃/초를 초과하면 강도가 과잉으로 되어 모재 인성이 불안정해진다. 냉각 속도는, 바람직하게는 2.0 내지 40℃/초이다.
본 발명의 제조 방법에 있어서는, 마무리 압연 온도를 높게 설정하는 것도 바람직하다. 상기한 특허 문헌 1, 4는 마무리 압연 온도가 비교적 저온이지만, 마무리 압연 온도가 저온이면 생산성이 저하되는 동시에, 구오스테나이트립에 변형을 축적하게 되므로 페라이트가 생성되기 쉬워져 모재 강도가 낮아지고, 또한 편차도 일어나기 쉬워진다. 따라서, 마무리 압연 온도는 750℃ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 770℃ 이상이다. 마무리 압연 온도의 상한은 미재결정 온도 영역에서 압연을 종료할 수 있는 한 특별히 한정되지 않고, 또한 화학 성분 조성에 의해서도 다르지만, 대략 800℃ 이하이다.
[실시예]
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 상기, 후기의 취지에 적합한 범위에서 적당히 변경을 추가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1, 표 2에 나타내는 화학 조성의 Al 킬드강을 통상의 용제법에 따라서 용제하고, 주조하여 슬래브로 한 후, 표 3, 표 4에 나타내는 조건으로 열간 압연하여 고장력 강판을 제조하였다(판 두께:50㎜). 또한, 표 1에 있어서의 REM은 La를 25％ 정도, Ce을 25％ 정도 포함하는 미슈 메탈을 사용하였다.
Figure pat00003
Figure pat00004
얻어진 각 강판에 대해, 이하의 요령에 따라서 모재 강도, 모재 인성, 조직 및 용접성(HAZ 인성, 내용접 균열성)을 측정하였다.
(1) 모재 강도의 측정
얻어진 각 강판의 t/4 위치(t:판 두께)로부터 JIS 4호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 따라서 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS)를 측정하였다.
(2) 모재 인성의 측정
얻어진 각 강판의 t/4 위치(t:판 두께)로부터 JIS 4호 시험편을 3개 채취하고, JIS Z 2242에 따라서 －5℃에서 샤르피 충격 시험을 행하여, 샤르피 흡수 에너지(vE-5)를 측정하였다. 또한, 표 3, 표 4에는 이들 값의 평균값 및 최소값을 각각 나타냈다.
(3) 조직 평가
각 강판의 t/4 위치(t:판 두께)의 압연 방향에 평행한 단면을 경면 연마한 시험편을, 2％ 나이탈액으로 에칭을 행하고, 관찰 시야:200㎛×150㎛의 범위를, 광학 현미경을 사용하여 400배로 관찰하여 10시야에 대해 사진 촬영을 하였다. 이들 10시야에 대해 Medical Cybernetics사제 「Image-Pro Plus」를 사용하여 화상 해석을 행하여, 조직 중의 구오스테나이트립의 평균 어스펙트비 및 베이나이트 분율을 측정하였다. 이때, 페라이트, 유사 폴리고널페라이트 및 MA 이외의 라스 형상 조직은 베이나이트로 간주하였다.
베이나이트 입경에 대해서는, 각 강판의 t/4 위치(t:판 두께)로부터 시험편을 잘라내고, 전계 방출식 주사 전자 현미경(FE-SEM, 「SUPRA35」, Carl Zeiss사제)을 사용하여, 관찰 배율:600배, 관찰 시야:0.04㎟, 관찰 개소:5개소의 조건으로 관찰하고, EBSD(Electron BackScatter Diffraction)법으로 해석함으로써 산출하였다. 베이나이트 입경은 인접 조직과의 결정 방위차가 15° 이상으로 되는 곳을 경계선으로 하여, 당해 경계선에 둘러싸이는 영역의 사이즈를 추출하였다. 또한, EBSD 해석에는 EDAX/TSL사의 OIM 시스템을 사용하였다.
(4) 용접성의 측정
(i) HAZ 인성의 측정
얻어진 강판에, 최고 가열 온도:1400℃, 800 내지 500℃의 냉각 시간 Tc:120초의 조건의 열사이클(입열량 15kJ/㎜로 용접을 행한 경우의 HAZ의 열이력에 상당)을 부여한 후, JIS 4호 시험편을 채취하고, －5℃에서 샤르피 충격 시험을 행하여, 샤르피 흡수 에너지(vE-5)를 구하였다.
(ii) 내용접 균열성의 측정
JIS Z 3158에 기재된 y형 용접 균열 시험법에 기초하여, 입열 1.7kJ/㎜로 피복 아크 용접을 행하여, 루트 균열 방지 예열 온도를 측정하였다. 단면 균열률이 0으로 되는 균열 정지 예열 온도로 내용접 균열성을 평가하였다. 또한, 균열 정지 예열 온도가 50℃ 이상으로 되는 경우에는 모두 불합격으로 평가하고, 표 3, 표 4에 있어서 「―」로 나타냈다.
상기한 측정 결과를 표 3, 표 4에 나타낸다.
Figure pat00005
Figure pat00006
시험 번호 1-1 내지 1-20은 성분 조성 및 제조 조건 모두 본 발명의 요건을 만족시키고 있으므로, 모재 강도 및 모재 인성이 우수하고, 모재 인성에 대해서는 편차도 억제되고, 또한 용접성도 양호했다.
한편, 시험 번호 2-1 내지 2-2는 성분 조성 및 제조 조건 중 어느 하나가 본 발명의 요건을 만족시키고 있지 않았던 예이다.
시험 번호 2-1은 C량이 많아, 용접성이 저하되었다. 시험 번호 2-2는 Si량이 많아, 모재 인성 및 용접성이 저하되었다. 시험 번호 2-3은 Mn량이 적고, 베이나이트 분율을 확보할 수 없어, 모재 강도가 저하되었다. 시험 번호 2-4는 Mn량이 많고, Mo량이 적어, 용접성이 저하되었다. 시험 번호 2-5는 Cr량이 많고, Mo량이 적어, 내용접 균열성이 저하되었다. 시험 번호 2-6은 Cr량이 적고, 베이나이트 분율을 확보할 수 없어, 모재 강도가 저하되는 동시에, 모재 인성에 편차가 발생하여, HAZ 인성도 저하되었다. 시험 번호 2-7은 Mn량이 적고, Mo량이 많아 내용접 균열성이 저하되었다. 시험 번호 2-8은 KP의 값이 작기 때문에, 베이나이트 분율을 확보할 수 없어, 강도 및 HAZ 인성이 저하되었다. 시험 번호 2-9는 KP값이 크기 때문에 HAZ 인성이 저하되었다. 시험 번호 2-10은 KV값이 크기 때문에 HAZ 인성이 저하되는 동시에, 내용접 균열성도 저하되었다.
시험 번호 2-11은 V량이 많아, HAZ 인성 및 내용접 균열성이 저하되어 있다. 시험 번호 2-12는 Nb량이 많아 HAZ 인성 및 내용접 균열성이 저하되어 있다. 시험 번호 2-13은 Cu량이 많아, HAZ 인성이 저하되었다. 시험 번호 2-14는 Ti량이 많았기 때문에, HAZ 인성이 저하되었다.
시험 번호 2-15는 B량이 많아, 모재 인성과 용접성이 저하되었다. 시험 번호 2-16은 N량이 많아, 모재 인성이 불안정해지는 동시에 HAZ 인성이 저하되었다.
시험 번호 2-17은 압연 후의 냉각 속도가 느렸기 때문에, 베이나이트 분율을 확보할 수 없어, 모재 인성이 저하되었다. 시험 번호 2-18은 압연 후의 냉각 속도가 빨랐기 때문에 강도가 과잉으로 되어 모재 인성이 불안정으로 되었다. 시험 번호 2-19는 미재결정 온도 영역에서의 압하율이 작았던 예이고, 구오스테나이트립의 어스펙트비가 작았기 때문에 모재 인성이 불안정으로 되었다. 시험 번호 2-20은 미재결정 온도 영역에서의 압하율이 컸던 예이고, 페라이트 변태되었기 때문에 베이나이트 분율을 확보할 수 없어, 모재 강도가 저하되었다. 시험 번호 2-21은 마무리 압연 온도가 낮았던 예이고, 페라이트가 많이 생성되었기 때문에 베이나이트 분율을 확보할 수 없어, 강도가 저하되었다.

Claims (3)

  1. C:0.01 내지 0.06％(질량％의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대해 동일함),
    Mn:1.25 내지 2.5％,
    Cr:0.1 내지 2.0％,
    Mo:0.01 내지 1.5％,
    V:0.040％ 이하(0％를 포함함),
    Nb:0.001 내지 0.030％,
    B:0.0006 내지 0.005％,
    Ti:0.005 내지 0.05％,
    N:0.002 내지 0.010％,
    Si:0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    Al:0.07％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    P:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    S:0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물이고,
    하기 수학식 1, 수학식 2로 나타내는 KP 및 KV가 각각 2.4≤KP≤4.5 및 KV≤0.060을 만족시키는 동시에,
    강 조직의 90면적％ 이상이 베이나이트이고, 잔량부가 마르텐사이트와 오스테나이트로 이루어지는 혼합 조직(MA 조직), 페라이트, 유사 폴리고널페라이트이고,
    베이나이트 조직의 평균 결정립 직경이 5 내지 20㎛이고,
    구오스테나이트립의 평균 어스펙트비가 5.0 이상인 것을 특징으로 하는, 고장력 강판.
    [수학식 1]
    Figure pat00007

    [수학식 2]
    Figure pat00008

    [단, []는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄]
  2. 제1항에 있어서, 상기 고장력 강판이, 다른 원소로서, 이하의 (A) 내지 (D)로부터 선택되는 적어도 1개의 군을 더 포함하는, 고장력 강판.
    (A) Cu:2.0％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    (B) Ni:5.0％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    (C) Ca, Mg 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상:합계 함유량이 0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    (D) Zr:0.020％ 이하(0％를 포함하지 않음)
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 고장력 강판을 제조하는 방법이며,
    Ac3 내지 1300℃로 가열하여 열간 압연을 행하는 데 있어서, 가열 온도를 T(℃)로 할 때, T/20－8(％) 이상의 압하율로 미재결정 영역 압연을 실시하고, 상기 압연 후 0.5 내지 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고장력 강판의 제조 방법.
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5704706B2 (ja) * 2011-03-16 2015-04-22 株式会社神戸製鋼所 Ｈａｚ靭性に優れた高強度厚鋼板
JP5833966B2 (ja) * 2012-04-20 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた溶接継手
CN105506494B (zh) * 2014-09-26 2017-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法
JP6358027B2 (ja) * 2014-10-06 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 厚鋼板
WO2016068094A1 (ja) * 2014-10-28 2016-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JP6582590B2 (ja) * 2015-06-17 2019-10-02 日本製鉄株式会社 Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法
PL3168312T3 (pl) * 2015-11-16 2019-09-30 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg Stopowa stal konstrukcyjna o strukturze bainitycznej, wytworzony z niej element kuty i sposób wytwarzania elementu kutego
CN110846594B (zh) * 2019-11-28 2021-02-09 钢铁研究总院 一种含铜超低碳贝氏体钢及其制备方法
JP7396322B2 (ja) * 2020-06-24 2023-12-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3602396B2 (ja) * 2000-02-15 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板
JP3602471B2 (ja) * 2000-05-24 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP3746707B2 (ja) * 2001-11-26 2006-02-15 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた高張力鋼板
JP4220871B2 (ja) * 2003-03-19 2009-02-04 株式会社神戸製鋼所 高張力鋼板およびその製造方法
JP4044470B2 (ja) * 2003-03-25 2008-02-06 株式会社神戸製鋼所 低温母材靭性および低温ｈａｚ靭性に優れた高靭性鋼板、並びにその製造方法
JP4313730B2 (ja) * 2004-06-21 2009-08-12 株式会社神戸製鋼所 材質異方性が少なく低温靭性に優れた高張力鋼板
JP4676871B2 (ja) * 2005-12-19 2011-04-27 株式会社神戸製鋼所 疲労亀裂進展抑制に優れた鋼板
JP4972451B2 (ja) * 2007-04-20 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
JP5433964B2 (ja) * 2008-03-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼板の製造方法

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