KR20130111394A - 굽힘 가공성, 충격 특성 및 인장 특성이 우수한 강판과 그의 제조 방법 - Google Patents

굽힘 가공성, 충격 특성 및 인장 특성이 우수한 강판과 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

판 두께가 두껍더라도 높은 항복 강도와 높은 인장 강도를 나타냄과 더불어 모재 인성, 굽힘 가공성 및 굽힘 가공 후의 인성이 우수하고, 나아가서는 HAZ 인성과 용접성(내용접균열성)도 우수한 고장력 강판을 실현한다.
그 강판은, 소정의 성분 조성을 만족하고, 소정의 수학식 1로 정의되는 용접 균열 감수성 조성 PCM이 0.20% 이하이고, 강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율: 70면적% 이상, 전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경): 7㎛ 이하, 및 MA의 분율: 0.5면적% 이하를 만족하고, 또한 강판 표면부의 비커스 경도의 최고값이 220 이하이다.

Description

굽힘 가공성, 충격 특성 및 인장 특성이 우수한 강판과 그의 제조 방법{STEEL SHEET EXCELLENT IN BENDING WORKABILITY, IMPACT PROPERTY AND TENSILE PROPERTY, AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 굽힘 가공성, 충격 특성(모재 인성 및 굽힘 가공 후의 인성) 및 인장 특성이 우수한 강판과 그의 제조 방법에 관한 것으로, 판 두께가 두꺼운 경우(예컨대 100mm 정도)이어도 모재의 인장 특성(항복 강도, 인장 강도)과 인성이 우수할 뿐만 아니라 굽힘 가공성 및 굽힘 가공 후의 인성이 우수하고, 나아가서는 HAZ 인성 및 용접성도 우수한 강판과 그의 제조 방법에 관한 것이다.
교량, 선박, 해양 구조물, 압력 용기, 라인 파이프 등의 용접 구조물재로서 이용되는 항복 강도 500MPa 이상의 고장력 강판에는, 강도 외에 인성이나 용접성이 요구되고, 최근에는 대입열에서의 용접성 확보도 요구된다. 게다가, 우수한 냉간 굽힘 가공성 외에, 굽힘 가공 후의 우수한 인성 확보나, -20∼-50℃ 정도의 한냉지에서의 사용을 위한 양호한 저온 인성 확보도 아울러 요구되는 경우가 있다. 특히, 냉간 굽힘 가공에 대해서는, 각형(角形) 강관과 같은 굽힘 내부 반경 2.5t와 같은 매우 엄격한 냉간 굽힘 가공이 이루어지는 경우가 있다. 이와 같은 경우에도, 냉간 굽힘 가공 후의 인성을 확보할 것이 요구된다. 이들 특성을 향상시키기 위한 검토가 종래부터도 다수 이루어지고 있고, 구체적으로, 상기 특성을 향상시키기 위한 강판의 성분 조성 및 제조 조건 등에 대하여 다수의 제안이 이루어져 있다.
이전에는 오프라인에서 재가열 담금질하고, 추가로 재가열 템퍼링 처리하는 방법, 또한 강판을 압연한 직후에 담금질을 행하는 이른바 직접 담금질을 행하고 나서 오프라인에서 템퍼링 처리를 하는 방법이 있었다. 그러나, 이들은 오프라인에서의 템퍼링 공정이 필요하여 생산성의 저하나 공사 기간 장기화 등의 문제가 있기 때문에, 최근에는 템퍼링 처리를 생략하여 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않는 이른바 비조질(非調質)의 제조 방법이 여러 가지 제안되어 있다.
상기 비조질의 제조 방법으로서, 예컨대 일본 특허공개 2006-241556호 공보(특허문헌 1)에는, 성분으로서, Nb의 탄질화물, Ti의 탄화물에 의한 석출 강화의 활용에 의해, 종래의 비조질 프로세스에서 강도를 얻기 위해 첨가하고 있던 고가의 Ni나 Cu를 삭감하고, 또한 Mn 첨가량을 증가시키며, 비조질 프로세스로서, 800℃ 이상의 온도 범위로부터 냉각 속도 2∼30℃/초로 냉각하고, 이어서 550∼700℃의 온도 범위로부터 냉각 속도 0.4℃/초 이하로 냉각하는 것에 의해, 항복 강도 450MPa 이상의 고장력을 갖고, 음향 이방성이 작으면서 용접성이 우수한 고장력 강판이 얻어진다는 취지가 제안되어 있다.
또한, 일본 특허공개 2009-263777호 공보(특허문헌 2)도 마찬가지로, Mn 첨가량을 증가시키고, 또한 화학 성분의 적정화에 더하여, 전단 냉각 - 후단 냉각을 포함하는 비조질 프로세스를 적용하는 것에 의해, 항복 응력이 460MPa 이상이고, 모재의 강도·인성이 우수함과 더불어 용접부의 인성도 우수한 고장력 강과 그의 제조 방법에 관한 기술이 제안되어 있다.
한편, 일본 특허공개 2001-64723호 공보(특허문헌 3)에는, 냉간 굽힘 후에도 우수한 저온 인성을 갖는 변형 시효 후의 인성이 우수한 비조질의 60킬로급 구조용 강에 관한 기술이 제안되어 있다. 이 기술은, 저C로 하고, 압연 후에 Ar3 이상으로부터 냉각 속도 2℃/초 이상으로 300∼600℃의 온도 영역까지 냉각하는 프로세스(가속 냉각을 실온까지의 도중에서 정지하는 프로세스)를 적용함과 더불어, 슬래브 가열 온도와 재결정 영역에서의 압연에 의해, 구오스테나이트 결정 입경, 및 베이나이트의 패킷 사이즈를 미세화하고, 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율 확보에 의한 페라이트 석출 촉진에 의해, 시멘타이트의 사이즈를 작게 하고 또한 석출량을 저감하고 있다. 그 결과, 변형 시효 후에도 우수한 인성을 확보할 수 있다는 것이 제시되어 있다.
특허공개 2006-241556호 공보 일본 특허공개 2009-263777호 공보 일본 특허공개 2001-64723호 공보
전술한 바와 같이 템퍼링 처리 생략의 관점에서, 비조질의 제조 방법이 여러 가지 제안되어 있다. 그러나, 냉간 굽힘 가공 후의 우수한 인성 확보나, -20∼-50℃ 정도의 한냉지에서의 사용을 위한 양호한 저온 인성 확보의 관점에서 이루어진 것은 아니다. 상기 일본 특허공개 2006-241556호 공보에서는, 제조 공정에 있어서 음향 이방성을 저감하도록 고온에서 압연을 행하고 있기 때문에, 특히 판 두께 80mm 이상의 후육재에서는, 달성 가능한 모재 인성은 vTrs로 -50∼-60℃ 정도이고, 냉간 굽힘 가공 후의 인성 확보나 한냉지에서의 사용을 고려하면 추가적인 검토가 필요하다고 생각된다.
또한, 상기 일본 특허공개 2009-263777호 공보에서는, 전단 냉각 후에 후단 냉각을 실시하고, 또한 후단 냉각의 정지 온도가 450℃ 이하에서 300℃ 정도로 비교적 저온이기 때문에, 냉각 완료 후의 서냉 과정에서의 템퍼링 효과가 적어, 강판 표면부의 경도가 큰 것으로 생각된다. 그 결과, 예컨대 굽힘 내부 반경이 2.5t로 엄격한 각형 강관을 제조하는 경우, 굽힘 가공이 가능하였다고 해도 굽힘 가공의 표층부의 균열 방지까지는 어렵다고 생각된다.
한편, 상기 일본 특허공개 2001-64723호 공보는 냉간 굽힘 등을 상정하여 변형 시효 후의 인성을 개선하고 있는 것이지만, 그 상정하고 있는 변형량은 5% 정도(굽힘 내부 반경으로 하여 10t 정도)이며, 전술한 바와 같은 굽힘 내부 반경 2.5t와 같은 엄격한 냉간 굽힘 가공에서는, 굽힘 외표면부의 변형량이 20% 정도로 되기 때문에, 굽힘 가공 후의 저온 인성을 확보하는 것이 곤란하다고 생각된다. 실제로, 이 선행문헌의 실시예(본 발명예)에는, 변형 시효 전의 vTs(vTrs)가 -70℃ 정도인 예도 있지만, 모재 인성이 이 수준이면, 굽힘 내부 반경 2.5t에서의 굽힘 가공 후의 인성을 확보하는 것이 곤란하다고 생각된다.
본 발명은 상기의 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 판 두께가 두껍더라도 높은 항복 강도와 높은 인장 강도를 나타냄과 더불어 모재 인성, 굽힘 가공성 및 굽힘 가공 후의 인성이 우수하고, 나아가서는 HAZ 인성과 용접성(내용접균열성)도 우수한 고장력 강판을, 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않고서 생산성 좋고 또한 저렴하게 제공하는 기술을 확립하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 굽힘 가공성, 충격 특성 및 인장 특성이 우수한 강판은,
C: 0.02∼0.05%(「질량%」의 의미. 화학 성분에 대하여 이하 동일),
Si: 0.10∼0.40%,
Mn: 1.85∼2.50%,
P: 0.012% 이하,
S: 0.005% 이하,
Nb: 0.020∼0.050%,
Ti: 0.005∼0.020%,
N: 0.0020∼0.0060%, 및
Al: 0.010∼0.060%
를 만족하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고,
하기 수학식 1로 정의되는 용접 균열 감수성 조성 PCM이 0.20% 이하이고,
강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율: 70면적% 이상,
전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경): 7㎛ 이하, 및
MA(Martensite-Austenite Constituent)의 분율: 0.5면적% 이하를 만족하고,
또한 강판 표면부의 비커스 경도의 최고값이 220 이하이다.
Figure pat00001
[수학식 1에서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B는 각 원소의 강 중 함유량(질량%)을 나타낸다.]
상기 강판은 추가로 다른 원소로서 Cu: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유하고 있어도 좋다.
또한 상기 강판은 추가로 다른 원소로서 Ca: 0.0005∼0.0050%를 함유하고 있어도 좋다.
본 발명은 상기 강판의 제조 방법도 포함하는 것으로, 그 제조 방법은 상기 성분 조성을 갖는 강편을 1050∼1200℃로 가열하고, 이어서 표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상, 또한 표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상으로 되도록 열간 압연을 행한 후, 표면 온도가 Ar3 이상인 온도로부터 4∼100℃/s의 평균 냉각 속도로 450∼600℃인 온도 영역까지 냉각하고, 그 후 공냉하는 점에 특징을 갖는다.
본 발명에 의하면, 판 두께가 80mm 이상으로 두꺼운 경우이어도 높은 인장 특성(항복 강도(YS)가 500MPa 이상, 또한 인장 강도(TS)가 570MPa 이상)을 나타냄과 더불어 모재 인성, 굽힘 가공성 및 굽힘 가공 후의 인성이 우수하고, 나아가서는 HAZ 인성과 용접성(내용접균열성)도 우수한 고장력 강판을, 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않고서 생산성 좋고 또한 저렴하게 제공할 수 있다. 상기 특성을 갖는 본 발명의 강판은 예컨대 교량이나 선박, 해양 구조물, 압력 용기, 라인 파이프 등의 용접 구조 부재로서 이용할 수 있다.
도 1은 아시큘러 페라이트의 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 아시큘러 페라이트의 분율과 인장 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 전체 조직의 평균 결정 입경과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 MA 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 전체 조직의 평균 결정 입경과 vTrs(충격 특성)의 관계를 나타내는 그래프이다.
본 발명자들은 상기 사정을 감안하여, 판 두께가 두꺼운 경우(후육)이어도 모재의 항복 강도와 인장 강도가 높고, 또한 모재 인성이 우수함과 더불어, 굽힘 가공성, 굽힘 가공 후의 인성, 나아가서는 HAZ 인성이나 용접성(내용접균열성)도 우수한 강판을 얻기 위한 방법에 대하여 예의 검토하였다.
그 결과, 강판 내부의 냉각 속도를 크게 할 수 없는 후육재에 대하여, 가속 냉각을 실온까지의 도중에서 정지하는 프로세스를 적용하여 상기 특성을 확보하기 위해서는, 화학 성분으로서, 저카본으로 하고, 또한 Nb 첨가에 의해 페라이트 노즈를 장시간 측으로 한 뒤에 오스테나이트 안정화 원소(Mn, 나아가서는 필요에 따라 Ni 등)를 첨가하여 변태 온도를 낮춰, 오스테나이트 영역에서의 재결정 압연과 미재결정 압연을 적절히 실시하고, 추가로 상기 프로세스에 있어서, 가속 냉각의 냉각 개시 온도, 냉각 속도 및 냉각 정지 온도를 소정의 범위 내로 제어하여, 조직을 미세한 아시큘러 페라이트(acicular ferrite) 주체의 조직으로 하고, 또한 국부적으로 C가 농축된 경질상인 M-A(Martensite-Austenite Constituent) 조직(이하, 「MA」라고 한다)을 극히 적게 하는 것이 중요하다는 것을 발견하였다(한편, 이하에서는, 본 발명에 있어서의 가속 냉각을 실온까지의 도중에서 정지하는 프로세스를 「본 발명의 가속 냉각 프로세스」라고 하는 경우가 있다).
또한, 굽힘 내부 반경이 2.5t로 되는 것과 같은 엄격한 냉간 굽힘 가공이 이루어진 경우에도, 표면 균열이 생기지 않는 양호한 굽힘 가공성을 확보하기 위해서는, 강판의 표면 경도를 저감하는 것이 유효하기 때문에, 그 방법을 검토한 바, 화학 성분 조성에 있어서 저카본으로 하여 최고 경도를 낮게 억제함과 더불어, 특히 가속 냉각의 정지 온도를 비교적 고온으로 하여 템퍼링 효과를 유효하게 활용하면 좋다는 것을 발견하였다.
게다가, 강재의 성분 조성에 있어서, 용접 균열 감수성 조성(PCM)을 0.20% 이하로 억제하는 것에 의해, 용접 균열도 억제되어 용접성이 우수함과 더불어, 15kJ/mm와 같은 대입열에서도 용접열 영향부의 인성(HAZ 인성)이 높은 강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 강판에 대하여 상세히 기술한다. 우선, 본 발명의 강판의 성분 조성을 규정한 이유부터 설명한다.
[C: 0.02∼0.05%]
C는 강판의 강도를 높이는 효과가 있다. C 함유량이 0.02% 미만이면, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 필요한 모재 강도를 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, 본 발명에서는 0.02% 이상으로 하였다. 바람직하게는 0.03% 이상이다.
한편, C는 HAZ 인성을 열화시키는 원소이고, 또한 내용접균열성을 열화시키기 쉬운 원소이기도 하다. 또한, C 함유량이 0.05%를 초과하면, 모재 강도는 확보하기 쉬워지지만, 냉각 속도에 대한 경도의 감수성이 커진다. 그 결과, 본 발명의 가속 냉각 프로세스에 있어서 냉각 속도가 커지면, 강판 표면부의 경도가 커져 굽힘 가공성이 열화된다. 또, C 함유량이 과잉이면, 본 발명의 가속 냉각 프로세스를 거친 후에 MA가 잔류하기 쉬워져, 항복 강도 500MPa 이상을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 본 발명에서는 C량의 상한을 0.05%로 하였다. C 함유량은 바람직하게는 0.04% 이하이다.
[Si: 0.10∼0.40%]
Si는 탈산재로서 유효한 원소이다. 또한, 아시큘러 페라이트 조직을 확보하여 모재 강도의 향상에 유효한 원소이기도 하다. 이러한 강화 기구를 발휘시키기 위해서는, Si를 0.10% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나, Si 함유량이 과잉으로 되면, 모재 인성과 굽힘 가공 후의 인성(충격 특성)이 열화되기 쉽다. 또한 Si 함유량이 과잉으로 되면, HAZ 인성과 용접성의 열화를 초래하기 쉬워지기 때문에, 0.40% 이하로 한다. 바람직한 상한은 0.35%이다.
[Mn: 1.85∼2.50%]
Mn은 오스테나이트를 안정화시키고, 변태 온도를 저온화시키는 것에 의해 담금질성을 향상시켜 강도 향상에 유효함과 더불어, 저온 변태에 의한 결정립 미세화 효과에 의해 충격 특성의 확보에 유효한 원소이다. 게다가, 본 발명에 있어서의 아시큘러 페라이트 조직의 확보를 Cu, Ni와 같은 원소의 첨가보다도 저렴하게 달성하는 것이 가능해진다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn을 1.85% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 1.90% 이상이다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면, HAZ 인성이 열화되기 때문에, Mn 함유량의 상한을 2.50%로 한다. 바람직한 상한은 2.40%이다.
[P: 0.012% 이하]
불가피적 불순물인 P는 충격 특성과 HAZ 인성에 악영향을 미치는 원소이기 때문에, P 함유량을 0.012% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010% 이하이다.
[S: 0.005% 이하]
S는 MnS를 형성하여 충격 특성(모재 인성, 굽힘 가공 후의 인성)과 HAZ 인성을 열화시키기 때문에, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 이러한 관점에서, S 함유량은 0.005% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.003% 이하이다.
[Nb: 0.020∼0.050%]
Nb는 오스테나이트의 저온도 영역에서 미재결정 영역을 형성하는 데 유효한 원소이고, 이 저온의 미재결정 영역에서 압연하는 것에 의해 모재의 조직 미세화 및 고인성화를 도모할 수 있다. 또한, 후술하는 본 발명의 가속 냉각 프로세스 후의 석출 강화를 실현하여 모재의 고강도화에도 유효한 원소이다. 또한 본 발명에 있어서 Nb는, 전술한 바와 같이 「저C 및 고Mn으로 함과 더불어, Nb를 소정량 첨가하고, 또한 제조 공정에 있어서, Nb가 고용되는 온도까지 가열하고, 오스테나이트 미재결정 영역에서 적절한 압하를 가하는 것에 의해 아시큘러 페라이트 조직을 얻기」 위해 필요 불가결한 원소이다. 게다가, 상기 고용 Nb는 강의 연속 냉각 변태에 있어서 페라이트 변태를 늦추는(페라이트 노즈를 장시간 측으로 하는) 효과가 있어, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하여 모재의 고강도화에 기여한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb를 0.020% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.030% 이상이다. 그러나, Nb 함유량이 과잉으로 되면, HAZ 인성이 열화되기 때문에, 0.050% 이하로 할 필요가 있다. 바람직한 상한은 0.040%이다.
[Ti: 0.005∼0.020%]
Ti는 N과 질화물(TiN)을 형성하여 열간 압연 전의 가열 시에 오스테나이트립(γ립)의 조대화를 방지하고, 얻어지는 조직을 미세화하는 것에 의해, 높은 항복 강도의 확보, 및 충격 특성과 HAZ 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 또, N을 고정시켜 고용 Nb를 확보하는 것에 의해, 오스테나이트 미재결정 영역을 확보하고, 또한 제조 공정에 있어서 본 발명의 가속 냉각 프로세스 후에 석출 강화시켜, 항복 강도를 높이는 데에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti를 0.005% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, Ti 함유량이 과잉으로 되면, TiN 외에 TiC가 석출되어, 충격 특성과 HAZ 인성이 열화된다. 따라서 Ti 함유량은 0.020% 이하로 한다. 바람직하게는 0.018% 이하이다.
[N: 0.0020∼0.0060%]
N은 Ti와 함께 TiN을 생성하고, 열간 압연 전의 가열 시 및 용접 시에 오스테나이트립의 조대화를 방지하여, 충격 특성이나 HAZ 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. N 함유량이 0.0020% 미만이면, TiN이 부족하고, 상기 오스테나이트립이 조대해져, 충격 특성이나 HAZ 인성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는, N량을 0.0020% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0025% 이상이다. 한편, N 함유량이 과잉으로 되어 0.0060%를 초과하면, 충격 특성과 HAZ 인성이 오히려 열화된다. 따라서 본 발명에서는, N량의 상한을 0.0060%로 한다. 바람직한 상한은 0.0055%이다.
[Al: 0.010∼0.060%]
Al은 탈산에 필요한 원소이기 때문에, 0.010% 이상 함유시킨다. 바람직하게는 0.020% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.030% 이상이다. 한편, Al을 과잉으로 함유시키면, 알루미나계의 조대한 개재물을 형성하여 충격 특성이 저하되기 때문에, 0.060% 이하로 한다. 바람직하게는 0.050% 이하이다.
본 발명 강판의 성분은 상기와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것이다. 또한, 상기 원소에 더하여 추가로 하기의 원소를 함유시킬 수도 있고, 이들 원소를 적량 함유시키는 것에 의해 강도나 인성 등을 더욱 높일 수 있다. 이하, 이들 원소에 대하여 상세히 기술한다.
[Cu: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소]
Cu와 Ni는 어느 것이나 용접성 및 HAZ 인성에 큰 악영향을 미침이 없이 모재의 강도 및 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu와 Ni를 각각 0.10% 이상(보다 바람직하게는 0.15% 이상) 함유시키는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 저렴한 Mn의 첨가량을 확보하는 것에 의해, 고가인 Cu, Ni의 첨가량을 극력 저감하는 것을 목적으로 하고 있다. 따라서, 이들 원소의 함유량 상한은 야금적으로는 제약되지 않지만, 원료 비용을 저감하는 관점에서 각각 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 각각 0.45% 이하이다.
[Ca: 0.0005∼0.0050%]
Ca는 MnS를 구상화하여 내용접균열성에 대한 무해화에 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ca를 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, Ca 함유량이 과잉으로 되면, 개재물을 조대화시켜, 모재 인성을 열화시킨다. 따라서 Ca 함유량의 상한을 0.0050%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.0040%이다.
또한 본 발명에서는, 하기 수학식 1로 정의되는 용접 균열 감수성 조성(PCM)을 규정한다.
[하기 수학식 1로 표시되는 PCM: 0.20% 이하]
[수학식 1]
PCM = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B
[수학식 1에서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B는 각 원소의 강 중 함유량(질량%)을 나타낸다.]
PCM은 용접 균열 감수성 조성이라고 불리고, 판 두께가 예컨대 100mm로 후육이고 구속도가 큰 강판에 있어서도 용접 균열을 안정적으로 억제하기 위해서는, 0.20% 이하로 할 필요가 있다. PCM은 바람직하게는 0.19% 이하이다.
한편, PCM의 값은 작을수록 바람직하고 특별히 하한은 없지만, 본 발명의 화학 성분 조성에서는, PCM의 하한은 대략 0.14% 정도가 된다. 본 발명에 있어서, 상기 수학식 1에 포함되지 않는 원소에 대해서는 함유량을 영(0)으로 하여 산출하였다.
다음으로, 본 발명에서 강 조직(마이크로 조직)을 한정한 이유에 대하여 기술한다.
본 발명에서는, 원하는 특성(특히 높은 항복 강도와 인장 강도, 우수한 충격 특성)을 확보하기 위해서는, 강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율을 70면적% 이상으로 하고, 또한 전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경)을 7㎛ 이하로 하고, 또한 MA의 분율을 0.5면적% 이하로 할 필요가 있다.
한편, 후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 조직을 규정하고 있는 부위는 판 두께 1/4 부위이다. 당해 부위는 모재의 기계적 성질을 평가하는 데 일반적으로 이용되는 부위이어서, 그 부위에서의 조직을 규정하였다.
이하, 상기와 같이 규정한 이유에 대하여 말한다.
[강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율: 70면적% 이상]
본 발명에서는, 모재의 인장 특성과 모재 인성을 확보하기 위해, 성분 조성의 적정화(저C + 고Mn + Nb, Ti 첨가)와 가열·압연 조건의 적정화에 더하여, 본 발명의 가속 냉각 프로세스를 채용하는 것에 의해, 강의 변태 강화와 Nb의 석출 강화를 활용하고 있다. 그러나, 강의 변태 조직 중에서 가장 고온에서 변태 개시되어, 확산 변태가 주이고, 연질인 폴리고날 페라이트가 많아지면, 인장 특성, 특히 항복 강도 500MPa 이상을 만족하는 것이 곤란해진다. 따라서, 폴리고날 페라이트보다도 저온에서 변태되는 조직이고, 인장 특성과 충격 특성의 확보에 유효한 아시큘러 페라이트를 주체 조직으로 하는 것이 필요하다.
구체적으로는, 아시큘러 페라이트를 강의 전체 조직에 대하여 70면적% 이상으로 할 필요가 있다. 아시큘러 페라이트의 분율이 70면적%를 하회하면, 즉 아시큘러 페라이트 이외의 조직으로서 폴리고날 페라이트 조직이 증가하면, 전술한 바와 같이 모재 강도의 확보가 곤란해진다. 또한, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직의 분율이 증가하면, 모재 인성의 확보가 곤란해지기 때문에 바람직하지 않다.
아시큘러 페라이트의 분율은 보다 바람직하게는 80면적% 이상이다. 아시큘러 페라이트의 분율은 높을수록 좋고, 상한은 특별히 만들지 않는다.
상기 아시큘러 페라이트의 정의는 불명확한 부분이 많지만, 본 발명에 있어서의 아시큘러 페라이트는 유사 폴리고날 페라이트, 그래뉼러 베이니틱 페라이트를 포함하는 것으로 한다. 한편, 구오스테나이트 입계가 분명히 보존되어 있는 경우, 그 구오스테나이트 입계로 둘러싸여 있는 조직을 베이나이트 조직 또는 마르텐사이트 조직으로서 구별하였다.
상기 아시큘러 페라이트 이외에 존재하는 조직으로서, 제조 공정에서 불가피적으로 형성되는 폴리고날 페라이트나 베이나이트, 마르텐사이트를 들 수 있다. 보다 우수한 특성을 얻는 관점에서는, 상기 폴리고날 페라이트를 20면적% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 10면적% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.
[전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경): 7㎛ 이하]
본 발명에서는, 굽힘 가공 후의 우수한 인성을 확보하기 위해, 모재의 인성(특히는 저온 인성)을 높이는(vTrs≤-85℃) 것이 필요하다. 그것을 위해서는, 전술한 바와 같이 강 조직을 아시큘러 페라이트 주체로 함과 더불어, 전체 조직의 평균 결정 입경을 원 상당 직경으로 7㎛ 이하로 할 필요가 있다. 상기 평균 결정 입경이 7㎛를 초과하면, 아시큘러 페라이트 주체의 조직이어도 모재의 저온 인성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 조직이 조대해지면, 조직 미세화에 의한 항복 강도의 상승 효과가 작아져, 항복 강도 500MPa 이상을 만족하는 것이 곤란해진다. 전체 조직의 평균 결정 입경은 바람직하게는 6㎛ 이하이다. 여기서 말하는 전체 조직은, 아시큘러 페라이트 이외의 조직도 포함하는 모든 조직이 대상인 것을 의미하고 있다.
[MA의 분율: 0.5면적% 이하]
본 발명에서는, 높은 인장 강도를 확보함과 더불어 높은 항복 강도를 달성하는 것을 특징으로 하고 있고, 그것을 위해서는 MA의 분율을 0.5면적% 이하로 할 필요가 있다. MA의 분율이 0.5면적%를 초과하면, 경질인 MA에 의한 항복비 저감 효과에 의해 항복 강도가 저하되어 버려, 높은 항복 강도를 달성할 수 없게 된다. MA의 분율은 바람직하게는 0.3면적% 이하이다.
[강판 표면부의 비커스 경도의 최고값: 220 이하]
또한 본 발명에서는, 굽힘 가공성이 우수한 고장력 강판으로 하기 위해, 강판 표면부의 경도를 저감할 필요가 있다. 상세하게는, 강판 표면부(후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 강판 표면으로부터 1mm 깊이의 위치)의 비커스 경도의 최고값을 220 이하로 억제할 필요가 있다. 상기 비커스 경도의 최고값이 220을 초과하면, 굽힘 내부 반경이 2.5t라는 엄격한 냉간 굽힘 가공을 행하는 경우에, 강판 표면부에 균열이 생길 우려가 있다. 상기 비커스 경도의 최고값은 보다 바람직하게는 215 이하이다.
다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명에서는, 상기 기재된 화학 성분 조성을 갖는 강편을 1050∼1200℃로 가열하고, 이어서 표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상, 또한 표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상으로 되도록 열간 압연을 행한 후, 표면 온도가 Ar3 이상인 온도로부터 4∼100℃/s의 평균 냉각 속도로 450∼600℃인 온도 영역까지 냉각하고, 그 후 공냉한다. 이하, 상기와 같이 규정한 이유에 대하여 기술한다.
[열간 압연 시의 강편의 가열 온도: 1050∼1200℃]
이 가열 온도는 열간 압연 전의 조직 제어에 큰 영향을 준다. 규정량의 Nb를 함유시켜도 가열 온도가 1050℃ 미만이면, Nb의 고용이 불충분해지고, 고용 Nb에 의한 재결정 억제 효과가 작아져, 조직 미세화의 효과가 작아진다. 게다가, 고용 Nb가 적으면, 가속 냉각 중의 연속 냉각 변태 시의 페라이트 변태를 늦춰 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하는 효과나, 본 발명의 가속 냉각 프로세스에서의 가속 냉각 도중 정지 후의 석출 강화와 같은 효과가 작아져, 우수한 인장 특성을 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서 본 발명에서는, 가열 온도를 1050℃ 이상으로 하였다. 바람직하게는 1080℃ 이상이다. 한편, 가열 온도가 1200℃를 초과하면, 오스테나이트(γ) 입경의 조대화에 의해 충격 특성이 열화되고, 또한 원하는 항복 강도를 확보할 수 없다. 따라서 본 발명에서는, 가열 온도의 상한을 1200℃로 한다. 보다 바람직하게는 1180℃ 이하이다.
[표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역에서의 누적 압하율: 30% 이상]
표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역은, 고용 Nb량이 충분히 확보되어 있는 상태에서도 열간 압연 시에 오스테나이트가 재결정되는 온도 영역이다. 우수한 모재 인성(및 굽힘 가공 후의 인성)과 원하는 항복 강도를 확보하기 위해서는, 이 온도 영역에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하여, 오스테나이트립을 반복하여 재결정시켜 미세화할 필요가 있다. 상기 누적 압하율이 30% 미만이면, 상기 가열 직후의 오스테나이트립을 미세화할 수 없고, 결과로서 최종 조직이 조대해져, 상기 특성의 확보가 곤란해진다. 이 온도 영역에서의 바람직한 누적 압하율은 40% 이상이다.
또한, 상기 누적 압하율의 상한은 상기 미세화의 관점에서 특별히 한정되지 않지만, 압연 공정의 생산성이나 총 압하비의 관점에서는 80% 정도가 된다.
[표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역에서의 누적 압하율: 30% 이상]
표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역은, 고용 Nb량이 충분히 확보되어 있는 상태이면 열간 압연 시에 오스테나이트가 재결정되지 않는 이른바 미재결정 영역이다. 우수한 충격 특성과 원하는 항복 강도를 확보하기 위해서는, 상기 재결정 온도 영역의 열간 압연으로 오스테나이트립을 반복 재결정에 의해 미세화한 뒤에, 추가로 이 미재결정 영역에서 누적 압하율을 30% 이상 확보하는 것이 필요하다. 이에 의해 오스테나이트에 변형을 축적시켜, 열간 압연 후의 가속 냉각 공정에서의 변태 핵을 증가시킬 수 있어, 변태 후의 최종 조직을 미세화할 수 있다. 이 온도 영역에서의 누적 압하율이 30% 미만이면, 변태 핵이 부족하고, 최종 조직이 조대해져, 상기 특성의 확보가 곤란해진다. 이 온도 영역에서의 바람직한 누적 압하율은 40% 이상이다.
또한, 상기 누적 압하율의 상한은 상기 미세화의 관점에서 특별히 한정되지 않지만, 압연 공정의 생산성이나 총 압하비의 관점에서는 80% 정도가 된다.
[가속 냉각의 개시 온도(냉각 개시 온도): Ar3 이상의 온도]
표면 온도가 Ar3점을 하회하면, 연질인 폴리고날 페라이트가 생성되어, 모재 강도의 저하를 초래한다. 따라서 가속 냉각은 Ar3 이상의 온도로부터 개시하는 것이 필요하다. 가속 냉각의 냉각 개시 온도는 바람직하게는 (Ar3점+20℃) 이상의 온도이다. 한편, 가속 냉각의 냉각 개시 온도의 상한은 800℃ 정도이다.
상기 Ar3은 하기 수학식 2에 의해 산출하였다. 하기 수학식 2에서, 강 중에 포함되어 있지 않은 원소에 대해서는 영(0)으로 하여 산출하였다.
Figure pat00002
[수학식 2에서, C, Mn, Cu, Cr, Ni 및 Mo는 각 원소의 강 중 함유량(질량%)을 나타낸다.]
[가속 냉각의 평균 냉각 속도: 4∼100℃/s]
아시큘러 페라이트를 충분히 확보하여 높은 인장 특성을 확보하기 위해서는, 가속 냉각의 평균 냉각 속도를 4℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 이 평균 냉각 속도가 4℃/s를 하회하는, 예컨대 공냉과 같은 느린 냉각 속도인 경우, 아시큘러 페라이트 분율이 감소하고, 폴리고날 페라이트가 증가해 버리기 때문에, 모재 강도가 확보될 수 없게 된다. 가속 냉각의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 8℃/s 이상이다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 100℃/s를 초과하면, 표면부는 전단 변태에 의해 마르텐사이트가 주체로 되어, 표면 경도가 커져 버린다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도의 상한을 100℃/s로 하였다. 바람직하게는 80℃/s 이하이다.
[가속 냉각의 정지 온도(냉각 정지 온도): 450∼600℃의 온도 영역]
가속 냉각 프로세스에 있어서, 변태 강화 및 석출 강화에 의해 고강도화를 도모하기 위해서는, 450∼600℃와 같은 비교적 높은 온도 영역에서 가속 냉각을 정지할 필요가 있다. 450℃를 하회하면 변태 강화는 얻어지지만, 도중 정지에 의한 템퍼링 효과가 작아져, 표면 경도의 증대를 초래함과 더불어, MA가 잔존하여 항복 강도의 저하를 초래한다. 따라서, 가속 냉각의 정지 온도를 450℃ 이상으로 하였다. 바람직하게는 470℃ 이상이다. 한편, 600℃를 상회하면, 충분한 변태 강화가 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 주체 조직으로 되어, 충분한 모재 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 가속 냉각의 정지 온도를 600℃ 이하로 하였다. 바람직하게는 570℃ 이하이다.
상기 가속 냉각 후에는, 실온까지 공냉하여 본 발명의 강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는, 전술한 바와 같이 가속 냉각에 의해 450∼600℃의 온도 영역에서 냉각 정지하고, 그 후 공냉하는 것에 의해, Nb의 탄질화물에 의한 석출 강화를 도모한다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1에 나타내는 (화학) 성분 조성(잔부는 철 및 불가피 불순물이고, 표 1 중 공란은 원소를 첨가하지 않고 있는 것을 나타내고 있다)으로 조정하여 용제(溶製) 완료 후, 연속 주조하여 얻어진 슬래브를, 표 2 또는 표 3에 나타내는 온도(슬래브 가열 온도)로 가열하고 나서 열간 압연을 실시하고, 그 후, 가속 냉각을 행하여 표 2 또는 표 3에 나타내는 판 두께의 강판을 얻었다. 한편, 일부의 예에서는 이 가속 냉각을 행하지 않고 공냉을 행하였다.
상기 슬래브 가열 온도는 슬래브 중앙의 두께 방향에서 계산한 평균 온도이고, 가열로의 노 내부 분위기 온도와 노 체재 시간으로부터 계산한 것이다. 또한, 열간 압연에 있어서의 온도, 가속 냉각 개시 온도 및 가속 냉각 정지 온도는 모두 라인에 설치되어 있는 방사 온도계에 의해 측정한 온도이다. 여기서, 가속 냉각 정지 온도는 가속 냉각 완료 후 복열 후의 표면 온도이다. 또한, 가속 냉각 시의 평균 냉각 속도는 가속 냉각 개시 시의 강판 표면 온도와 정지 시의 강판 표면 온도, 및 냉각 시간으로부터 계산한 것이다.
Figure pat00003
Figure pat00004
Figure pat00005
상기와 같이 하여 얻어진 강판을 이용하여 조직 관찰과 특성의 평가를 하기의 요령으로 실시하였다.
<강 조직의 관찰>
〔아시큘러 페라이트 분율의 측정〕
아시큘러 페라이트 분율은 하기와 같이 하여 측정하였다.
(1) 압연 방향에 평행하고 또한 강판 표면에 대하여 수직인, 강판 표리면을 포함하는 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 상기 강판으로부터 샘플을 채취한다.
(2) 습식 에머리 연마지(#150∼#1000)로의 연마, 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해 관찰면의 경면 마무리를 행한다.
(3) 연마된 샘플을 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식시켜 결정 입계를 현출시킨다.
(4) t(판 두께)/4 부위에 있어서, 현출시킨 조직을 400배의 배율로 사진 촬영한다(본 실시예에서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영). 다음으로, 촬영한 사진에 의해, 구오스테나이트 입계에 폴리고날 페라이트가 생성되어 있는 것을 판별하고, 조직 사진 중의 폴리고날 페라이트로 식별된 부분을 검게 전부 칠한다.
한편, 폴리고날 페라이트가 생성되어 있지 않은 경우는, 유사 폴리고날 페라이트, 그래뉼러 베이니틱 페라이트를 포함하는 아시큘러 페라이트, 또는 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 구성되어 있다. 여기서, 구오스테나이트 입계가 분명히 잔존하고 있는 경우, 그 구오스테나이트 입계로 둘러싸이는 영역의 조직은, 전단 변태가 주체인 베이나이트 조직 또는 마르텐사이트 조직이라고 판단하여, 검게 전부 칠한다.
상기 베이나이트 조직 또는 마르텐사이트 조직이 생기는 경우로서, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 경우에는, 제조 공정에 있어서 가속 냉각 시의 속도가 극단적으로 큰 경우나, 열간 압연 등의 가공을 가하지 않고서 가속 냉각한 경우, 또는 열간 압연에서의 가공률이 작은 경우 등을 들 수 있다. 또한, 본 발명에서 규정하는 성본 조성을 만족하지 않는 경우에는, B를 함유하는 경우나 C의 첨가량이 많아져 담금질성이 높은 경우, 즉 변태 온도가 더욱 저하되는 경우 등을 들 수 있다.
한편, MA는 상기 부식으로는 판별할 수 없기 때문에, 후술하는 방법으로 별도 측정한다.
다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 입력한다(상기 사진의 영역은 400배의 경우 150㎛×200㎛에 상당한다). 화상 해석 장치에의 입력은 어느 배율의 경우도 영역의 합계가 1mm×1mm 이상으로 되도록 입력한다(즉, 400배의 경우, 상기 사진을 적어도 35장 입력한다).
(5) 화상 해석 장치에 있어서, 사진마다 흑색 이외의 면적률을 산출하고, 또한 후술하는 MA의 분율을 뺀 것을 아시큘러 페라이트 분율로 하였다. 한편, 표 4 및 표 5에는, 상기 검게 전부 칠한 폴리고날 페라이트, 및 베이나이트 및/또는 마르텐사이트의 분율에 대해서도 참고로 나타내고 있다.
〔전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경)의 측정〕
전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경)을 하기의 요령으로 측정하였다. 아시큘러 페라이트도 기타 조직도 전부 이 요령으로 측정하는 것이 가능하다.
(1) 압연 방향과 평행한 방향으로 절단한, 판 두께의 표리면부를 포함하는 샘플을 준비한다.
(2) #150∼#1000까지의 습식 에머리 연마지 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법을 이용하여 연마지, 다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용하여 경면 마무리를 실시한다.
(3) 텍스에스이엠 래보러토리즈(TexSEM Laboratories)사제의 EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 장치를 사용하여, 판 두께 방향의 t/4 부분에서 측정 범위: 200×200㎛, 0.5㎛ 피치로, 결정 방위차 15° 이상의 경계를 결정 입계로 하여 대경각(大傾角) 입자의 사이즈를 측정한다. 이때, 측정 방향의 신뢰성을 나타내는 컨피던스 인덱스(confidence index)가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상으로부터 제외한다.
(4) 이렇게 하여 구해지는 대각(大角) 입계로 둘러싸이는 사이즈의 평균값을 산출하여, 본 발명에 있어서의 「전체 조직의 평균 결정 입경」으로 한다. 한편, 대각 입계로 둘러싸이는 사이즈가 1.0㎛ 이하인 것에 대해서는, 측정 노이즈라고 판단하여, 평균값 계산의 대상으로부터 제외한다.
〔MA의 관찰 및 분율의 측정 방법〕
MA의 분율은 하기와 같이 측정하였다.
(1) 압연 방향에 평행하고 또한 강판 표면에 대하여 수직인, 강판 표리면을 포함하는 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 상기 강판으로부터 샘플을 채취한다.
(2) 습식 에머리 연마지(#150∼#1000)로의 연마, 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해 관찰면의 경면 마무리를 행한다.
(3) 연마된 샘플을 레페라 용액을 이용하여 부식시켜 MA를 현출시킨다. MA 현출 부분은 광학 현미경 사진 상에서는 하얗게 착색되어 있다. 한편, 마르텐사이트는 이 부식으로는 하얗게 되지 않기 때문에, 마르텐사이트와 MA를 구별할 수 있다.
(4) t(판 두께)/4 부위에 있어서, 현출시킨 조직을 1000배의 배율로 사진 촬영한다(본 실시예에서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영). 다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 입력한다(상기 사진의 영역은 1000배의 경우 60㎛×80㎛에 상당한다). 화상 해석 장치에의 입력은, 영역의 합계가 0.4mm×0.4mm 이상으로 되도록 입력한다(즉, 1000배의 경우는 상기 사진을 적어도 35장 입력한다).
(5) 화상 해석 장치에 있어서, 사진마다 MA의 면적률을 산출하고, 모든 사진의 평균값을 MA의 면적률로 한다.
<굽힘 가공성의 평가(표면의 비커스 경도의 최고값의 측정)>
표면의 비커스 경도의 최고값(표면 경도)은 하기와 같이 측정하였다.
(1) 압연 방향에 평행하고 또한 강판 표면에 대하여 수직인, 강판 표리면을 포함하는 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 상기 강판으로부터 샘플을 채취한다.
(2) 습식 에머리 연마지(#150∼#1000)로의 연마, 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해 관찰면의 경면 마무리를 행한다.
(3) 연마된 샘플에 의해, 표면 아래 1mm 부분에서 수평 방향으로 1mm 피치로 10점, 98N의 하중으로 비커스 경도의 측정을 행하여, 이 10점의 비커스 경도 중 가장 높은 것을 강판 표면부의 비커스 경도의 최고값으로 하였다. 그리고, 이 최고값이 220 이하인 경우를 표면 경도가 낮고, 굽힘 가공성이 우수하다고 평가하였다.
<인장 특성의 평가>
t(판 두께)/4의 부위로부터 압연 직각 방향으로 JISZ 2201의 4호 시험편을 채취해서, JISZ 2241의 요령으로 인장 시험을 행하여 항복 강도 및 인장 강도를 측정하였다. 그리고, 항복 강도가 500MPa 이상, 또한 인장 강도가 570MPa 이상인 것을 인장 특성이 우수하다고 평가하였다.
<충격 특성의 평가(샤르피 충격 시험)>
t(판 두께)/4의 부위로부터 압연 직각 방향으로 JISZ 2242의 V 노치 시험편을 채취해서, JISZ 2242의 요령으로 샤르피 충격 시험을 행하여 vTrs를 구하였다. 한편, vTrs를 구할 때에는, 각 시험 온도에서 3개씩 실시하였다. 그리고, vTrs가 -85℃ 이하인 것을 충격 특성이 우수, 구체적으로는 모재 인성이 우수함과 더불어 굽힘 가공 후의 굽힘부의 인성도 우수하다고 평가하였다.
<HAZ 인성의 평가>
재현 열 사이클 시험기에 의해 용접 입열 15kJ/mm를 상정한 열 사이클을 부여하고, JISZ 2242의 V 노치 시험편을 채취해서, JISZ 2242의 요령으로 샤르피 충격 시험을 행하여 HAZ 인성을 평가하였다. 시험 온도는 -20℃에서 행하고, 3개의 평균값을 구하였다. 그리고 상기 평균값이 100J 이상인 경우를 HAZ 인성이 우수하다고 평가하였다.
<용접성의 평가(균열 방지 온도의 측정)>
균열 방지 온도의 평가에 대해서는, 피복 아크 용접에 의해 JISZ 3158의 요령으로 예열 온도를 5℃, 25℃, 50℃, 75℃로 해서 용접을 실시하여 균열 방지 온도를 측정하였다. 균열 방지 온도가 5℃인 것을 용접성이 우수한 것이라고 평가하였다.
이들의 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다.
Figure pat00006
Figure pat00007
표 1∼5로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(이하의 No.는 표 2∼5의 실험 No.를 나타낸다).
No. A1-1, A1-3, A1-4, A2∼A5, A6-3, A6-4, A6-7, A6-8, A7-3, A7-4, A7-6∼A7-8, A8-3, A8-4, A9∼A13은 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하고, 또한 규정하는 조건에서 제조하여 얻어진 것이기 때문에, 높은 인장 특성(항복 강도·인장 강도)을 나타냄과 더불어, 모재 인성이 우수하고, 또한 굽힘 가공성, 굽힘 가공 후의 인성, 용접성 및 HAZ 인성이 모두 우수하다.
이에 반하여, 상기 No. 이외의 예는 본 발명에서 규정하는 성분 조성 및 제조 조건 중 적어도 어느 것인가를 만족하지 않고 있고, 그 결과, 상기 특성 중 어느 것인가가 뒤떨어지는 것으로 되었다.
상세하게는, No. A1-2는 (슬래브) 가열 온도가 지나치게 낮기 때문에, Nb가 전부 고용되지 않고, 담금질성이 부족하여 아시큘러 페라이트 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
No. A1-5는 (슬래브) 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 오스테나이트(γ) 결정립이 조대화되고, 결과로서 전체 조직의 평균 결정 입경이 커졌다. 그 결과, 충격 특성이 뒤떨어짐과 더불어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다.
No. A6-1은 강판의 표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역(오스테나이트 재결정 온도 영역)에서의 압하를 행하지 않고 있기 때문에, 또한 No. A6-2는 상기 온도 영역에서의 압하율이 부족하기 때문에, 모두 전체 조직의 평균 결정 입경이 커졌다. 그 결과, 충격 특성이 뒤떨어짐과 더불어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다.
No. A6-5는 강판의 표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역(오스테나이트 미재결정 온도 영역)에서의 압하를 행하지 않고 있기 때문에, 또한 No. A6-6은 상기 온도 영역에서의 압하율이 부족하기 때문에, 모두 전체 조직의 평균 결정 입경이 커졌다. 그 결과, 충격 특성이 뒤떨어짐과 더불어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다.
No. A7-1은 가속 냉각을 실시하지 않고 있기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 조직 주체로 되어, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
No. A7-2는 가속 냉각에 있어서의 냉각 개시 온도가 Ar3을 하회하여 낮기 때문에, 폴리고날 페라이트가 석출되고, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않았다. 그 결과, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
No. A7-5는 가속 냉각에 있어서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 조직 주체로 되어, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
No. A7-9는 가속 냉각에 있어서의 냉각 속도가 지나치게 빠르기 때문에, 표면 경도가 지나치게 커져 굽힘 가공성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
No. A8-1 및 A8-2는 가속 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮기 때문에, MA가 생성되어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다. 또한, 표면 경도도 지나치게 커져 굽힘 가공성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
No. A8-5는 가속 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 지나치게 높기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 폴리고날 페라이트 조직 주체로 되어, 인장 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
No. B1은 PCM이 규정의 상한을 초과하고 있기 때문에, 내용접균열성이 열화되었다.
No. B2는 C량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 인장 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.
No. B3은 C량이 과잉이기 때문에, MA가 과잉으로 생성되어, 원하는 항복 강도를 확보할 수 없었다. 또한, 표면 경도가 지나치게 커져 굽힘 가공성이 뒤떨어지는 것으로 되었다. 또, 미세한 조직이 얻어지지 않아, 충격 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다. 또한 HAZ 인성도 열화되었다.
No. B4는 Si량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 인장 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다. 또한, No. B5는 Si량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 열화되었다.
No. B6은 Mn량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않아, 인장 특성이 열화되었다. 또한, 전체 조직의 평균 결정 입경이 커져, 충격 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다. No. B7은 Mn량이 과잉이기 때문에, HAZ 인성이 열화되는 결과가 되었다.
No. B8은 P량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.
No. B9는 S량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.
No. B10은 Al량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.
No. B11은 Nb량이 부족하기 때문에, 아시큘러 페라이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 또한 전체 조직의 평균 결정 입경이 커져, 인장 특성이 열화되고, 또한 충격 특성도 열화되었다. No. B12는 Nb량이 과잉이기 때문에, HAZ 인성이 열화되었다.
No. B13은 Ti량이 부족하기 때문에, TiN이 충분히 형성되지 않고, 열간 압연 전의 가열로 오스테나이트립이 조대화되어, 원하는 항복 강도가 얻어지지 않고, 또한 충격 특성과 HAZ 인성도 열화되는 결과가 되었다. No. B14는 Ti량이 과잉이기 때문에, TiC가 석출되어, 충격 특성(모재 인성, 굽힘 가공 후의 인성)과 HAZ 인성이 열화되었다.
No. B15는 N량이 부족하기 때문에, TiN이 충분히 형성되지 않고, 열간 압연 전의 가열로 오스테나이트립이 조대화되어, 전체 조직의 평균 결정 입경이 커져, 원하는 항복 강도가 얻어지지 않고, 또한 충격 특성과 HAZ 인성도 열화되는 결과가 되었다. No. B16은 N량이 과잉이기 때문에, 충격 특성과 HAZ 인성이 열화되었다.
또한, 실시예를 이용하여 조직과 특성의 관계를 정리한 도면을 도 1∼5에 나타낸다. 도 1은 아시큘러 페라이트의 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이고, 도 2는 아시큘러 페라이트의 분율과 인장 강도의 관계를 나타내는 그래프이다. 이 도 1 및 도 2로부터, 항복 강도를 500MPa 이상으로 하면서 인장 강도를 570MPa 이상으로 하기 위해서는, 아시큘러 페라이트의 분율을 70면적% 이상으로 할 필요가 있음을 알 수 있다. 또한, 도 3은 전체 조직의 평균 결정 입경과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이고, 도 4는 MA 분율과 항복 강도의 관계를 나타내는 그래프이다. 이들 도 3 및 도 4로부터, 항복 강도를 500MPa 이상으로 하기 위해서는, 전체 조직의 평균 결정 입경을 7㎛ 이하로 함과 더불어, MA의 분율을 0.5면적% 이하로 억제할 필요가 있음을 알 수 있다.
또, 도 5는 전체 조직의 평균 결정 입경과 vTrs(충격 특성)의 관계를 나타내는 그래프이다. 이 도 5로부터, vTrs: -85℃ 이하를 달성하기 위해서는, 전체 조직의 평균 결정 입경을 7㎛ 이하로 할 필요가 있음을 알 수 있다.

Claims (4)

  1. C: 0.02∼0.05%(「질량%」의 의미. 화학 성분에 대하여 이하 동일),
    Si: 0.10∼0.40%,
    Mn: 1.85∼2.50%,
    P: 0.012% 이하,
    S: 0.005% 이하,
    Nb: 0.020∼0.050%,
    Ti: 0.005∼0.020%,
    N: 0.0020∼0.0060%, 및
    Al: 0.010∼0.060%
    를 만족하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고,
    하기 수학식 1로 정의되는 용접 균열 감수성 조성 PCM이 0.20% 이하이고,
    강의 전체 조직에서 차지하는 아시큘러 페라이트의 분율: 70면적% 이상,
    전체 조직의 평균 결정 입경(원 상당 직경): 7㎛ 이하, 및
    MA(Martensite-Austenite Constituent)의 분율: 0.5면적% 이하를 만족하고,
    또한 강판 표면부의 비커스 경도의 최고값이 220 이하인
    강판.
    [수학식 1]
    PCM = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B
    [수학식 1에서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B는 각 원소의 강 중 함유량(질량%)을 나타낸다.]
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로 다른 원소로서 Cu: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유하는 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    추가로 다른 원소로서 Ca: 0.0005∼0.0050%를 함유하는 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 1050∼1200℃로 가열하고, 이어서 표면 온도가 900∼1050℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상, 또한 표면 온도가 750∼850℃인 온도 영역에서 누적 압하율이 30% 이상으로 되도록 열간 압연을 행한 후, 표면 온도가 Ar3 이상인 온도로부터 4∼100℃/s의 평균 냉각 속도로 450∼600℃인 온도 영역까지 냉각하고, 그 후 공냉하는, 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 제조하는 방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109280850A (zh) * 2018-10-29 2019-01-29 南京钢铁股份有限公司 一种80mm大厚度高韧性低合金耐磨钢板及其制造方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6354790B2 (ja) * 2015-05-29 2018-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法及び高強度高靭性鋼管用鋼板
CN105018856B (zh) * 2015-08-14 2017-03-01 武汉钢铁(集团)公司 纵横向力学性能差异小的桥梁用结构钢板及其制造方法
KR101758520B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
JP6807690B2 (ja) * 2016-09-27 2021-01-06 日本製鉄株式会社 角形鋼管
KR101917456B1 (ko) 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
KR101908819B1 (ko) * 2016-12-23 2018-10-16 주식회사 포스코 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101999018B1 (ko) * 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
JP6729823B2 (ja) * 2018-03-22 2020-07-22 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼の製造方法
EP3896184B1 (en) * 2018-12-11 2023-10-18 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet having excellent moldability and impact resistance, and method for manufacturing high-strength steel sheet having excellent moldability and impact resistance
JP7398970B2 (ja) * 2019-04-22 2023-12-15 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
CN112553524A (zh) * 2019-09-26 2021-03-26 上海梅山钢铁股份有限公司 管线用屈服强度360MPa级热轧钢板及其制造方法
CN114381658B (zh) * 2021-11-26 2023-03-10 安阳钢铁集团有限责任公司 一种800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1068045A (ja) * 1996-06-21 1998-03-10 Nkk Corp 溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼およびその製造方法
JP3823627B2 (ja) * 1999-08-26 2006-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法
JP4071906B2 (ja) * 1999-11-24 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法
KR100544722B1 (ko) * 2001-12-24 2006-01-24 주식회사 포스코 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법
JP4696615B2 (ja) * 2005-03-17 2011-06-08 住友金属工業株式会社 高張力鋼板、溶接鋼管及びそれらの製造方法
ES2402548T3 (es) * 2007-12-04 2013-05-06 Posco Lámina de acero con alta resistencia y excelente dureza a baja temperatura y método de fabricación de la misma
JP5439887B2 (ja) * 2008-03-31 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼およびその製造方法
JP5216530B2 (ja) * 2008-10-29 2013-06-19 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
JP5432565B2 (ja) * 2009-04-01 2014-03-05 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性および疲労亀裂進展抑制特性に優れた厚鋼板
JP5432548B2 (ja) * 2009-03-04 2014-03-05 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
CN101906569B (zh) * 2010-08-30 2013-01-02 南京钢铁股份有限公司 一种热处理方法制备的抗大变形管线钢及其制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109280850A (zh) * 2018-10-29 2019-01-29 南京钢铁股份有限公司 一种80mm大厚度高韧性低合金耐磨钢板及其制造方法

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