KR20160088375A

KR20160088375A - 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160088375A
Application number: KR1020167016202A
Authority: KR
Inventors: 가츠유키 이치미야; 시게키 기츠야; 가즈쿠니 하세; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-12-12
Filing date: 2014-12-10
Publication date: 2016-07-25
Also published as: JP5950045B2; US20160312327A1; WO2015088040A1; CN105980588A; EP3081662B1; CN105980588B; EP3081662A4; KR101846759B1; JPWO2015088040A1; WO2015088040A8; EP3081662A1

Abstract

본 발명에 따라, 소정의 강판 성분을 가짐과 함께, B 를 0.0003 ％ 미만으로 억제하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판 성분을 갖고, Ti, Nb 및 Mo 를, Ti 량 ([Ti]), Nb 량 ([Nb]) 및 Mo 량 ([Mo]) 이, [Nb]/([Ti]+[Nb]+[Mo]) ≥ 0.3 의 관계를 만족시키는 범위에서 함유되고 또한 평균 입자 직경이 20 ㎚ 이하의 석출물을 갖는 강판으로 함으로써, 해양 구조물이나 선박, 압력 용기, 펜스탁 등 철강 구조물에 사용하기에 바람직한, 항복 응력 (YS) 이 460 ㎫ 이상이고, 다층 용접부의 용접 열 영향부의 저온 인성 (CTOD 특성) 과 용접 시공시의 열처리 후의 강도 인성 (PWHT 특성) 이 우수한 후육 고장력 강판을 얻을 수 있다.

Description

강판 및 그 제조 방법{STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 해양 구조물이나 선박, 압력 용기, 펜스탁 등 철강 구조물에 사용되는 고장력의 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 항복 응력 (YS) 이 460 ㎫ 이상이고, 강판의 강도·인성이 우수할 뿐만 아니라, 다층 용접부의 저온 인성 (CTOD 특성) 및 용접 시공시의 열 처리 (PWHT) 후의 강도와 인성 (PWHT 특성) 도 우수한 후육 (厚肉) 고장력의 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

선박이나 해양 구조물, 압력 용기 등에 사용되는 강판은 용접 접합되어, 원하는 형상의 구조물로서 완성된다. 그 때문에, 이들 강판에는, 구조물의 안전성의 관점에서, 강도가 높고, 인성이 우수한 것은 물론, 용접을 실시했을 때의 용접 이음매부 (용접 금속이나 열 영향부) 의 인성이 우수할 것도 요구된다.

종래, 강판의 인성 평가 기준으로는, 주로 샤르피 충격 시험에 의한 흡수 에너지가 사용되어 왔지만, 최근에는, 보다 신뢰성을 높이기 위해서, 균열 개구 변위 시험 (Crack Tip Opening Displacement Test, 이하, CTOD 시험이라고 칭한다) 이 사용되는 경우가 많다. 이 시험은, 인성을 평가하는 부위에 피로 선균열을 실시한 시험편을 3 점 굽힘하여, 파괴 직전의 균열의 구개 (口開) 량 (소성 변형량) 을 측정하여 취성 파괴의 발생 저항을 평가하는 것이다.

CTOD 시험에서는 피로 선균열을 사용하므로, 매우 미소한 영역이 인성 평가부가 된다. 그 때문에, 강판 중에 국소 취화역이 존재하면, 샤르피 충격 시험에서 양호한 인성이 얻어졌다고 해도, CTOD 시험에서는 낮은 값을 나타내는 경우가 있다.

이 국소 취화역은, 판 두께가 두꺼운 강판 등에 있어서, 다층 쌓기 용접에 의해 복잡한 열 이력을 받는 용접 열 영향부 (이하, HAZ 라고도 칭한다) 에서 발생하기 쉽고, 추가로, 본드부 (용접 금속과 모재의 경계) 나, 2 상역으로 본드부가 재가열되는 부분 (1 사이클째의 용접에 의해 조립 (粗粒) 이 되고, 후속하는 용접 패스에 의해 페라이트와 오스테나이트의 2 상역으로 가열되는 영역, 이하, 2 상역 재가열부라고 칭한다) 이 국소 취화역이 되기 쉽다.

여기서, 본드부는, 용접시에 융점 바로 아래의 고온에 노출되기 때문에, 오스테나이트 입자가 조대화되어, 계속되는 냉각에 의해 인성이 낮은 상부 베이나이트 조직으로 변태되기 쉬우므로, 매트릭스 자체의 인성이 낮아지기 쉽다. 또한 본드부는, 위드만 슈테텐 조직이나 도상 (島狀) 마텐자이트 (이하, M-A 라고도 칭한다) 등의 취화 조직이 생성되기 쉽고, 이 취화 조직이 생성되면, 강판의 인성은 더욱 저하되기 쉬워진다.

여기에, 용접 열 영향부의 인성을 향상시키기 위해, 예를 들어 강판 중에 TiN 을 미세 분산시켜, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하거나 페라이트 변태핵으로서 이용하거나 하는 기술이 실용화되고 있다. 그러나, 본드부에 있어서는, TiN 이 용해되는 온도역으로까지 가열되는 경우가 있어, 용접부의 저온 인성 요구가 엄격할수록 가열 온도가 높기 때문에, 상기 서술한 TiN 을 미세 분산시킨 작용 효과가 잘 발현되지 않게 된다.

이들 문제를 해결하기 위해서, 특허문헌 1 이나 특허문헌 2 에는, 희토류 원소 (REM) 를 Ti 와 함께 복합 첨가하여, 강판 중에 미세 입자를 분산시킴으로써, 오스테나이트의 입자 성장을 억제하여, 용접부 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

아울러, 특허문헌 1 이나 특허문헌 2 에는, Ti 의 산화물을 분산시키는 기술이나, BN 의 페라이트 핵 생성능과 산화물 분산을 조합하는 기술, 나아가서는 Ca 나 REM 을 첨가하여 황화물의 형태를 제어함으로써, 인성을 높이는 기술 등이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는, Ti 산화물을 강 중에 분산시켜, HAZ 인성을 향상시키는 기술에 대해 개시되어 있다.

또한, 2 상역 재가열부에 대해 서술하면, 2 상역 재가열에 의해 오스테나이트로 역변태한 영역에 탄소가 농화되고, 냉각 중에 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 취약한 베이나이트 조직이 생성되어 강의 인성은 저하되지만, 이 인성 저하를 방지하기 위해, 강판 성분을 저 C, 저 Si 화하고, 섬 형상 마텐자이트의 생성을 억제하여 인성을 향상시키고, Cu 를 첨가함으로써 모재 강도를 확보하는 기술이 개시되어 있다 (예를 들어, 특허문헌 4 및 5).

여기서, 특허문헌 4 에 기재된 기술은, 압연 후의 냉각 속도를 0.1 ℃/s 이하로 하고, 이 과정에서 Cu 입자를 석출시키는 방법을 취하고 있지만, 제조 안정성에 과제가 있다.

또, 특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, N/Al 비를 0.3 ∼ 3.0 으로 함으로써 AlN 의 조대화나 고용 N 의 악영향에 의한 인성 열화를 억제하고 있지만, 고용 N 은 Ti 에 의한 제어가 보다 간편하다.

또한, YS 가 460 ㎫ 를 초과하는 후육재에 있어서는, 용접 시공시에 후열처리 (PWHT) 가 실시되는 경우가 있다. 이 때 모재도 동시에 가열되기 때문에, PWHT 처리를 받아도 모재 특성을 유지해야 하지만, 종래, 열을 받은 경우의 강도 저하를 억제하기 위해서는, 그 온도에서 석출물을 형성하는 원소를 첨가하는 것이 일반적이었다.

일본 특허공보 평03-053367호 일본 공개특허공보 소60-184663호 일본 특허공보 제3697202호 일본 특허공보 제3045856호 일본 특허공보 제4432905호

여기서, 특허문헌 1 및 2 에 기재된 기술은, 비교적 저강도이고 합금 원소량이 적은 강재가 대상인 바, 보다 고강도이고 합금 원소량이 많은 후육재의 경우에는, HAZ 조직이 페라이트를 함유하지 않는 조직이 되기 때문에 적용할 수 없다는 문제가 있다.

또, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, Ti 산화물을 강 중에 안정적으로 미세 분산시키는 것이 곤란하다는 문제가 있었다.

또한, Cu 석출물에 의한 강도 확보는, 인성의 저하를 초래하는 경우가 많아, 강판의 저온 인성 확보에 과제가 있었다. 또, 특허문헌 5 에 기재되는 Cu 석출 강화를 사용한 강재에서는, PWHT 처리의 과정에서 Cu 입자가 크게 성장하여, 강도가 저하되기 쉽다는 문제가 있었다.

또한, 최근에는, 선박이나 해양 구조물, 압력 용기, 펜스탁 등 철강 구조물에 있어서는 그 대형화에 수반하여, 추가적인 고강도화가 요망되고 있다.

이들 철강 구조물에 사용되는 강재는, 예를 들어, 판 두께가 35 ㎜ 이상인 후육재가 많기 때문에, 항복 응력 460 ㎫ 급이나 그 이상의 강도를 확보하기 위해서는, 첨가하는 합금 원소를 많이 함유하는 강 성분계가 유리한 것으로 되어 있다.

그러나, 합금 원소량이 많은 고강도 강재를 대상으로 하는 본드부나 2 상역 재가열부의 인성 향상에 대해서는 충분히 검토되고 있다고는 하기 어려웠다. 그리고, PWHT 후의 강판 특성의 확보는, 종래의 단순한 석출 원소의 첨가에서는 강도와 인성의 유지가 곤란하였다.

본 발명은, 상기한 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 해양 구조물이나 선박, 압력 용기, 펜스탁 등 철강 구조물에 사용하기에 바람직한, 항복 응력 (YS) 이 460 ㎫ 이상 (본 발명에서는 이 YS 를 만족시키는 것을 고장력이라고 한다) 이고, 다층 용접부의 용접 열 영향부의 저온 인성 (CTOD 특성) 과 용접 시공시의 열처리 후의 강도 및 인성 (PWHT 특성) 이 우수한 후육 고장력 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, 상기한 문제를 해결하기 위하여 예의 연구를 거듭하여 이하의 지견을 얻었다.

(a) CTOD 특성은 강판 전체 두께의 시험편에 의해 평가되기 때문에, 성분이 농화되는 중심 편석부가 파괴의 기점이 된다.

따라서, 용접 열 영향부의 CTOD 특성을 향상시키기 위해서는, 강판의 중심 편석으로서 농화되기 쉬운 원소를 적정량으로 제어하여, 중심 편석부의 경화를 억제하는 것이 효과적이다. 또, 용강이 응고될 때에 최종 응고부가 되는 슬래브의 중심에 있어서, C, Mn, P, Ni 및 Nb 가 다른 원소에 비해 농화도가 높기 때문에, 이들 원소의 첨가량을 중심 편석부의 경도 지표에 의해 제어하여, 중심 편석부에서의 경도를 억제하는 것이 효과적이다.

(b) 용접 열 영향부의 인성을 향상시키기 위해서는, TiN 을 유효 이용하여, 용접 본드부 근방에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 것이 효과적이다. 특히, Ti/N 비를 적정량으로 제어하면, 강 중에 TiN 을 균일 미세하게 분산시킬 수 있다.

(c) 황화물의 형태 제어를 목적으로 하여 첨가하고 있는 Ca 의 화합물 (CaS) 의 정출 (晶出) 을 용접 열 영향부의 인성 향상에 이용하는 것이 효과적이다.

CaS 는, 산화물에 비해 저온에서 정출되기 때문에, 균일하게 미세 분산시킬 수 있다. 그리고, Ca 의 첨가량 및 첨가시의 용강 중의 용존 산소량을 적정 범위로 제어함으로써, CaS 정출 후에도 고용 S 가 확보되므로, CaS 의 표면 상에 MnS 가 석출되어 복합 황화물을 형성한다. 이 MnS 의 주위에는, Mn 의 희박대 (希薄帶) 가 형성되므로, 페라이트 변태가 보다 촉진된다.

(d) 석출물을 형성하는 Nb 에 추가하여, Ti 나 Mo 를 필수 첨가로 함으로써, PWHT (대체로 550 ∼ 650 ℃, 2 ∼ 4 h 의 범위에서 실시) 에 의한 가열에서도 조대화되지 않는 Mo, Ti, Nb 의 복합 탄질화물을 후강판의 제조 단계에서 미세 석출시킬 수 있다.

종래, YS : 460 ㎫ 초과급의 강판에서는, PWHT 후에 강도의 저하가 현저했지만, 개발 강판에서는, 미세한 Mo, Ti, Nb 복합 석출물 (탄화물, 질화물 또는 탄질화물) 이 안정적으로 존재함으로써, 석출 강화를 유지할 수 있어, 강판의 강도 저하를 억제하는 것이 가능하다는 것을 알 수 있었다. 또, 미세한 Mo, Ti, Nb 복합 석출물의 존재에 의해, 강판의 인성도 함께 유지할 수 있는 것을 알 수 있었다.

본 발명은 상기한 지견에 기초하여 완성한 것으로서, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로,

C : 0.020 ∼ 0.090 ％

Si : 0.01 ∼ 0.35 ％

Mn : 1.40 ∼ 2.00 ％

P : 0.008 ％ 이하

S : 0.0035 ％ 이하

Al : 0.010 ∼ 0.060 ％

Ni : 0.40 ∼ 2.00 ％

Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％

Nb : 0.005 ∼ 0.040 ％

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％

N : 0.0020 ∼ 0.0050 ％

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

O : 0.0035 ％ 이하

를 함유하고, 하기 (1) 식에 의해 규정되는 Ceq 가 0.420 ∼ 0.520 ％ 의 범위로서, 하기 (2) 식, (3) 식 및 (4) 식을 만족시킴과 함께, B 를 0.0003 ％ 미만으로 억제하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판 성분과,

Ti, Nb 및 Mo 를, Ti 량 ([Ti]), Nb 량 ([Nb]) 및 Mo 량 ([Mo]) 이, [Nb]/([Ti] ＋ [Nb] ＋ [Mo]) ≥ 0.3 의 관계를 만족시키는 범위에서 함유되고 또한 평균 입자 직경이 20 ㎚ 이하인 석출물을 갖는 강판.

Ceq ＝ [C] ＋ [Mn]/6 ＋ ([Cu] ＋ [Ni])/15 ＋ ([Cr] ＋ [Mo] ＋ [V])/5···(1)

1.5 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4.0 ···(2)

0 ＜ {[Ca] － (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] ＜ 1.5 ···(3)

5.5[C]^(4/3) ＋ 15[P] ＋ 0.90[Mn] ＋ 0.12[Ni] ＋ 7.9[Nb]^(1/2) ＋ 0.53[Mo] ≤ 3.70 ···(4)

단, [M] 은, 강판 중의 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

2. 상기 강판 성분에, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.7 ％ 미만, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％ 및 V : 0.005 ∼ 0.05 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 에 기재된 강판.

3. 상기 강판 성분에, 추가로 질량％ 로, Mg : 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 및 REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 상기 1 또는 2 에 기재된 강판.

4. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 강판 성분을 갖는 강에, 950 ∼ 1150 ℃ 로 가열 후, 900 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 900 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ∼ 70 ％ 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 적어도 500 ℃ 까지를 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 냉각시키는 강판의 제조 방법.

5. 상기 냉각 후, 추가로 450 ∼ 650 ℃ 에서 템퍼링 처리를 실시하는 상기 4 에 기재된 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 해양 구조물 등 대형의 철강 구조물에 사용하기에 바람직한 항복 응력 (YS) 이 460 ㎫ 이상이고, 다층 용접부의 CTOD 특성 및 PWHT 특성이 우수한 후육 고장력 강판과 그 제조 방법이 얻어지므로, 산업상 매우 유용하다.

도 1 은, PWHT 열처리에 있어서의 강도, 인성 변화와 석출물·사이즈 조성 의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2 는, 강판 중의 석출물의 TEM 레플리카 관찰과 EDX 분석 결과를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 강판 (이하, 후육재 (厚肉材) 라고도 한다) 의 성분 조성 (강 성분) 을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해, 성분마다 상세하게 설명한다. 또한, 이하에 서술하는 강판의 성분 조성을 나타내는 ％ 표시는 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미한다.

C : 0.020 ∼ 0.090 ％

C 는, 고장력 강판으로서의 강도 확보에 필요한 원소이다. 0.020 ％ 미만의 첨가에서는, ?칭성이 저하되고, 강도 확보를 위해서, Cu, Ni, Cr 및 Mo 등의 퀀칭성 향상 원소의 다량 첨가가 필요하게 되어, 비용 상승을 초래한다. 한편, 0.090 ％ 를 초과하는 첨가는 용접부 인성을 저하시킨다. 따라서, C 량은 0.020 ∼ 0.090 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.020 ∼ 0.080 ％ 의 범위이다.

Si : 0.01 ∼ 0.35 ％

Si 는, 탈산 원소로서, 또, 강판 강도를 얻기 위해서 첨가하는 성분이고, 이들 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.35 ％ 를 초과하는 다량의 첨가는, 용접성의 저하와 용접 이음매 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Si 량은 0.01 ∼ 0.35 ％ 의 범위로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.01 ∼ 0.23 ％ 이다.

Mn : 1.40 ∼ 2.00 ％

Mn 은, 강판 강도 및 용접 이음매 강도를 확보하기 위해, 1.40 ％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 2.00 ％ 를 초과하는 첨가는, 용접성을 저하시키고, 퀀칭성이 과잉이 되어, 강판 인성 및 용접 이음매 인성을 저하시킨다. 따라서, Mn 량은 1.40 ∼ 2.00 ％ 의 범위로 한다. 더욱 바람직하게는, 1.40 ∼ 1.95 ％ 이다.

P : 0.008 ％ 이하

불순물 원소인 P 는, 강판 인성 및 용접부 인성을 저하시키고, 특히 용접부에 있어서의 함유량이 0.008 ％ 를 초과하면 CTOD 특성이 현저하게 저하되므로, 0.008 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.006 ％ 이하이다. 또한, P 의 함유량은, 최대한 적은 편이 좋지만, 정련 비용 등의 점에서, 그 하한치는 0.002 ％ 정도이다.

S : 0.0035 ％ 이하

S 는 불순물 원소이고, 0.0035 ％ 를 초과하여 함유하면, 강판 및 용접부 인성을 저하시키기 때문에, 0.0035 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.0030 ％ 이하이다. 또한, S 의 함유량은, 최대한 적은 편이 좋지만, 정련 비용 등의 점에서, 그 하한치는 0.0004 ％ 정도이다.

Al : 0.010 ∼ 0.060 ％

Al 은, 용강을 탈산하기 위해서 첨가되는 원소이고, 0.010 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.060 ％ 를 초과하여 첨가하면 강판 및 용접부 인성을 저하시킴과 함께, 용접에 의한 희석에 의해 용접 금속부에 혼입되어, 인성을 저하시키므로, 0.060 ％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, 0.017 ∼ 0.055 ％ 이다. 또한, 본 발명에 있어서 Al 량은, 산 가용성 Al (Sol. Al 등으로도 칭해진다) 로 규정하는 것으로 한다.

Ni : 0.40 ∼ 2.00 ％

Ni 는, 강판의 강도와 인성의 향상에 유효한 원소이고, 용접부 CTOD 특성의 향상에도 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.40 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Ni 는 고가의 원소인 것, 또 과도한 첨가는 주조시에 슬래브의 표면에 흠집을 잘 발생시키므로, 함유하는 상한은 2.00 ％ 로 한다.

Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％

Mo 는, 본 발명에 있어서 중요한 역할을 하고, 적당량 첨가에 의해 강판을 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 이것은, 퀀칭성과, 템퍼링시의 연화 저항성의 향상에 의한 효과이다. 또, Ti 나 Nb 와 형성하는 복합 석출물을 미세하게 유지하고, 후육재의 강화와 인성 저하 억제의 효과가 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Mo 를 0.05 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 과잉으로 함유하면, 후육재의 인성에 악영향을 주므로, Mo 량의 상한은 0.50 ％ 로 한다. 또한, Mo 량은 0.08 ∼ 0.40 ％ 의 범위인 것이 보다 바람직하다. 또, 0.16 ∼ 0.30 ％ 의 범위인 것이 더욱 바람직하다.

Nb : 0.005 ∼ 0.040 ％

Nb 는, 저온역에서, 오스테나이트의 미재결정역을 형성하므로, 그 온도역에서 압연을 실시함으로써, 강판의 조직 미세화나, 고인화 (高靭化) 를 도모할 수 있다. 또, Nb 는, 퀀칭성의 향상 효과를 가짐과 함께, Mo 나 Ti 와 복합 첨가함으로써, 템퍼링시의 연화 저항을 높이는 효과를 가져, 강판 강도의 향상에 유효한 원소이기도 하다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 0.005 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.040 ％ 를 초과하여 함유하면 인성을 열화시키므로, Nb 량의 상한은, 0.040 ％ 로 하고, 바람직하게는 0.035 ％ 로 한다.

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％

Ti 는, 용강이 응고될 때에 TiN 이 되어 석출되고, 용접부에 있어서의 오스테나이트의 조대화를 억제하여 용접부의 인성 향상에 기여한다. 또한 Mo, Nb 와 함께 복합 첨가함으로써 템퍼링시의 연화 저항을 높이는 효과가 있다. 그러나, 0.005 ％ 미만의 함유에서는 그 효과가 작은 한편, 0.025 ％ 를 초과하여 함유하면, TiN 이 조대화되어, 강판이나 용접부의 인성 개선 효과가 얻어지지 않으므로, Ti 는 0.005 ∼ 0.025 ％ 의 범위로 한다.

N : 0.0020 ∼ 0.0050 ％

N 은, Ti 나 Al 과 반응하여 석출물을 형성함으로써, 결정립을 미세화하고, 강판 인성을 향상시킨다. 또, 용접부의 조직의 조대화를 억제하는 TiN 을 형성시키기 위해서 필요한 원소이다. 이들 작용을 발휘하기 위해서는, N 을 0.0020 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, N 은, 0.0050 ％ 를 초과하여 첨가하면 고용 N 이 강판이나 용접부의 인성을 현저하게 저하시키거나, Ti 및 Nb 의 복합 석출물 생성에 의한 고용 Nb 감소에 수반되는 강도 저하를 초래하거나 하므로, 상한을 0.0050 ％ 로 한다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Ca 는, S 를 고정시킴으로써 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.0005 ％ 의 첨가가 필요하다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화되기 때문에, Ca 는 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 의 범위에서 첨가한다.

O : 0.0035 ％ 이하

O 는, 0.0035 ％ 를 초과하면 강판의 인성이 열화되기 때문에, 0.0035 ％ 이하, 바람직하게는 0.0028 ％ 이하로 한다. 또한, O 의 함유량은, 최대한 적은 편이 좋지만, 정련 비용 등의 점에서, 그 하한치는 0.0010 ％ 정도이다.

Ceq : 0.420 ∼ 0.520 ％

이하의 식에 의해 규정되는 Ceq 가 0.420 ％ 미만인 경우, 460 ㎫ 급의 후육재 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 0.520 ％ 를 초과하면, 후육재의 용접성이나 용접부 인성이 저하되기 때문에, 0.520 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.440 ∼ 0.520 ％ 의 범위이다. 또한, 이하, [M] 은 원소 M 의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 또, 함유하지 않는 원소는 0 으로 계산한다.

Ceq ＝ [C] ＋ [Mn]/6 ＋ ([Cu] ＋ [Ni])/15 ＋ ([Cr] ＋ [Mo] ＋ [V])/5

[Ti]/[N] : 1.5 ∼ 4.0

[Ti]/[N] 의 값이 1.5 미만에서는 생성되는 Tin 량이 감소하고, TiN 이 되지 않는 고용 N 이 용접부의 인성을 저하시켜 버린다. 한편, [Ti]/[N] 의 값이 4.0 을 초과하면, TiN 이 조대화되어, 용접부 인성을 저하시킨다. 따라서, [Ti]/[N] 의 값의 범위는 1.5 ∼ 4.0, 바람직하게는, 1.8 ∼ 3.5 로 한다.

0 ＜ {[Ca] － (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] ＜ 1.5

{[Ca] － (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] 는, 황화물 형태 제어에 유효한 Ca 와 S 의 원자 농도의 비를 나타내는 값으로, Ca 의 첨가량 및 첨가시의 용강 중의 용존 산소량을 적정 범위로 제어함으로써 조정할 수 있고, ACR (Atomic Concentration Ratio) 라고도 칭해진다. 이 ACR 치에 의해 황화물의 형태를 추정할 수 있지만, 본 발명에서는, 고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵 CaS 를 미세 분산시키는 지표로서 규정한다.

여기서, ACR 치가 0 이하인 경우, CaS 가 정출되지 않는다. 그 때문에, S 는, MnS 단독의 형태로 석출되므로, 용접 열 영향부에서는 용이하게 고용되어 버려 페라이트 생성핵이 얻어지지 않는다. 또, 단독으로 석출된 MnS 는, 압연시에 신장되어, 강판의 인성 저하를 일으켜 버린다. 따라서, 본 발명에서는, ACR 치를 0 초과로 할 필요가 있다.

한편, ACR 치가 1.5 이상인 경우에는, Ca 계 개재물 중의 산화물의 비율이 많아져, 변태핵으로서 기능하는 황화물의 비율이 저하되어, 인성 향상 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 본 발명에서는, ACR 치를 1.5 미만으로 할 필요가 있다.

따라서, ACR 치를 0 초과 또한 1.5 미만으로 제어하면, CaS 를 주체로 하는 복합 황화물이 효과적으로 형성되어, 페라이트 생성핵으로서 유효하게 기능시킬 수 있다. 또한, ACR 치는, 바람직하게는 0.15 ∼ 1.30 의 범위이다. 보다 바람직하게는, 0.20 ∼ 1.00 의 범위이다.

5.5[C]^(4/3)＋ 15[P] ＋ 0.90[Mn] ＋ 0.12[Ni] ＋ 7.9[Nb]^(1/2)＋ 0.53[Mo] ≤ 3.70

상기 식의 좌변 (5.5[C]^(4/3)＋ 15[P] ＋ 0.90[Mn] ＋ 0.12[Ni] ＋ 7.9[Nb]^(1/2)＋ 0.53[Mo]) 은, 중심 편석부에 농화되기 쉬운 성분으로 구성된 중심 편석부의 경도 지표이고, 이하의 설명에서는 Ceq* 치라고 칭한다.

CTOD 시험은, 강판 전체 두께에 의한 시험을 위해, 시험편은 중심 편석을 포함하고, 중심 편석에서의 성분 농화가 현저한 경우에는, 용접 열 영향부에 경화역이 생성되므로, CTOD 시험으로서 양호한 결과가 얻어지지 않는다.

그래서, 본 발명에서는, Ceq* 치를 적정 범위로 제어함으로써, 중심 편석부에 있어서의 과도한 경도 상승을 억제하여, 판 두께가 두꺼운 강판의 용접부에 있어서도 우수한 CTOD 특성이 얻어지는 것이다.

Ceq* 치의 적정 범위는 실험적으로 구해진 것이고, Ceq* 치가 3.70 을 초과하면 CTOD 특성이 저하되므로 3.70 이하로 한다. 바람직하게는 3.50 이하이다. 또한, Ceq* 치의 하한에 특별히 제한은 없지만, 생산성의 관점 등에서 2.2 정도가 바람직하다.

또, 본 발명에서는, 상기한 필수 성분에 추가하여, 퀀칭성을 높이기 위해서, Cu : 0.7 ％ 미만, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％ 및 V : 0.005 ∼ 0.05 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

Cu : 0.7 ％ 미만

Cu 는 첨가함으로써, 강판 강도를 향상시킬 수 있다. 단, 0.7 ％ 를 초과한 첨가는 열간 연성을 저하시키므로, 0.7 ％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, 0.1 ∼ 0.6 ％ 이다.

Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％

Cr 은, 강판을 고강도화하는 데에 유효한 원소이고, 이 효과를 발휘하기 위해서는 0.1 ％ 이상을 함유한다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 인성에 악영향을 주므로, 함유하는 경우에는 0.1 ∼ 1.0 ％ 의 범위가 바람직하고, 0.2 ∼ 0.8 ％ 의 범위인 것이 보다 바람직하다.

V : 0.005 ∼ 0.05 ％

V 는, 0.005 ％ 이상의 함유에서 강판의 강도와 인성의 향상에 유효한 원소이지만, 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면 인성 저하를 초래하므로, 함유하는 경우에는 0.005 ∼ 0.05 ％ 인 것이 바람직하다.

또한 본 발명에서는, 상기한 필수 성분에 추가하여, HAZ 인성을 높이기 위해서, Mg : 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 및 REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유할 수 있다.

Mg 및 REM 은, 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서, Mg 는 0.0002 ％ 이상, REM 은 0.0010 ％ 이상 첨가한다. 한편, Mg 는 0.0050 ％ 초과, REM 은 0.0200 ％ 초과를 첨가해도, 그 효과는 포화될 뿐이다. 따라서 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 각각 상기한 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Mg : 0.0005 ∼ 0.0020 ％, REM : 0.0020 ∼ 0.0150 ％ 이다.

상기 강판 성분 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이지만, 특히 B 는, 강판이 오스테나이트역으로부터 냉각될 때에, 오스테나이트 입계에 편석되어 페라이트 변태를 억제하고, M-A 를 다량으로 함유하는 베이나이트 조직을 생성시킴으로써, 특히 용접 열 영향부의 조직을 취화시키는 불리함이 있다. 따라서, 본 발명에 있어서, 강판 중의 B 량은, 0.0003 ％ 미만으로 억제할 필요가 있다.

또, 강판 중, 석출물은 PWHT 전후에서 사이즈의 변화가 적어, 강판의 강도 인성을 유지하는 것이 필요하다. 도 1 에는, PWHT 후의 석출물 사이즈와 석출물 조성과, PWHT 전후에서의 강도·인성 변화 (ΔTS, ΔｖTrs) 의 관계를, 또, 도 2 에는, 강 중 석출물의 TEM 레플리카 관찰과 EDX 분석 결과를 나타낸다.

강도, 인성에 대해, PWHT 전후의 변화는, 안정성의 관점에서, 각각, ΔTS 가 5 ∼ -15 ㎫, ΔｖTrs 가 10 ∼ -5 ℃ 의 범위를 만족시키는 것이 필요하다. 그리고, 그 범위를 만족시키기 위해서는, 석출물의 평균 사이즈를 20 ㎚ 이하로 억제하면서, 석출물 중의 Ti 량 ([Ti]로 나타낸다), Nb 량 ([Nb]로 나타낸다) 및 Mo 량 ([Mo]로 나타낸다) 이, [Nb]/([Ti] ＋ [Nb] ＋ [Mo]) ≥ 0.3 의 관계를 만족시키는 것이 필요하다는 것을 도 1 로부터 알 수 있다.

또, 상기한 석출물은, 도 2 중의 강 중 석출물의 EDX 분석 결과를 나타낸 표 1 로부터 알 수 있는 바와 같이, Ti, Nb 및 Mo 의 석출물이지만, 석출물 중의 Ti 량, Nb 량 및 Mo 량이, [Nb]/([Ti] ＋ [Nb] ＋ [Mo]) ≥ 0.3 의 관계를 만족시키면 되므로, 상기 석출물은 적어도 Nb 의 석출물이면 되고, Ti 및 Mo 의 석출물은 이 관계를 만족시키는 범위에서 함유되어 있으면 된다. 또한, 본 발명에서 PWHT 특성이 우수하다는 것은, ΔTS 가 5 ∼ -15 ㎫, ΔｖTrs 가 10 ∼ -5 ℃ 의 범위를 만족시키는 것이다. 또, 본 발명에 있어서의 석출물 (복합 석출물) 이란, Mo 나, Ti, Nb 의 석출물로서, 구체적으로는, Mo 나, Ti, Nb 의 탄화물, 질화물 또는 탄질화물, 혹은 이것들의 혼합물이다.

[석출물 입자 직경을 구하는 방법]

본 발명에 있어서의 석출물 입자 직경을 구하는 방법은, TEM 레플리카법에 준거한다. 즉, 강 중의 Ti, Nb 및 Mo 의 탄화물의 석출부를 적절히 채취한 후, 10 만배로 4 시야에 의한 관찰로부터 화상 처리를 이용하여 평균 원 상당 직경을 구하고, 이것을 석출물의 입자 직경으로 한다. 또한, 본 발명에서는, 석출물 입자 직경의 측정 대상의 하한치를 2 ㎚ 로 한다. 이 미만의 석출물 입자 직경의 석출물에서는, 측정이 어려워지기 때문이다.

다음으로, 본 발명강의 제조 방법을 설명한다. 본 발명강은 이하에 설명하는 제조 방법으로 제조하는 것이 바람직하다.

상기한 본 발명 범위 내의 강판 성분으로 조정한 용강을, 전로나 전기로, 진공 용해로 등을 사용한 통상적인 방법으로 용제하고, 이어서, 연속 주조의 공정을 거쳐 슬래브로 한 후, 열간 압연에 의해 원하는 판 두께로 하고, 그 후 냉각시켜 필요에 따라 템퍼링 처리를 실시한다. 또한, 본 발명에 있어서의 열간 압연에서는 슬래브 가열 온도와 압하율을 규정한다.

또한, 본 발명에 있어서, 특별히 기재하지 않는 한, 강판의 온도 조건은, 강판의 판 두께 중심부의 온도에 있어서 규정하는 것으로 한다. 판 두께 중심부의 온도는, 판 두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 이용하여 판 두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판 두께 중심부의 온도를 구할 수 있다.

슬래브 가열 온도 : 950 ∼ 1150 ℃

슬래브 가열 온도는, 슬래브에 존재하는 주조 결함을 열간 압연에 의해 착실하게 압착시키기 위해 950 ℃ 이상으로 한다. 한편, 슬래브를, 1150 ℃ 를 초과하는 온도로 가열하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강판의 인성이 저하되기 때문에, 가열 온도의 상한을 1150 ℃ 로 한다.

900 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 열간 압연의 누적 압하율 : 30 ％ 이상

주조 결함의 압착에 의한 무해화와 오스테나이트 입자를 재결정에 의해 미세한 마이크로 조직으로 하기 위해서, 900 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 열간 압연의 누적 압하율을 30 ％ 이상으로 한다. 30 ％ 미만에서는, 가열시에 생성된 조대 입자가 잔존하여, 강판의 인성에 악영향을 미치기 때문이다. 또한, 900 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 열간 압연의 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 공업적으로는 95 ％ 정도이다.

900 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 열간 압연의 누적 압하율 : 30 ∼ 70 ％

이 온도역에서 압연된 오스테나이트 입자는 충분히 재결정되지 않기 때문에, 압연 후의 오스테나이트 입자는 편평하게 변형된 상태로, 내부에 변형대 등의 결함을 다량으로 함유하는 내부 변형이 높은 상태가 된다. 이들은, 페라이트 변태의 구동력으로서 작용하여, 상 변태를 촉진한다.

그러나, 누적 압하율이 30 ％ 미만에서는, 내부 변형에 의한 내부 에너지의 축적이 충분하지 않기 때문에 페라이트 변태가 일어나기 어려워 강판 인성이 저하되는 한편, 누적 압하율이 70 ％ 를 초과하면, 반대로 폴리고날페라이트의 생성이 촉진되어, 고강도와 고인성이 양립하지 않는다. 따라서, 본 발명에서는, 900 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 열간 압연의 누적 압하율을 30 ∼ 70 ％ 의 범위로 한다.

적어도 500 ℃ 까지 냉각 속도 : 1.0 ℃/s 이상

열간 압연 후, 냉각 속도를 1.0 ℃/s 이상으로 하여 적어도 500 ℃ 까지 가속 냉각시킨다. 냉각 속도가 1.0 ℃/s 미만에서는 충분한 강판의 강도가 얻어지지 않기 때문이다. 또, 500 ℃ 보다 높은 온도에서 냉각을 정지시키면 페라이트 ＋ 펄라이트 조직의 분율이 높아져, 후육재의 고강도와 고인성이 양립하지 않는다. 또한, 가속 냉각의 정지 온도의 하한은 특별히 한정되는 것이 아니고, 실온까지 실시해도 된다.

템퍼링 온도 : 450 ∼ 650 ℃

본 발명에서 템퍼링 처리를 실시하는 경우, 450 ℃ 미만의 템퍼링 온도에서는 충분한 템퍼링의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 650 ℃ 를 초과하는 온도에서 템퍼링을 실시하면, 석출물이 조대해져 인성이 저하되거나, 강도가 저하되거나 하는 경우도 있기 때문에 바람직하지 않다.

또, 본 발명의 템퍼링 처리는, 유도 가열을 사용함으로써, 템퍼링시의 탄화물의 조대화가 억제되기 때문에 보다 바람직하다. 그 경우에는, 차분법 등의 시뮬레이션에 의해 계산되는 강판의 중심 온도가 450 ∼ 650 ℃ 가 되도록 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서, TMCP 강판 등, 강판의 원하는 성능이 얻어지고 있는 경우에는, 상기 템퍼링 처리를 실시하지 않아도 된다.

본 발명의 후육재는 두께가 15 ㎜ 이상이다. 따라서, 본 발명에 있어서 후육이란, 강의 두께가 15 ㎜ 이상이지만, 가장 본 발명의 효과가 얻어지는 것은, 강의 두께가 40 ∼ 100 ㎜ 의 범위이다. 또한, 상기한 후육 고장력 강의 제조 조건 이외의 제조 조건은 통상적인 방법에 따르면 된다.

본 발명에 따른 고장력 강은, 용접 열 영향부의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하면서, 고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵을 미세하게 분산시킴으로써, 용접 열 영향부의 조직을 미세화시키므로, 높은 인성이 얻어진다. 또, 다층 용접시의 열 사이클에 의해 2 상역으로 재가열되는 영역에 있어서도, 최초의 용접에 의한 용접 열 영향부의 조직이 미세화되어 있으므로 2 상역 재가열 영역에서 미변태 영역의 인성이 향상되고, 재변태되는 오스테나이트 입자도 미세화되어, 인성의 저하 정도를 작게 하는 것이 가능하다. 또한, Ti, Nb, Mo 의 복합 석출물을 미세하게 생성시킴으로써, CTOD 특성 및 PWHT 특성이 우수한 후육 고장력 강판이 된다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

표 2 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강 기호 A ∼ Z 의 연속 주조 슬래브를 소재로 한 후, 표 3 에 나타내는 열간 압연과 열 처리를 실시하여, 두께가 50 ∼ 150 ㎜ 인 후강판을 제조하였다. 강판의 평가 방법으로서, 인장 시험은 강판의 판 두께의 1/2 위치로부터 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 수직이 되도록 JIS 4 호 시험편을 채취하여, 항복 응력 (YS) 및 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.

또, 샤르피 충격 시험은, 강판의 판 두께의 1/2 위치로부터 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 수직이 되도록 JIS 4 호 2 ㎜ V 노치 시험편을 채취하고, -40 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 ｖE_-40 ℃ 를 측정하였다. 또한, 본 실시예에서는, YS ≥ 460 ㎫, TS ≥ 570 ㎫ 및 ｖE_-40 ℃ ≥ 200 J 모두를 만족시키는 것을 강판 특성이 양호한 것으로 평가하였다.

용접부 인성의 평가는, レ 형 개선 (開先) 을 사용하여, 용접 입열 35 kJ/㎝ 의 서브머지 아크 용접에 의한 다층 쌓기 용접 이음매를 제작하고, 강판의 판 두께의 1/2 위치의 스트레이트측의 용접 본드부를 샤르피 충격 시험의 노치 위치로 하여, -40 ℃ 의 온도에 있어서의 흡수 에너지 ｖE_-40 ℃ 를 측정하였다. 그리고, 3 개의 평균이 ｖE_-40 ℃ ≥ 150 J 를 만족시키는 것을 용접부 인성이 양호한 것으로 판단하였다.

또, 스트레이트측의 용접 본드부를 CTOD 시험편의 노치 위치로 하여, -10 ℃ 에 있어서의 CTOD 치인 δ-10 ℃ 를 측정하고, 시험 수량 3 개 중 CTOD 치 (δ-10 ℃) 의 최소치가 0.5 ㎜ 이상인 경우를, 용접 이음매의 CTOD 특성이 양호한 것으로 판단하였다.

또한 강 중의 석출부를 TEM 레플리카법에 의해 채취하고, 10 만배 4 시야에 의한 관찰로부터 화상 처리에 의해 평균 원 상당 직경을 구하고, 이것을 석출물 사이즈로 하였다. 또, EDX 에 의해 입자 직경이 거의 평균에 가까운 석출물을 선택하고, 그 석출물 조성을 구하여, 3 개의 평균으로서 [Nb]/([Ti] ＋ [Nb] ＋ [Mo]) 를 구하였다.

PWHT 후의 강판 특성 변화에 대해서는, ΔTS (＝ TS (PWHT 후) － TS (PWHT 전)), ΔｖTrs (＝ｖTrs (PWHT 후) －ｖTrs (PWHT 전)) 를 구하였다. PWHT 열 처리는, 580 ℃ 에서 4 h 유지로 하고, 승온, 강온 속도를 70 ℃/h 로 하여 실시하였다.

표 3 에, 열간 압연 조건, 열 처리 조건과 함께, 강판 특성 및 상기 용접부의 샤르피 충격 시험 결과와 CTOD 시험 결과, 석출물 사이즈·조성, PWHT 후의 강판 특성 변화를 병기한다.

표 2 에 나타낸 바와 같이, 강 기호 A ∼ E 는, 본 발명의 적합강이고, 강 기호 F ∼ Z 는 강 성분 중 어느 것이 본 발명의 범위 외인 비교강이다. 또, 표 3 의 시료 No. 1, 2, 5, 6, 8 및 11 은 모두 발명예이고, 용접 본드부의 샤르피 충격 시험 결과, 용접 본드부의 3 점 굽힘 CTOD 시험 결과, 강판 중의 석출물 사이즈·조성 및 PWHT 특성 모두에 있어서 목표를 만족시키는 결과가 얻어지고 있다.

한편, 시료 No. 3, 4, 7, 9, 10, 12 ∼ 31 은, 강판 성분, 제조 조건, 석출물 사이즈·조성의 적어도 하나가 본 발명의 범위 외이고, 강판 특성이나, 용접 본드부의 샤르피 충격 시험 결과, 용접 본드부의 3 점 굽힘 CTOD 시험 결과, PWHT 특성 중 어느 것이 목표를 만족시키지 않았다. 또한, 표 3 중, 가로줄의 항목은, 당해 항목의 측정을 할 수 없었던 것을 의미한다.

또, 본 발명에 따른 발명예의 강은, 강판의 항복 응력 (YS) 이 460 ㎫ 이상이고, 샤르피 흡수 에너지 (ｖE_-40 ℃) 가 200 J 이상을 갖고 있고, 강판의 강도, 인성이 함께 우수한 것과, 추가로 용접 이음매 본드부에 대해서도, ｖE_-40 ℃ 가 150 J 이상이고, CTOD 치가 0.5 ㎜ 이상이며, 용접 열 영향부의 인성도 우수한 것을 알 수 있다. 또, 석출물의 평균 입자 직경이 20 ㎛ 이하이고 또한 [Nb]/([Ti] ＋ [Nb] ＋ [Mo]) ≥ 0.3 이면, PWHT 후의 강판 특성도 우수하다. 이것에 대해, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 상기 특성 중 어느 것에 있어서 열등한 강판만 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.020 ∼ 0.090 ％
Si : 0.01 ∼ 0.35 ％
Mn : 1.40 ∼ 2.00 ％
P : 0.008 ％ 이하
S : 0.0035 ％ 이하
Al : 0.010 ∼ 0.060 ％
Ni : 0.40 ∼ 2.00 ％
Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％
Nb : 0.005 ∼ 0.040 ％
Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％
N : 0.0020 ∼ 0.0050 ％
Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 및
O : 0.0035 ％ 이하
를 함유하고, 하기 (1) 식에 의해 규정되는 Ceq 가 0.420 ∼ 0.520 ％ 의 범위로서, 하기 (2) 식, (3) 식 및 (4) 식을 만족시킴과 함께, B 를 0.0003 ％ 미만으로 억제하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판 성분과,
Ti, Nb 및 Mo 를, Ti 량 ([Ti]), Nb 량 ([Nb]) 및 Mo 량 ([Mo]) 이, [Nb]/([Ti] ＋ [Nb] ＋ [Mo]) ≥ 0.3 의 관계를 만족시키는 범위에서 함유하고 또한 평균 입자 직경이 20 ㎚ 이하의 석출물을 갖는 강판:
Ceq ＝ [C] ＋ [Mn]/6 ＋ ([Cu] ＋ [Ni])/15 ＋ ([Cr] ＋ [Mo] ＋ [V])/5···(1)
1.5 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4.0 ···(2)
0 ＜ {[Ca] － (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] ＜ 1.5 ···(3)
5.5[C]^(4/3)＋ 15[P] ＋ 0.90[Mn] ＋ 0.12[Ni] ＋ 7.9[Nb]^(1/2)＋ 0.53[Mo] ≤ 3.70 ···(4)
단, [M] 은, 강판 중의 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
상기 강판 성분에, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.7 ％ 미만, Cr : 0.1 ∼ 1.0 ％ 및 V : 0.005 ∼ 0.05 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판 성분에, 추가로 질량％ 로, Mg : 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 및 REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 강판 성분을 갖는 강에, 950 ∼ 1150 ℃ 로 가열 후, 900 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 900 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ∼ 70 ％ 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 적어도 500 ℃ 까지를 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 냉각시키는 강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 냉각 후, 추가로 450 ∼ 650 ℃ 에서 템퍼링 처리를 실시하는 강판의 제조 방법.