KR20210111805A - 열간 압연 강판 및 용접 이음매, 그리고 그들의 제조 방법 - Google Patents

열간 압연 강판 및 용접 이음매, 그리고 그들의 제조 방법 Download PDF

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KR20210111805A
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고헤이 나카다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

화학 조성이, 질량%로, C: 0.02~0.20%, Si: 0.01~1.50%, Mn: 0.10~3.00%, P: 0.10% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.005~0.100%, Ti: 0.02~0.20%, N: 0.001~0.010%, Cu: 0~0.50%, Ni: 0~0.50%, Cr: 0~1.00%, Mo: 0~0.40%, Nb: 0~0.060%, V: 0~1.00%, B: 0~0.0100%, Ca: 0~0.0050%, O: 0.0100% 이하, 잔부: Fe 및 불순물이고, 금속 조직이, 면적%로, 페라이트: 60~80%, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 90% 이상이며, 페라이트 및 베이나이트의 결정 입경의 평균이 7.0μm 이하이고, 상기 결정 입경의 표준 편차가 2.0μm 이하이며, Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차가 10nm 이하인, 열간 압연 강판이다.

Description

열간 압연 강판 및 용접 이음매, 그리고 그들의 제조 방법
본 발명은, 열간 압연 강판 및 용접 이음매, 그리고 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차의 차체 구조에 사용되는 강판에는, 안전성의 향상 및 경량화의 관점에서, 고강도화와 높은 프레스 가공성이 요구되고 있다. 이와 같은 요구에 대하여, 종래보다 양호한 구멍 확장성이 우수한 고강도인 강판이 제안되고 있다.
종래, 이와 같은 가공용 고강도 열간 압연 강판으로서는, 페라이트 및 마텐자이트 조직, 페라이트 및 베이나이트 조직으로 이루어지는 혼합 조직을 갖는 열간 압연 강판, 또는 베이나이트 또는 페라이트 주체의 대략 단상 조직을 갖는 열간 압연 강판이 널리 알려져 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는, 높은 구멍 확장성과 소부(燒付) 경화성을 겸비한 인장 강도 780MPa 이상의 열연(熱延) 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2017-25397호 공보
그런데, 자동차의 서스펜션 부재에 사용되는 강판에는, 단차로부터 받는 충격에 대한 내구성 및 충돌 특성 등의 이유에서, 강도 및 프레스 성형 시의 가공성에 더하여, 부재의 인성(靭性)도 요구되고 있다. 그러나, 특허문헌 1에서는, 인성에 대해서는 충분한 검토가 이루어져 있지 않아, 개선의 여지가 남아 있다.
본 발명은, 상기의 문제점을 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 높은 강도 및 구멍 확장성에 더하여 우수한 인성을 갖는 열간 압연 강판 및 그것을 구비하는 용접 이음매, 그리고 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 하기의 열간 압연 강판 및 용접 이음매, 그리고 그들의 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 화학 조성이, 질량%로,
C: 0.02~0.20%,
Si: 0.01~1.50%,
Mn: 0.10~3.00%,
P: 0.10% 이하,
S: 0.010% 이하,
Al: 0.005~0.100%,
Ti: 0.02~0.20%,
N: 0.001~0.010%,
Cu: 0~0.50%,
Ni: 0~0.50%,
Cr: 0~1.00%,
Mo: 0~0.40%,
Nb: 0~0.060%,
V: 0~1.00%,
B: 0~0.0100%,
Ca: 0~0.0050%,
O: 0.0100% 이하,
잔부: Fe 및 불순물이고,
금속 조직이, 면적%로,
페라이트: 60~80%,
페라이트 및 베이나이트의 합계: 90% 이상이며,
페라이트 및 베이나이트의 결정 입경의 평균이 7.0μm 이하이고, 상기 결정 입경의 표준 편차가 2.0μm 이하이며,
Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차가 10nm 이하인,
열간 압연 강판.
(2) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Cu: 0.01~0.50%,
Ni: 0.01~0.50%,
Cr: 0.01~1.00%,
Mo: 0.005~0.40%,
Nb: 0.001~0.060%,
V: 0.01~1.00%,
B: 0.0005~0.0100%, 및,
Ca: 0.0005~0.0050%
중 적어도 어느 하나인,
상기 (1)에 기재된 열간 압연 강판.
(3) (a) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 주편을 주조하는 공정과,
(b) 주조 후, 상기 주편의 온도가 800℃ 미만으로 저하하는 일 없이, 하기의 조압연(粗壓延) 공정을 행하거나, 또는, 상기 주편을 슬래브 가열로에 삽입하여, 상기 주편을 1100~1250℃로 가열하는 슬래브 공정과,
(c) 상기 주편을, 개시 온도가 950~1200℃이고, 종료 온도가 800~1050℃이며, 총 압하율이 20% 이상인 열간 압연을 행하여 시트 바로 하는 조압연 공정과,
(d) 상기 시트 바를, 100℃/분 이상의 평균 가열 속도로 1100~1250℃의 온도역까지 60초 이상 가열하는 시트 바 가열 공정과,
(e) 상기 시트 바 가열 공정 종료 후 20초 이내에, 상기 시트 바에 대하여, 개시 온도가 900~1250℃이고, 종료 온도가 Ar3점 이상 950℃ 미만이며, 총 압하율이 50% 이상인 열간 압연을 행하여 강판으로 하는 마무리 압연 공정과,
(f) 상기 강판을, 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600~750℃의 온도역까지 1차 냉각한 후, 0~10초 동안, 0~10℃/초의 평균 냉각 속도로 완냉각(緩冷却)을 행하고, 또한 그 후, 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 상기 완냉각의 종료 온도로부터 15℃ 이상 낮은 온도 이하이고 또한 350~700℃의 온도역까지 2차 냉각하는 냉각 공정과,
(g) 상기 강판을 권취하는 권취 공정을 순서대로 행하는,
열간 압연 강판의 제조 방법.
(4) 제1 모재부와 제2 모재부와 용접 금속부를 구비하는 용접 이음매로서,
상기 용접 금속부는, 적어도 상기 제1 모재부의 단부를 따라 제1 방향으로 연장되도록 형성되어 있고,
상기 제1 모재부가 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열간 압연 강판이며,
상기 용접 금속부의 화학 조성이, 질량%로,
C: 0.02~0.15%,
Si: 0.01~1.50%,
Mn: 0.10~1.50%,
P: 0.10% 이하,
S: 0.010% 이하,
Al: 0.005~0.300%,
Ti: 0.02~0.20%,
N: 0.010% 이하,
Cu: 0~0.50%,
Ni: 0~0.50%,
Cr: 0~1.00%,
Mo: 0~0.60%,
Nb: 0~0.060%,
V: 0~1.00%,
B: 0~0.0100%,
Ca: 0~0.0050%,
O: 0.0010~0.0500%,
잔부: Fe 및 불순물이고,
상기 제1 모재부의 두께 방향에서 본 경우에 있어서, 상기 제1 방향에 직교하는 방향을 제2 방향으로 하며,
상기 제1 모재부의 두께를 t로 했을 때에,
상기 제1 모재부의 두께 방향에 있어서의 일방측의 표면에 평행이고, 또한 상기 표면으로부터 두께 방향으로 1/8t의 위치에서의 단면에 있어서,
상기 제1 모재부와 상기 용접 금속부의 경계로부터 상기 제2 방향에 있어서의 상기 제1 모재부측을 향하여 50μm 피치로 순서대로 측정된 베이나이트의 면적률(%)인 m0, m1, m2, m3, m4, 및 m5가, 하기 (i)식을 만족하는, 용접 이음매.
0<mn-1-mn≤20 ···(i)
단, 상기 식 중의 n은 1~5의 자연수이다.
(5) 상기 제1 모재부의 두께가 0.8~6.0mm인,
상기 (4)에 기재된 용접 이음매.
(6) 상기 제2 모재부가 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 열간 압연 강판인,
상기 (4) 또는 (5)에 기재된 용접 이음매.
(7) 상기 제2 모재부의 두께가 0.8~6.0mm인,
상기 (4) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 용접 이음매.
(8) 상기 용접 이음매는, 상기 제1 모재부 및 상기 제2 모재부가 맞대어진 상태로 개선(開先) 용접된 맞대기 이음매인,
상기 (4) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 용접 이음매.
(9) 상기 용접 이음매는, 상기 제1 모재부가 상기 제2 모재부의 두께 방향에 있어서의 상기 일방측에 겹쳐진 상태로 필렛 용접된 겹치기 이음매인,
상기 (4) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 용접 이음매.
(10) 상기 (4) 내지 (9) 중 어느 하나에 기재된 용접 이음매를 제조하는 방법으로서,
상기 제1 모재부 또는 상기 제2 모재부에 대하여, 솔리드 와이어 또는 플럭스 코어드 와이어를 이용하여 가스 실드 아크 용접을 행하는,
용접 이음매의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 높은 강도 및 구멍 확장성에 더하여 우수한 인성을 갖는 열간 압연 강판 및 그것을 구비하는 용접 이음매를 얻는 것이 가능해진다.
도 1은, 시트 바 가열 공정에 있어서의 가열 시간과 Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 용접 이음매의 구조를 설명하기 위한 도면이다.
도 3은, 본 발명의 다른 실시 형태에 따른 용접 이음매의 구조를 설명하기 위한 도면이다.
도 4는, 본 발명의 다른 실시 형태에 따른 용접 이음매의 구조를 설명하기 위한 도면이다.
도 5는, 본 발명의 다른 실시 형태에 따른 용접 이음매의 표면에 평행한 단면을 모식적으로 나타낸 도면이다.
도 6은, V 노치 샤르피 충격 시험편의 채취 방법을 설명하기 위한 도면이다.
도 7은, V 노치의 잘라냄 위치를 설명하기 위한 도면이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 행하여, 이하의 지견을 얻었다.
(a) 강판의 금속 조직을 세립(細粒)인 페라이트 및 베이나이트가 주체인 조직으로 함으로써, 강도 및 구멍 확장성을 향상시키는 것이 가능하다.
(b) 이에 더하여, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일을 저감시킴으로써, 구멍 확장성을 더욱 향상시킴과 더불어, 인성을 향상시킬 수 있다.
(c) 그러나, 조직 중에 조대(粗大)한 석출물이 생기면, 국부 변형 시의 깨짐의 기점이 되고, 인성이 저하한다.
(d) 그래서, 석출물의 평균 입경을 작게 하는 시도를 행했지만, 반드시 인성을 저하시킬 수 없는 경우가 있는 것을 알 수 있었다.
(e) 본 발명자들이 추가로 검토를 행한 결과, 석출물의 입경에 불균일이 클수록 국소적인 깨짐이 생기기 쉽고, 또, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커지는 것을 알 수 있었다. 즉, 인성 향상을 위해서는, 석출물의 평균 입경을 작게 할 뿐만 아니라, 그 이상으로 입경의 불균일을 작게 하는 것이 유효한 것을 찾아냈다.
(f) 열간 압연 공정은 조압연과 마무리 압연에 의하여 구성된다. 일반적인 공정에서는, 조압연부터 마무리 압연까지 온도는 계속 저하한다. 그 때문에, 편석 또는 복수의 조압연 공정에서 오스테나이트 중에 석출하는 등, 다양한 타이밍에 석출이 개시하게 되어, 석출물의 입경에 불균일이 생기는 원인이 된다.
(g) 그에 대하여, 조압연의 종료 온도를 소정의 온도 이하로 하여 석출하는 석출물에 변형을 도입함과 더불어, 조압연 종료 후에 재가열을 행함으로써, 석출물을 효율적으로 재고용(再固溶)시킬 수 있다.
(h) 변형을 부여함으로써, 석출물의 용해 속도가 빨라져, 확산 속도가 오르기 때문에 균일하게 고용할 수 있다. 이에 더하여, 한 번 석출한 후에 재고용시킴으로써, 석출물을 구성하는 원소가 균일하게 분산하게 된다.
(i) 그 결과, 페라이트 변태 시에 석출하는 석출물의 석출 타이밍 및 핵 생성 사이트가 균일 분산되어, 석출물의 입경뿐만 아니라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 표준 편차도 작게 할 수 있다.
본 발명은 상기의 지견에 의거하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대하여 상세하게 설명한다.
1. 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C: 0.02~0.20%
C는, 탄화물을 석출하여 강판의 강도를 확보하는 데에 유효한 원소이다. C 함유량이 0.02% 미만에서는, 원하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, C 함유량이 0.20%를 초과하면 구멍 확장성이 저하한다. 그 때문에, C 함유량은 0.02~0.20%로 한다. C 함유량은 0.03% 이상, 0.04% 이상, 0.05% 이상, 또는 0.06% 이상인 것이 바람직하고, 0.18% 이하, 0.16% 이하, 0.14% 이하, 0.12% 이하, 또는 0.10% 이하인 것이 바람직하다.
Si: 0.01~1.50%
Si는, 강(鋼)의 탈산을 위하여 이용되는 원소이다. 그러나, Si 함유량이 과잉이면 화성 처리성이 저하함과 더불어, 점용접성도 열화(劣化)한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.01~1.50%로 한다. Si 함유량은 0.05% 이상, 0.10% 이상, 0.20% 이상, 또는 0.30% 이상인 것이 바람직하고, 1.40% 이하, 1.20% 이하, 1.00% 이하, 또는 0.80% 이하인 것이 바람직하다.
Mn: 0.10~3.00%
Mn은, 강판의 강도의 확보에 유효한 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 과잉이 되면, 마이크로 편석 또는 매크로 편석이 일어나기 쉬워져, 구멍 확장성을 열화시킨다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.10~3.00%로 한다. Mn 함유량은 0.20% 이상, 0.40% 이상, 0.60% 이상, 0.80% 이상, 또는 1.00% 이상인 것이 바람직하고, 2.60% 이하, 2.20% 이하, 2.00% 이하, 또는 1.80% 이하인 것이 바람직하다.
P: 0.10% 이하
P는, 불순물이며, 다량으로 함유하면 강판의 구멍 확장성 및 인성을 열화시킨다. 그 때문에, P 함유량은 0.10% 이하로 한다. P 함유량은 0.050% 이하, 또는 0.020% 이하인 것이 바람직하다. 불순물인 P의 함유량의 하한을 특별히 정할 필요는 없지만, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 그 하한을 0.0005% 또는 0.001%로 해도 된다.
S: 0.010% 이하
S는, MnS를 형성하고 파괴의 기점으로서 작용하며, 강판의 구멍 확장성을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, S 함유량은 0.010% 이하로 한다. S 함유량은 0.0080% 이하, 또는 0.0060% 이하인 것이 바람직하다. S는 불순물이며, S 함유량의 하한을 특별히 정할 필요는 없지만, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 그 하한을 0.0005% 또는 0.001%로 해도 된다.
Al: 0.005~0.100%
Al은, 강의 탈산을 위하여 이용되는 원소이다. 그러나, Al 함유량이 과잉이면 개재물이 증가하여, 강판의 가공성을 열화시킨다. 그 때문에, Al 함유량은 0.005~0.100%로 한다. Al 함유량은 0.010% 이상, 0.015% 이상, 또는 0.020% 이상인 것이 바람직하고, 0.080% 이하, 0.060% 이하, 또는 0.050% 이하인 것이 바람직하다. 탈산을 위하여 Al 함유량을 0.008% 이상 또는 0.010% 이상으로 해도 된다.
Ti: 0.02~0.20%
Ti는, 미세한 탄화물인 TiC를 석출시켜 강판의 강도를 확보하는 데에 유효한 원소이다. Ti 함유량이 0.02% 미만에서는, 원하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, Ti 함유량이 0.20%를 초과하면 그 효과가 포화되고, 강판의 비용이 상승한다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.02~0.20%로 한다. Ti 함유량은 0.04% 이상, 0.06% 이상, 또는 0.08% 이상인 것이 바람직하고, 0.17% 이하, 0.15% 이하, 또는 0.13% 이하인 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.010%
N은, 불순물로서 포함되지만, 과잉인 저감은 제강 비용의 상승을 초래한다. 한편, N은, C보다 고온에서 Ti와 석출물을 형성하여, 강판의 구멍 확장성을 저하시킨다. 그 때문에, N 함유량은 0.001~0.010%로 한다. N 함유량은 0.002% 이상, 또는 0.003% 이상인 것이 바람직하고, 0.008% 이하, 0.006% 이하, 또는 0.005% 이하인 것이 바람직하다.
Cu: 0~0.50%
Cu는 강도를 높이는 효과를 갖기 위하여, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 인성 저하를 초래할 뿐만 아니라, 강판에 표면흠 등이 생길 우려가 있다. 그 때문에, Cu 함유량은 0.50% 이하로 한다. Cu 함유량은 0.40% 이하, 0.30% 이하, 또는 0.20% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.01% 이상, 0.05% 이상, 또는 0.10% 이상인 것이 바람직하다. Cu의 함유는 필수가 아니고, Cu 함유량의 하한은 0%이다.
Ni: 0~0.50%
Ni는 강도를 높임과 더불어 인성을 향상시키는 효과를 갖기 위하여, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 강판에 표면흠 등이 생길 우려가 있다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.50% 이하로 한다. Ni 함유량은 0.40% 이하, 0.30% 이하, 또는 0.20% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.01% 이상, 0.05% 이상, 또는 0.10% 이상인 것이 바람직하다. Ni의 함유는 필수가 아니고, Ni 함유량의 하한은 0%이다.
Cr: 0~1.00%
Mo: 0~0.40%
Nb: 0~0.060%
V: 0~1.00%
Cr, Mo, Nb 및 V는, 열간 압연 강판의 강도의 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라 이들로부터 선택되는 1종을 단독으로, 또는 2종 이상을 복합하여 함유해도 된다. 그러나, 어느 원소도 과잉 함유하면, 다량의 탄화물이 생성되어, 강판의 구멍 확장성을 저하시킨다. 그 때문에, Cr 함유량은 1.00% 이하, Mo 함유량은 0.40% 이하, Nb 함유량은 0.060% 이하, V 함유량은 1.00% 이하로 한다. Ni, Cr, Mo, Nb 및 V의 함유는 필수가 아니고, 이들 각 원소의 함유량의 하한은 0%이다.
Cr 함유량은 0.70% 이하인 것이 바람직하고, Mo 함유량은 0.30% 이하인 것이 바람직하며, Nb 함유량은 0.040% 이하인 것이 바람직하고, V 함유량은 0.60% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr: 0.01% 이상, Mo: 0.005% 이상, Nb: 0.001% 이상 및 V: 0.01% 이상으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 또, Cr 함유량은 0.10% 이상인 것이 바람직하고, Mo 함유량은 0.050% 이상인 것이 바람직하며, Nb 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하고, V 함유량은 0.10% 이상인 것이 바람직하다.
B: 0~0.0100%
B는 입계에 편석되어, 입계 강도를 높이는 효과를 갖기 위하여, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, B 함유량은 0.0100% 이하로 한다. B 함유량은 0.0020% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, B 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다. B의 함유는 필수가 아니고, B 함유량의 하한은 0%이다.
Ca: 0~0.0050%
Ca는, 파괴의 기점이 되고, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0050% 이하로 한다. Ca 함유량은 0.0030% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다. Ca의 함유는 필수가 아니고, Ca 함유량의 하한은 0%이다.
O: 0.0100% 이하
O는, 불순물이며, 다량으로 함유하면 Al 또는 Si와의 산화물을 생성하여, 가공성 및 인성이 저하할 우려가 있다. 그 때문에, O 함유량은 0.0100% 이하로 한다. O 함유량은 0.0090% 이하, 또는 0.0070% 이하인 것이 바람직하다. 불순물인 O의 함유량의 하한을 특별히 정할 필요는 없지만, 그 하한은 0%이다. 필요에 따라, 그 하한을 0.0005%, 0.0010% 또는 0.0015%로 해도 된다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의하여 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
2. 금속 조직
본 발명의 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서 「%」는, 「면적%」를 의미한다.
강판의 금속 조직을 연질인 페라이트와 비교적 경질인 베이나이트가 주체인 조직으로 함으로써, 강도, 구멍 확장성 및 인성을 확보하는 것이 가능해진다. 그 때문에, 본 발명에 따른 강판의 금속 조직은, 면적%로, 60~80%의 페라이트를 포함하고, 또한, 페라이트 및 베이나이트의 합계가 90% 이상이다.
페라이트의 면적률이 60% 미만이면, 원하는 구멍 확장성을 확보할 수 없다. 한편, 페라이트의 면적률이 80%를 초과하면, 내부 조직이 미세하고, 인성이 우수한 베이나이트의 면적률이 상대적으로 낮아져, 인성을 확보할 수 없다. 또한, 구멍 확장성을 중시하고 싶은 경우에는, 페라이트의 면적률은 65% 이상인 것이 바람직하고, 70% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 인성을 중시하고 싶은 경우에는, 페라이트의 면적률은 75% 이하인 것이 바람직하고, 70% 이하인 것이 보다 바람직하다.
또, 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적률은 95% 이상인 것이 바람직하고, 실질적으로 100%인 것이 바람직하다. 금속 조직 중에는, 펄라이트, 시멘타이트, 마텐자이트 등의 조직이 혼재해도 되지만, 이들 조직은 합계 체적률로 10% 이하인 것이 바람직하고, 5% 이하인 것이 보다 바람직하며, 0%인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 상기의 잔부 조직 중, 시멘타이트는 1% 이하 포함되어 있어도 된다. 한편, 마텐자이트는 포함될 가능성은 낮고, 0%로 해도 된다. 또, 베이나이트에는 1% 이하의 잔류 오스테나이트가 포함되어 있어도 되지만, 이들 조직이 포함될 가능성은 낮고, 0%로 해도 된다.
또, 강판의 금속 조직에 있어서, 페라이트 및 베이나이트의 결정 입경의 평균은 7.0μm 이하이며, 페라이트 및 베이나이트의 결정 입경의 표준 편차는 2.0μm 이하이다. 세립이고 균일한 조직으로 함으로써, 강도, 구멍 확장성 및 인성을 확보하는 것이 가능해진다. 평균 결정 입경은 6.0μm 이하인 것이 바람직하고, 5.0μm 이하인 것이 보다 바람직하다. 평균 결정 입경의 하한을 특별히 규정할 필요는 없지만, 그 하한을 0.8μm 또는 1.0μm로 해도 된다. 또, 결정 입경의 표준 편차는 1.5μm 이하 또는 1.2μm 이하인 것이 바람직하다. 결정 입경의 표준 편차의 하한을 특별히 규정할 필요는 없지만, 그 하한을 0.1μm 또는 0.2μm로 해도 된다. 또한, 변동 계수(결정 입경의 표준 편차/결정 입경의 평균)에 관해서는, 0.35 이하 또는 0.30 이하인 것이 바람직하다. 변동 계수의 하한을 특별히 규정할 필요는 없지만, 그 하한을 0.09 또는 0.14로 해도 된다.
또한, 상술과 같은 페라이트와 베이나이트의 결정 입경을 세립 또한 균일하게 변태시켜, 강판의 인성을 향상시키기 위해서는, 석출물의 직경의 불균일을 작게 하는 것이 유효하다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 금속 조직 중에 포함되는 Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차를 10nm 이하로 한다. Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차는 작은 것이 바람직하고, 8nm 이하, 7nm 이하 또는 6nm 이하로 해도 된다. 그 하한을 특별히 정할 필요는 없고, 그 하한은 0nm이지만, 1nm로 해도 된다.
또한, 상기의 Ti 탄질화물의 직경의 평균에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 조대 탄질화물은 균열의 발생점이 되는 점에서, 인성을 향상시키는 관점에서는 세립인 편이 바람직하고, 50nm 이하인 것이 바람직하며, 40nm 이하인 것이 보다 바람직하고, 30nm 이하인 것이 더욱 바람직하다. 그 하한을 특별히 규정할 필요는 없지만, 그 하한을 0.5nm 또는 1.0nm로 해도 된다. 또, 변동 계수(직경의 표준 편차/직경의 평균)에 관해서는, 0.35 또는 0.30 이하인 것이 바람직하다. 변동 계수의 하한을 특별히 규정할 필요는 없지만, 그 하한을 0.10 또는 0.15로 해도 된다.
또한, 본 발명에 있어서 금속 조직은, 강판의 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 강판의 두께를 t로 했을 때에, 당해 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에서의 조직을 말하는 것으로 한다.
여기서, 본 발명에 있어서, 각 상의 면적률, 페라이트 및 베이나이트의 평균 결정 입경, 입경의 표준 편차, 그리고 Ti 탄질화물의 입경의 표준 편차는, 이하와 같이 구한다.
상술과 같이, 우선 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치로부터, 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 단면(이른바 L방향 단면)이 관찰면이 되도록, 시료를 채취한다. 그리고, 당해 관찰면을 경면 연마하여, 나이탈 부식액으로 부식시킨 후, 주사 전자 현미경(SEM)을 이용하여 조직 관찰을 행한다. 배율은 1000배 정도로 하고, 300μm×300μm의 범위에 대하여 10시야 관찰을 행한다.
SEM에 의하여 취득한 화상을, Adobe(등록상표)사 제조 「Photoshop CS5」의 화상 해석 소프트웨어를 이용하여 화상 해석을 행하고, 페라이트 및 베이나이트의 결정 입경의 평균과 표준 편차를 구한다. 화상 해석 수법으로서, 예를 들면, 라멜라 형상의 펄라이트 및 구 형상화한 시멘타이트를 조직 관찰하여 화상 해석의 영역으로부터 제외하고, 화상의 최대 명도값 Lmax와 최소 명도값 Lmin을 화상으로부터 취득하고, 명도가 Lmax-0.5(Lmax-Lmin)으로부터 Lmax까지의 화소를 갖는 부분을 베이나이트 영역, Lmin으로부터 Lmin+0.5(Lmax-Lmin)의 화소를 갖는 부분을 페라이트 영역으로 하여, 면적률을 산출한다. 또한, 페라이트와 베이나이트에서 각각 각 입자의 원 상당 직경을 산출하고, 결정 입경의 평균과 표준 편차를 산출한다.
또, 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치로부터, L방향 단면이 관찰면이 되도록, 두께 50~300nm 정도의 박막을 제작하고, 당해 박막을 투과 전자 현미경(TEM)에 의하여 5시야 관찰한다. 배율을 특별히 정할 필요는 없지만, 예를 들면 20000배 정도여도 된다. 본 발명에 있어서는, 직경이 1~500nm의 범위에 들어가는 것을 Ti 탄질화물로서 판단하는 것으로 한다. TEM 관찰에 의하여 특정된 300개 이상의 Ti 탄질화물에 대하여, Adobe(등록상표)사 제조 「Photoshop CS5」의 화상 해석 소프트웨어를 이용하여 동일하게 화상 해석을 행하고, 각 입자의 원 상당 직경을 산출하여, Ti 탄질화물의 직경의 평균과 표준 편차를 구한다.
3. 기계 특성
본 발명에 있어서, 기계 특성은 특별히 제한은 설정하지 않지만, 「높은 강도 및 구멍 확장성을 갖는다」란, 인장 강도가 780MPa 이상이고, 또한 인장 강도 TS(MPa)와 구멍 확장률 λ(%)의 관계 TS×λ0.5가 6000MPa·%0.5 이상인 것을 의미한다. 또, 「우수한 인성을 갖는다」란, -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 150kJ/cm2 이상인 것을 의미한다. -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지의 상한을 규정할 필요는 없지만, 500kJ/cm2 또는 400kJ/cm2로 해도 된다. 또한, 인장 강도는, 800MPa 이상 또는 830MPa 이상인 것이 보다 바람직하다. 인장 강도 상한을 규정할 필요는 없지만, 1200MPa로 해도 된다.
4. 판 두께
본 발명에 있어서, 강판의 두께에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 자동차의 서스펜션 부재로서 사용되는 경우에는, 0.8~6.0mm로 하는 것이 바람직하고, 1.0~4.0mm 또는 1.2~3.6mm로 하는 것이 보다 바람직하다.
5. 제조 방법
본 발명자들은, 지금까지의 연구에 의하여, 이하에 나타내는 제조 공정을 행함으로써, 본 발명의 열간 압연 강판을 제조할 수 있는 것을 확인하고 있다. 이하, 각 제조 공정에 대하여 상세하게 설명한다.
(a) 주조 공정
상술한 화학 조성을 갖는 주편을 주조한다. 주조 방법으로서는, 예를 들면, 박(薄)슬래브 연속 주조 등의 방법을 이용하면 된다.
(b) 슬래브 공정
주조 후, 얻어진 주편의 온도가 800℃ 미만으로 저하하는 일 없이, 후술하는 조압연 공정을 행해도 되지만, 필요에 따라, 주편을 슬래브 가열로에 삽입하여, 주편을 1100~1250℃로 가열해도 된다. 이때에도, 주편의 온도가 800℃ 미만으로 저하하기 전에, 주편을 슬래브 가열로에 삽입할 필요가 있다. 주편의 온도가 800℃ 미만까지 내려가면, Ti 탄질화물이 완전하게 석출되어 버리고, 그 후에 재고용시키는 것이 곤란해진다.
(c) 조압연 공정
얻어진 주편(슬래브)에 대하여, 조압연을 실시한다. 조압연의 개시 온도는 950~1200℃의 온도 범위로 하고, 종료 온도를 800~1050℃의 온도 범위로 한다. 또, 총 압하율은 20% 이상으로 한다. 조압연의 개시 온도가 950℃ 미만에서는, 종료 온도가 800℃ 미만이 될 우려가 있다. 한편, 조압연의 개시 온도가 1200℃를 초과하면, 압연 중의 구(舊) 오스테나이트 입경이 조대화되기 때문에, 목적으로 하는 결정 입경 및 표준 편차를 달성할 수 없게 된다. 또한, 「조압연」의 「조」라고 하는 용어 자체에 특별한 의미는 없고, 슬래브 공정에서 얻어진 주편(슬래브)에 대하여, 상기의 개시 온도, 총 압하율 및 종료 온도의 열간 압연이 행해지면 된다. 통상은 조압연기로 불리는 압연기에 의하여 열간 압연되기 때문에, 본 발명에서는, 본 공정을 조압연 공정이라고 한다. 본 발명에서는, 조압연 공정에서 압연된 소재(시트 바 가열 공정에서 가열된 소재도 포함한다.)를 시트 바라고 한다.
또, 조압연의 종료 온도가 800℃ 미만이 되면, Ti 탄질화물이 완전하게 석출되어 버리고, 그 후에 재고용시키는 것이 곤란해진다. 한편, 종료 온도가 1050℃를 초과하는 경우이더라도, 고온에서 조대한 Ti 탄질화물이 생성됨과 더불어, 조압연 시에 충분한 변형을 도입할 수 없고, 그 후의 가열에 의하여 Ti 탄질화물을 효율적으로 재고용시키는 것이 곤란해진다. 또한, 조압연에 있어서의 총 압하율이 20% 미만에서는, Ti 탄질화물의 재용해에 필요한 구동력이 부족하기 때문에, 석출물의 직경의 불균일이 커진다.
(d) 시트 바 가열 공정
조압연이 종료한 후, 석출한 Ti 탄질화물을 재고용시키기 위하여, 시트 바에 가열을 행한다. 이때, 상기의 종료 온도로부터 100℃/분 이상의 평균 가열 속도로 1100~1250℃의 온도역까지 60초 이상 가열한다. 즉, 본 가열 공정에서는 100℃ 이상 승온시킨다.
평균 가열 속도가 100℃/분 미만에서는, 가열 시간이 길어지고, 금속 조직이 조대화해 버린다. 마찬가지로, 가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우이더라도, 금속 조직이 조대화해 버린다. 한편, 가열 온도가 1100℃ 미만이거나, 가열 시간이 60초 미만이면, Ti 탄질화물의 재고용이 불충분해진다.
상술과 같이, 조압연 공정에 있어서, Ti 탄질화물에 변형이 도입되어 있기 때문에, 단시간의 가열이더라도 효율적으로 재고용시키는 것이 가능해져, 조직의 조대화를 억제하는 것이 가능해진다. 재가열한 후의 조직으로서, 입경이 20nm를 초과하는 Ti 탄질화물이 잔존하고 있지 않는 것이 중요하다.
여기서, 본 발명자들은, 가열 시간과 최종 조직 중에 석출되는 Ti 탄질화물의 불균일의 관계에 대하여 예비적인 조사를 행했다. 이용한 강은, 후술하는 실시예의 표 1에 나타내어지는 강 S이며, 시트 바 가열 공정에 있어서의 평균 가열 속도, 가열 온도 및 가열 시간을 다양한 조건으로 하여, 열간 압연 강판을 제작했다. 또한, 평균 가열 속도는 100℃/분 이상, 가열 온도는 1100~1250℃로 했다. 또, 이들 이외의 조건은, 표 2에 나타내는 강 S1과 동일하게 했다. 그리고, 얻어진 강판 중에 포함되는 Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차를 구했다.
도 1은, 시트 바 가열 공정에 있어서의 가열 시간과 Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 가열 시간의 증가에 따라 Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차가 저하되어 가는 경향이 명료하게 확인된다. 특히, 가열 시간을 60초 이상으로 함으로써, Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차를 10nm 이하로 하는 것이 가능해지는 것을 알 수 있다.
(e) 마무리 압연 공정
시트 바 가열 공정 종료 후 20초 이내에, 시트 바에 대하여, 개시 온도가 900~1250℃이고, 종료 온도가 Ar3점 이상 950℃ 미만이며, 총 압하율이 50% 이상인 열간 압연을 행한다. 시트 바 가열 공정 종료로부터 마무리 압연 공정 개시까지 20초를 초과하면, 조직이 조대화할 뿐만 아니라, 석출물의 직경의 불균일이 커질 우려가 있다. 또, 개시 온도는, 상기의 시트 바 가열 공정에 있어서의 가열 온도에 의존한다.
또한, 마무리 온도가 Ar3점 미만이면 조직이 불균일해진다. 한편, 마무리 온도가 950℃ 이상이면, 조직의 조대화에 의하여 인장 강도의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 냉각 공정에서 페라이트 변태가 지연되어, Ti 탄질화물이 석출되는 시간에 차가 커지기 때문에, 석출물의 직경의 불균일이 커진다. 또, 그에 따라 페라이트의 입경 불균일도 커진다. 그리고, 총 압하율을 50% 이상으로 함으로써, 세립이고 균일한 재결정립을 만들 수 있고, 페라이트 및 베이나이트의 결정 입경이 작고, 편차가 작게 할 수 있다. 또한, 「마무리 압연」의 「마무리」라고 하는 용어 자체에 특별한 의미는 없고, 슬래브 공정에서 얻어진 주편(슬래브)에 대하여, 상기의 개시 온도, 총 압하율 및 종료 온도의 열간 압연이 행해지면 된다. 통상은 마무리 압연기로 불리는 압연기에 의하여 열간 압연되기 때문에, 본 발명에서는, 본 공정을 마무리 압연 공정이라고 한다.
또한, 본 발명에 있어서, Ar3점은, 하기 (ii)식에 의하여 구하는 것으로 한다.
Ar3점=979.8-450.7×C-125.7×Mn+191.5×Nb+340×Ti+254×Al-32.42×Cr ···(ii)
단, (ii)식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.
(f) 냉각 공정
마무리 압연 종료 후는, 금속 조직이 페라이트 및 베이나이트 주체의 조직이 되도록, 냉각을 행한다. 냉각 공정은, 또한, 1차 냉각 공정, 완냉각 공정 및 2차 냉각 공정으로 세분화된다.
1차 냉각 공정에 있어서는, 상기의 마무리 온도로부터, 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600~750℃의 온도역까지 냉각한다. 상기 온도역까지의 냉각 속도가 60℃/초 미만이면, 조직이 조대화할 우려가 있다.
계속해서, 완냉각 공정에 있어서는, 상기의 1차 냉각의 정지 온도에서, 0~10초 동안, 0~10℃/초의 평균 냉각 속도로 완냉각(예를 들면, 공랭)을 행한다. 완냉각을 행함으로써, 페라이트의 생성을 촉진시키는 것이 가능해진다. 또한, 1차 냉각의 정지 온도가 600℃ 미만이면, 구멍 확장성에 유해한 펄라이트가 생성될 우려가 있다. 한편, 750℃를 초과하면, 페라이트 생성의 촉진 효과가 얻어지기 어렵다.
또한, 완냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도에는 0℃/초도 포함된다. 즉, 상기 완냉각에는, 등온 유지도 포함된다. 또한, 완냉각 공정에 있어서의 냉각 시간은 0초를 포함한다. 즉, 페라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트의 면적률을 증가시키고 싶은 경우에는, 완냉각 공정을 생략해도 된다. 완냉각 시간은 원하는 기계 특성에 따라 적절히 선택하면 된다. 구체적으로는, 구멍 확장성을 중시하고 싶은 경우에는, 완냉각 시간을 길게 하여 페라이트의 면적률을 증가시키면 되고, 인성을 중시하고 싶은 경우에는, 완냉각을 행하지 않고 베이나이트의 면적률을 증가시키면 된다.
다음으로, 2차 냉각 공정에 있어서는, 상기의 완냉각의 종료 온도로부터, 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 완냉각의 종료 온도로부터 15℃ 이상 낮은 온도 이하이고 또한 350~700℃의 온도역까지 냉각한다. 2차 냉각에 의하여, 베이나이트의 생성을 촉진한다. 2차 냉각에서의 평균 냉각 속도가 60℃/초 미만이면, 펄라이트, 시멘타이트 등이 생성되어, 구멍 확장성이 악화될 우려가 있다.
또한, 상술과 같이, 완냉각 공정을 생략하는 경우는, 1차 냉각과 2차 냉각은 연속적으로 행하면 되고, 즉, 상기의 마무리 온도로부터, 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 350~700℃의 온도역까지 냉각하면 된다. 2차 냉각은 필수이며, 2차 냉각에 의한 강판의 온도 저하 여유(=완냉각 종료 온도-2차 냉각 정지 온도)는, 15℃ 이상으로 하지만, 25℃ 이상, 40℃ 이상 또는 60℃ 이상으로 해도 된다.
(g) 권취 공정
그 후, 냉각된 열간 압연 강판을 권취한다. 권취 공정 후의 조건은, 특별히 한정되지 않는다.
6. 용접 이음매
일반적으로, 자동차의 차체 구조에 사용되는 강판은, 용접되어 용접 이음매로서 이용되는 경우가 있다. 이 경우에 있어서, 용접 이음매의 용접열 영향부(이하, 「HAZ」라고도 한다.)에서, 저온 인성이 저하하는 문제가 종종 발생하고 있다. 그래서, 본 발명자들은, 상술한 본 발명에 따른 열간 압연 강판을 이용하여 용접 이음매를 제조하고, HAZ 및 용접 금속부(이하, 이들을 묶어서 「용접부」라고도 한다.)에 있어서의 저온 인성을 조사했다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다.
(a) 상술과 같이, 본 발명에 따른 열간 압연 강판의 금속 조직은, 페라이트 및 베이나이트가 주체이다. 이와 같은 강판에 대하여 용접 재료를 이용하여 용접을 행함으로써 생기는 용접 금속부는, 용접 후에 비교적 빠른 속도로 냉각한다. 그 때문에, 그 금속 조직은, 강판에 비하여 상대적으로 베이나이트의 비율이 높은 조직이 된다.
(b) 그리고, HAZ에 있어서의 금속 조직은, 강판과 용접 금속부의 중간적인 조직이 된다. HAZ에 있어서 금속 조직이 급격하게 변화하면, 경도차가 커져 HAZ에 있어서의 저온 인성이 현저하게 열화하는 원인이 된다. 그 때문에, HAZ에 있어서의 금속 조직은 완만하게 변화할 것이 요망된다.
(c) 본 발명자들이 행한 검토의 결과, 이유는 확실하지 않지만, 조직 중의 페라이트 및 베이나이트의 입경의 편차가 작은 강판에 대하여 용접을 행한 경우에는, HAZ에 있어서의 금속 조직의 변화를 완만하게 할 수 있는 것을 찾아냈다.
이하에, 본 발명에 따른 열간 압연 강판을 이용하여 제작되는 용접 이음매에 대하여, 상세하게 설명한다.
(A) 전체 구성
도 2는, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 용접 이음매의 구조를 설명하기 위한 도면이다. 도 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 용접 이음매(1)는, 제1 모재부(10)와 제2 모재부(20)와 용접 금속부(30)를 구비한다. 도 2에 나타내는 구성의 용접 이음매(1)는, 제1 모재부(10) 및 제2 모재부(20)가 맞대어진 상태로 개선 용접된 맞대기 이음매이다.
도 3은, 본 발명의 다른 실시 형태에 따른 용접 이음매의 구조를 설명하기 위한 도면이다. 도 3에 나타내는 구성의 용접 이음매(1)는, 제1 모재부(10)가 제2 모재부(20)의 두께 방향에 있어서의 일방측(도 3에 있어서의 상측)에 겹쳐진 상태로 필렛 용접된 겹치기 이음매이다.
본 발명에 따른 용접 이음매는, 이들 구성에 한정되지 않는다. 용접 금속부(30)가, 제1 모재부(10)의 단부(10a)를 따라 제1 방향(도 2에 있어서의 지면(紙面) 수직 방향)으로 연장되도록 형성되는 구성을 갖고 있으면 된다.
또, 도 2 및 3에 나타내는 바와 같이, 제1 모재부(10) 및 제2 모재부(20)의, 용접 금속부(30)와의 경계 부근에는, HAZ(100, 200)가 형성되어 있다.
제1 모재부(10)와 제2 모재부(20)는, 상이한 강판으로 구성되어 있어도 되고, 도 4에 나타내는 바와 같이, 1개의 강판이 환(環) 형상을 이루고 있고, 당해 강판의 양단이 각각 제1 모재부(10) 및 제2 모재부(20)로 되어 있어도 된다.
본 발명에 따른 열간 압연 강판은, 제1 모재부(10)로서 이용된다. 즉, 제1 모재부(10)는, 상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는다. 또, 본 발명에 따른 열간 압연 강판은, 또한 제2 모재부(20)로서 이용해도 된다.
(B) 용접 금속부의 화학 조성
용접 금속부(30)는, 질량%로, C: 0.02~0.15%, Si: 0.01~1.50%, Mn: 0.10~1.50%, P: 0.10% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.005~0.300%, Ti: 0.02~0.20%, N: 0.010% 이하, Cu: 0~0.50%, Ni: 0~0.50%, Cr: 0~1.00%, Mo: 0~0.60%, Nb: 0~0.060%, V: 0~1.00%, B: 0~0.0100%, Ca: 0~0.0050%, O: 0.0010~0.0500%, 잔부: Fe 및 불순물인 화학 조성을 갖는다.
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C: 0.02~0.15%
C는, 탄화물을 석출하여 용접 금속부의 강도를 확보하는 데에 유효한 원소이다. C 함유량이 0.02% 미만에서는, 원하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, C 함유량이 0.15%를 초과하면 HAZ 및 용접 금속부의 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, C 함유량은 0.02~0.15%로 한다. C 함유량은 0.03% 이상, 0.04% 이상, 0.05% 이상, 또는 0.06% 이상인 것이 바람직하고, 0.14% 이하, 0.12% 이하, 또는 0.10% 이하인 것이 바람직하다.
Si: 0.01~1.50%
Si는, 용접 금속부의 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, Si 함유량이 과잉이면 용접 시의 슬래그가 많아, 표면 성상이 저하한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.01~1.50%로 한다. Si 함유량은 0.05% 이상, 0.10% 이상, 0.20% 이상, 또는 0.30% 이상인 것이 바람직하고, 1.40% 이하, 1.20% 이하, 1.00% 이하, 또는 0.80% 이하인 것이 바람직하다.
Mn: 0.10~1.50%
Mn은, 용접부의 강도의 확보에 유효한 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 과잉이 되면, 마이크로 편석 또는 매크로 편석이 일어나기 쉬워져, 용접 금속부의 저온 인성을 열화시킨다. 또, HAZ의 저온 인성을 열화시킨다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.10~1.50%로 한다. Mn 함유량은 0.20% 이상, 0.30% 이상인 것이 바람직하고, 1.2% 이하인 것이 바람직하다.
P: 0.10% 이하
P는, 불순물이며, 다량으로 함유하면 용접 금속부의 저온 인성을 열화시킨다. 그 때문에, P 함유량은 0.10% 이하로 한다. P 함유량은 0.050% 이하, 또는 0.020% 이하인 것이 바람직하다.
S: 0.010% 이하
S는, MnS를 형성하고 파괴의 기점으로서 작용하며, 용접 금속부의 저온 인성을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, S 함유량은 0.010% 이하로 한다. S 함유량은 0.0080% 이하, 또는 0.0060% 이하인 것이 바람직하다.
Al: 0.005~0.300%
Al은, 강의 탈산을 위하여 이용되는 원소이다. 그러나, Al 함유량이 과잉이면 개재물이 증가하여, 용접 금속부의 저온 인성을 열화시킨다. 그 때문에, Al 함유량은 0.005~0.300%로 한다. Al 함유량은 0.010% 이상, 0.015% 이상, 또는 0.020% 이상인 것이 바람직하고, 0.200% 이하, 0.100% 이하, 또는 0.050% 이하인 것이 바람직하다.
Ti: 0.02~0.20%
Ti는, 미세한 탄화물인 TiC를 석출시켜 용접 금속부의 강도를 확보하는 데에 유효한 원소이다. Ti 함유량이 0.02% 미만에서는, 원하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, Ti 함유량이 0.20%를 초과하면 그 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.02~0.20%로 한다. Ti 함유량은 0.04% 이상, 0.06% 이상, 또는 0.08% 이상인 것이 바람직하고, 0.17% 이하, 0.15% 이하, 또는 0.13% 이하인 것이 바람직하다.
N: 0.010% 이하
N은, C보다 고온에서 Ti와 석출물을 형성하여, 용접 금속부의 저온 인성을 저하시킨다. 그 때문에, N 함유량은 0.010% 이하로 한다. N 함유량은 0.008% 이하, 0.006% 이하, 또는 0.005% 이하인 것이 바람직하다. 이와 같은 관점에서는 N 함유량의 하한을 설정할 필요는 없지만, N 함유량을 0.001% 미만으로 저감시키기 위해서는 제강 비용이 늘어난다. 이 때문에, N 함유량은 0.001% 이상, 0.002% 이상, 또는 0.003% 이상인 것이 바람직하다.
Cu: 0~0.50%
Cu는 강도를 높이는 효과를 갖기 위하여, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 결정립계에 편석되고, 취화(脆化)한다. 그 때문에, Cu 함유량은 0.50% 이하로 한다. Cu 함유량은 0.40% 이하, 0.30% 이하, 또는 0.20% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.01% 이상, 0.05% 이상, 또는 0.10% 이상인 것이 바람직하다.
Ni: 0~0.50%
Ni는 강도 및 인성을 높이는 효과를 갖기 위하여, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 강도 상승이 과잉이 되어, 강판과의 강도차에 의하여 인성이 열화한다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.50% 이하로 한다. Ni 함유량은 0.40% 이하, 0.30% 이하, 또는 0.20% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.01% 이상, 0.05% 이상, 또는 0.10% 이상인 것이 바람직하다.
Cr: 0~1.00%
Mo: 0~0.60%
Nb: 0~0.060%
V: 0~1.00%
Cr, Mo, Nb 및 V는, 용접 금속부의 강도의 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라 이들로부터 선택되는 1종을 단독으로, 또는 2종 이상을 복합하여 함유해도 된다. 그러나, 어느 원소도 과잉 함유하면, 다량의 탄화물이 생성되어, 용접 금속부의 저온 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Cr 함유량은 1.0% 이하, Mo 함유량은 0.60% 이하, Nb 함유량은 0.060% 이하, V 함유량은 1.00% 이하로 한다.
Cr 함유량은 0.70% 이하인 것이 바람직하고, Mo 함유량은 0.40% 이하인 것이 바람직하며, Nb 함유량은 0.040% 이하인 것이 바람직하고, V 함유량은 0.60% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr: 0.01% 이상, Mo: 0.005% 이상, Nb: 0.001% 이상 및 V: 0.01% 이상으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 또, Cr 함유량은 0.10% 이상인 것이 바람직하고, Mo 함유량은 0.050% 이상인 것이 바람직하며, Nb 함유량은 0.005% 이상인 것이 바람직하고, V 함유량은 0.10% 이상인 것이 바람직하다.
B: 0~0.0100%
B는 입계에 편석되어, 입계 강도를 높이는 효과를 갖기 위하여, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, B 함유량은 0.0100% 이하로 한다. B 함유량은 0.0020% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, B 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.
Ca: 0~0.0050%
Ca는, 파괴의 기점이 되고, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0050% 이하로 한다. Ca 함유량은 0.0030% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.
O: 0.0010~0.0500%
O는, 용접 중에 불가피적으로 혼입한다. 그러나, 다량으로 함유하면 Al 또는 Si와 산화물을 형성하고, 인성이 저하할 우려가 있다. 그 때문에, O 함유량은 0.0010~0.0500%로 한다. O 함유량은 0.0300% 이하, 또는 0.0100% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 용접 금속부의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 여기서 「불순물」이란, 모재부 또는 후술하는 용접 재료에 이용되는 강철을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의하여 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
또한, 용접 금속부의 화학 조성은, 용접 시에 있어서의 모재부와 용접 재료와의 유입 비율로 결정된다. 용접 재료로서는, 예를 들면, 시판의 JIS Z 3312:2009에 기재된 솔리드 와이어 또는 JIS Z 3313:2009에 기재된 플럭스 코어드 와이어를 이용할 수 있다.
(C) HAZ의 금속 조직
상술과 같이, HAZ에 있어서 금속 조직이 급격하게 변화하면, 경도차가 커져 HAZ에 있어서의 저온 인성이 현저하게 열화한다. 그러나, 상기의 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 강판에 대하여 용접을 행한 경우에는, HAZ에 있어서의 금속 조직의 변화는 완만해진다.
본 발명에 있어서, HAZ에 있어서의 금속 조직의 변화가 완만하다는 것은, 구체적으로는 이하의 규정을 만족하는 것을 의미한다. 이하에, 상세하게 설명한다.
도 2 및 3에 있어서 일점쇄선으로 나타내어지는 면(C)은, 제1 모재부(10)의 두께 방향에 있어서의 일방측의 표면(10b)에 평행이고, 또한 표면(10b)으로부터 두께 방향으로 1/8t의 위치에서의 단면이다. 또한, t는 제1 모재부(10)에 이용되는 강판의 두께이다.
또, 도 5는, 면(C)을 제1 모재부(10)의 두께 방향에서 본 도면이다. 도 5에 나타내어지는 X방향이, 용접 금속부(30)가 연장되는 방향인 제1 방향이고, Y방향은 제1 모재부(10)의 두께 방향에서 본 경우에 있어서, 제1 방향에 직교하는 방향이다. 그리고, 면(C) 상에 있어서, 제1 모재부(10)와 용접 금속부(30)의 경계로부터 Y방향에 있어서의 제1 모재부(10)측(지면 우측)을 향하여 50μm 피치로 베이나이트의 면적률(%)을 순서대로 측정한다.
도 5에 나타내는 예에서는, 제1 모재부(10)와 용접 금속부(30)의 경계로부터 Y방향으로 50μm, X방향으로 500μm의 영역을 50μm 피치로 추출하고, 각각의 영역에 있어서 베이나이트의 면적률(%)을 측정한다. 그리고, 순서대로 측정된 베이나이트의 면적률(%)을 m0, m1, m2, m3, m4, 및 m5로 한다.
이때, HAZ에 있어서의 금속 조직의 변화가 완만하다는 것은, m0, m1, m2, m3, m4, 및 m5가, 각각 하기 (i)식을 만족하는 것을 의미한다. 즉, 50μm 피치로 서로 이웃하는 영역끼리에 있어서의 베이나이트의 면적률의 변화량인 mn-1-mn의 값이 20 이하가 된다. 또한, 상술과 같이, 용접 금속부(30)측일수록 급랭되기 때문에, 베이나이트의 면적률은 높아진다. 그 때문에, mn-1-mn의 값은 0을 초과한다. (i) 식을 만족함으로써, 용접부에 있어서 우수한 저온 인성을 확보하는 것이 가능해진다.
0<mn-1-mn≤20 ···(i)
단, 상기 식 중의 n은 1~5의 자연수이다.
또한, 본 발명에 따른 용접 이음매는, 상술한 열간 압연 강판에 대하여, JIS Z 3312:2009에 기재된 솔리드 와이어 또는 JIS Z 3313:2009에 기재된 플럭스 코어드 와이어를 이용하여 용접을 행함으로써 제조할 수 있다. 용접 방법에 대해서는 특별히 제한은 없고, 예를 들면, 제1 모재부(10) 및 제2 모재부(20)를 맞댄 상태로 개선 용접을 행해도 되고, 제1 모재부(10)를 제2 모재부(20)의 두께 방향에 있어서의 일방측에 겹쳐진 상태로 필렛 용접을 행해도 된다.
또한, 용접 조건으로서는 일반적인 조건으로 행하면 되고, 예를 들면, 가스 실드 아크 용접이 이용된다. 이 경우, 용접에 있어서의 전류값, 전압값, 용접 속도, 실드 가스는 공지의 기술로부터 적절히 선택할 수 있다.
이하, 실시예에 의하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
[실시예 1]
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 박슬래브 연속 주조에 의하여 주편으로 한 후, 표 2에 나타내는 조건에 있어서 열간 압연을 실시하고, 냉각하고 나서 권취하여, 열간 압연 강판을 제조하고, 시험재로 했다.
Figure pct00001
Figure pct00002
[금속 조직]
얻어진 시험재의 금속 조직 관찰을 행하고, 상술한 순서에 의하여, 페라이트 및 베이나이트의 결정 입경의 평균 및 표준 편차, 그리고 Ti 탄질화물의 직경의 평균 및 표준 편차를 각각 구했다. 또한, SEM에 탑재되는 EBSD에 의한 해석 결과로부터, 모든 강판에 있어서 잔류 오스테나이트가 확인되지 않았던 것을 확인하고 있다.
[기계 특성]
기계 특성 중 인장 강도 특성(인장 강도(TS), 전연신(EL))은, 판 폭을 W로 했을 때에, 판의 한쪽 끝으로부터 판 폭 방향으로 1/4W 또는 3/4W 중 어느 하나의 위치에서, 압연 방향으로 직행하는 방향(폭 방향)을 길이 방향으로서 채취한 JIS Z 2241:2011의 5호 시험편을 이용하고, JIS Z 2241:2011에 준거하여 평가했다.
구멍 확장률은, 인장 시험편 채취 위치와 동일한 위치로부터 시험편을 채취하고, JIS Z 2256:2010에 기재된 시험 방법에 준거하여 평가했다. 또, 인성은, JIS Z 2242:2018로 규정하는 2.5mm 서브사이즈의 V 노치 시험편에서, -40℃에서 C방향 노치의 샤르피 충격 시험을 행함으로써 평가했다. 또, 강판의 최종 판 두께가 2.5mm 미만인 것에 대해서는 전체 두께로 측정했다.
금속 조직의 관찰 결과 및 기계 특성의 측정 결과를 표 3에 묶어서 나타낸다.
Figure pct00003
표 3으로부터도 분명한 바와 같이, 본 발명의 규정을 모두 만족하는 본 발명예에서는, 높은 강도 및 구멍 확장성, 그리고 우수한 인성을 갖는 것을 알 수 있다. 그들에 대하여, 비교예에서는, 구멍 확장성 및 인성 중 적어도 어느 하나가 열화하는 결과가 되었다.
구체적으로는, 시험 No.5에서는, 2차 냉각 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 낮고, 마텐자이트가 생성되었기 때문에, 페라이트 및 베이나이트의 면적률이 90% 미만이 되고, 인성이 열화했다.
시험 No.16에서는, 조압연 공정에서의 종료 온도가 너무 낮았기 때문에, Ti 탄질화물이 완전하게 석출되고, 그 후 재고용할 수 없었기 때문에, Ti 탄질화물의 입경의 불균일이 커지고, 그에 따라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커져, 결과적으로 구멍 확장성 및 인성 모두 열화했다.
시험 No.20에서는, 조압연 후의 가열 공정에서의 가열 온도가 너무 높았기 때문에, 페라이트 및 베이나이트가 조대화하고, 인성이 열화했다. 시험 No.21에서는, 2차 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도가 너무 낮기 때문에, 펄라이트, 시멘타이트 등이 과잉 생성되어, 구멍 확장성이 악화되었다.
시험 No.22에서는, 1차 냉각 후의 완냉각 공정에 있어서, 냉각 시간이 너무 길었기 때문에, 페라이트의 면적률이 과잉이 되어, 인성이 열화하는 결과가 되었다. 시험 No.23에서는, 조압연 후의 가열 공정에서의 승온 속도가 낮고, 페라이트 및 베이나이트가 조대화하고, 인성이 열화했다.
시험 No.24에서는, 마무리 압연에 있어서의 마무리 온도가 너무 높았기 때문에, Ti 탄질화물이 석출되는 시간에 차가 커졌다. 그리고, Ti 탄질화물의 입경의 불균일이 커지고, 그에 따라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커졌기 때문에, 구멍 확장성 및 인성 모두 열화했다.
시험 No.27에서는, 조압연 후의 가열 공정에서의 가열 온도가 낮고, Ti 탄질화물의 재고용이 불충분해졌기 때문에, Ti 탄질화물의 입경의 불균일이 커지고, 그에 따라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커져, 결과적으로 구멍 확장성 및 인성 모두 열화했다. 시험 No.28에서는, 시트 바 가열 공정 종료로부터 마무리 압연 공정 개시까지 20초를 초과했기 때문에, 조직이 조대화하고, 석출물의 직경의 불균일이 커졌다.
시험 No.31에서는, 조압연 공정에서의 종료 온도가 너무 낮았기 때문에, Ti 탄질화물이 완전하게 석출되고, 그 후 재고용할 수 없었기 때문에, Ti 탄질화물의 입경의 불균일이 커지고, 그에 따라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커져, 결과적으로 구멍 확장성 및 인성 모두 열화했다.
시험 No.33에서는, 2차 냉각 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 높고, 페라이트의 면적률이 과잉이 되어, 인성이 열화하는 결과가 되었다. 시험 No.34에서는, 시트 바 가열 공정을 실시하지 않았기 때문에, Ti 탄질화물의 재고용이 불충분해졌기 때문에, Ti 탄질화물의 입경의 불균일이 커지고, 그에 따라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커져, 결과적으로 구멍 확장성 및 인성 모두 열화했다.
시험 No.36에서는, 1차 냉각 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 낮고, 펄라이트가 생성되었기 때문에, 구멍 확장성이 열화했다. 시험 No.38에서는, 1차 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도가 낮기 때문에, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일이 커져, 인성이 열화했다. 시험 No.41에서는, 1차 냉각 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 높고, 페라이트가 충분히 생성되지 않았기 때문에, 구멍 확장성이 열화했다.
시험 No.46에서는, 조압연 공정에서의 종료 온도가 너무 높았기 때문에, Ti 탄질화물의 효율적인 재고용이 곤란해져, Ti 탄질화물의 입경의 불균일이 커졌다. 그리고, 그에 따라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커져, 결과적으로 구멍 확장성 및 인성 모두 열화했다.
시험 No.50에서는, 조압연 공정에서의 총 압하율이 낮고, No.51에서는, 시트 바 가열 공정에서의 가열 시간이 불충분했었기 때문에, 어느 경우도, Ti 탄질화물의 입경의 불균일이 커지고, 그에 따라, 페라이트 및 베이나이트의 입경의 불균일도 커져, 결과적으로 구멍 확장성 및 인성 모두 열화했다.
시험 No.52에서는, C 함유량이 과잉이며, 시험 No.53에서는, Mn 함유량이 과잉이기 때문에, 구멍 확장성이 저하했다.
[실시예 2]
다음으로, 표 4에 나타내는 화학 조성을 갖는 솔리드 와이어를 준비하여, 용접 재료로 했다. 그리고, 상기의 시험재의 표면에 대하여, 표 5에 나타내는 용접 재료를 이용하여 비드 온 플레이트 용접을 행했다. 즉, 본 실시예에 있어서는, 제1 모재부와 제2 모재부는 같은 강재로 했다. 용접은 가스 실드 아크 용접에 의하여 행하고, 용접 조건으로서는, 전류값: 190A, 전압: 23V, 용접 속도: 100cm/min, 실드 가스: Ar+20% CO2로 했다.
Figure pct00004
얻어진 용접 이음매의 용접 금속부에 대하여, 화학 조성의 측정을 행했다. 구체적으로는, 용접 금속부로부터 모재부가 혼입하지 않도록, 절삭분을 채취했다. 채취한 절삭분을 이용하여, 유도 결합 플라즈마 발광 분광 분석법, 고주파 연소법에 의하여 분석을 행했다. 용접 금속부의 화학 조성의 측정 결과를 표 5에 나타낸다.
Figure pct00005
그 후, 얻어진 용접 이음매에 대하여, 용접을 행한 시험재의 표면과 평행이고, 또한 시험재의 표면으로부터 두께 방향으로 1/8t의 위치에서의 단면이 관찰면이 되도록 잘라냈다. 그리고, 상술과 같이, 강재와 용접 금속부의 경계 중 한쪽으로부터 Y방향에 있어서의 강재측을 향하여 50μm 피치로, Y방향으로 50μm, X방향으로 500μm의 영역을 선택하고, 각각의 영역에 있어서의 베이나이트의 면적률(m0~m5: %)을 측정했다.
또한, 상기의 용접 이음매로부터, V 노치 샤르피 충격 시험편을, 도 6에 나타내는 요령으로 제작했다. 도 6의 (a)에 나타내는 형상의 비드 온 플레이트 용접에 의하여 용접 이음매에 대하여, 우선, 도 6의 (b)에 나타내는 바와 같이, 용접 금속부 중, 시험재의 표면으로부터 비어져 나온 부분을 연삭하여, 표면을 평탄하게 했다.
계속해서, 도 6의 (c)에 나타내는 바와 같이, 용접 금속부의 연장되는 방향이 길이 방향이 되도록, JIS Z 2242(2018)에 규정되는 길이 55mm, 폭 10mm, 두께 2.5mm의 V 노치 시험편을 잘라냈다. 이때, 용접을 행한 강재의 표면이 V 노치 시험편의 표면이 되도록 한다. 또, 강재의 두께가 2.5mm 이하인 경우에는, 강재의 두께를 V 노치 시험편의 두께로 한다.
도 7은 V 노치의 잘라냄 위치를 설명하기 위한 도면이다. 도 7의 (a)는 V 노치 시험편을 두께 방향에서 본 도면이고, 도 7의 (b)는 도 7의 (a)에 있어서의 AA 부분을 나타내는 단면도이다. 도 7에 나타내는 바와 같이, V 노치의 선단은, 용접 금속부와 HAZ의 경계를 통과하도록 잘라내는 것으로 한다. 그리고, 얻어진 V 노치 시험편을 이용하여 -40℃에서 샤르피 시험을 행하고, 흡수 에너지의 값을 평가했다. 본 실시예에 있어서는, 흡수 에너지의 값이 50J/cm2 이상을 합격으로 했다.
그들의 결과를 표 6에 묶어서 나타낸다.
Figure pct00006
표 6으로부터도 분명한 바와 같이, 본 발명의 규정을 모두 만족하는 본 발명예에서는, 우수한 저온 인성을 갖는 것을 알 수 있다. 그들에 대하여, 비교예에서는, HAZ에 있어서의 조직의 변화가 급격했었기 때문에, 저온 인성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.
본 발명에 의하면, 높은 강도 및 구멍 확장성에 더하여 우수한 인성을 갖는 열간 압연 강판을 얻는 것이 가능해진다. 또, 당해 열간 압연 강판을 이용하여 제작한 용접 이음매는, 용접부에 있어서 우수한 저온 인성을 갖는다.
1 용접 이음매
10 제1 모재부
10a 단부
10b 표면
20 제2 모재부
30 용접 금속부
100, 200 HAZ

Claims (10)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C: 0.02~0.20%,
    Si: 0.01~1.50%,
    Mn: 0.10~3.00%,
    P: 0.10% 이하,
    S: 0.010% 이하,
    Al: 0.005~0.100%,
    Ti: 0.02~0.20%,
    N: 0.001~0.010%,
    Cu: 0~0.50%,
    Ni: 0~0.50%,
    Cr: 0~1.00%,
    Mo: 0~0.40%,
    Nb: 0~0.060%,
    V: 0~1.00%,
    B: 0~0.0100%,
    Ca: 0~0.0050%,
    O: 0.0100% 이하,
    잔부: Fe 및 불순물이고,
    금속 조직이, 면적%로,
    페라이트: 60~80%,
    페라이트 및 베이나이트의 합계: 90% 이상이며,
    페라이트 및 베이나이트의 결정 입경의 평균이 7.0μm 이하이고, 상기 결정 입경의 표준 편차가 2.0μm 이하이며,
    Ti 탄질화물의 직경의 표준 편차가 10nm 이하인, 열간 압연 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Cu: 0.01~0.50%,
    Ni: 0.01~0.50%,
    Cr: 0.01~1.00%,
    Mo: 0.005~0.40%,
    Nb: 0.001~0.060%,
    V: 0.01~1.00%,
    B: 0.0005~0.0100%, 및,
    Ca: 0.0005~0.0050%
    중 적어도 어느 하나인, 열간 압연 강판.
  3. (a) 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 화학 조성을 갖는 주편을 주조하는 공정과,
    (b) 주조 후, 상기 주편의 온도가 800℃ 미만으로 저하하는 일 없이, 하기의 조압연(粗壓延) 공정을 행하거나, 또는, 상기 주편을 슬래브 가열로에 삽입하여, 상기 주편을 1100~1250℃로 가열하는 슬래브 공정과,
    (c) 상기 주편을, 개시 온도가 950~1200℃이고, 종료 온도가 800~1050℃이며, 총 압하율이 20% 이상인 열간 압연을 행하여 시트 바로 하는 조압연 공정과,
    (d) 상기 시트 바를, 100℃/분 이상의 평균 가열 속도로 1100~1250℃의 온도역까지 60초 이상 가열하는 시트 바 가열 공정과,
    (e) 상기 시트 바 가열 공정 종료 후 20초 이내에, 상기 시트 바에 대하여, 개시 온도가 900~1250℃이고, 종료 온도가 Ar3점 이상 950℃ 미만이며, 총 압하율이 50% 이상인 열간 압연을 행하여 강판으로 하는 마무리 압연 공정과,
    (f) 상기 강판을, 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600~750℃의 온도역까지 1차 냉각한 후, 0~10초 동안, 0~10℃/초의 평균 냉각 속도로 완냉각(緩冷却)을 행하고, 또한 그 후, 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 상기 완냉각의 종료 온도로부터 15℃ 이상 낮은 온도 이하이고 또한 350~700℃의 온도역까지 2차 냉각하는 냉각 공정과,
    (g) 상기 강판을 권취하는 권취 공정을 순서대로 행하는, 열간 압연 강판의 제조 방법.
  4. 제1 모재부와 제2 모재부와 용접 금속부를 구비하는 용접 이음매로서,
    상기 용접 금속부는, 적어도 상기 제1 모재부의 단부를 따라 제1 방향으로 연장되도록 형성되어 있고,
    상기 제1 모재부가 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 열간 압연 강판이며,
    상기 용접 금속부의 화학 조성이, 질량%로,
    C: 0.02~0.15%,
    Si: 0.01~1.50%,
    Mn: 0.10~1.50%,
    P: 0.10% 이하,
    S: 0.010% 이하,
    Al: 0.005~0.300%,
    Ti: 0.02~0.20%,
    N: 0.010% 이하,
    Cu: 0~0.50%,
    Ni: 0~0.50%,
    Cr: 0~1.00%,
    Mo: 0~0.60%,
    Nb: 0~0.060%,
    V: 0~1.00%,
    B: 0~0.0100%,
    Ca: 0~0.0050%,
    O: 0.0010~0.0500%,
    잔부: Fe 및 불순물이고,
    상기 제1 모재부의 두께 방향에서 본 경우에 있어서, 상기 제1 방향에 직교하는 방향을 제2 방향으로 하며,
    상기 제1 모재부의 두께를 t로 했을 때에,
    상기 제1 모재부의 두께 방향에 있어서의 일방측의 표면에 평행이고, 또한 상기 표면으로부터 두께 방향으로 1/8t의 위치에서의 단면에 있어서,
    상기 제1 모재부와 상기 용접 금속부의 경계로부터 상기 제2 방향에 있어서의 상기 제1 모재부측을 향하여 50μm 피치로 순서대로 측정된 베이나이트의 면적률(%)인 m0, m1, m2, m3, m4, 및 m5가, 하기 (i)식을 만족하는, 용접 이음매.
    0<mn-1-mn≤20 ···(i)
    단, 상기 식 중의 n은 1~5의 자연수이다.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 제1 모재부의 두께가 0.8~6.0mm인, 용접 이음매.
  6. 청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
    상기 제2 모재부가 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 열간 압연 강판인, 용접 이음매.
  7. 청구항 4 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 제2 모재부의 두께가 0.8~6.0mm인, 용접 이음매.
  8. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 용접 이음매는, 상기 제1 모재부 및 상기 제2 모재부가 맞대어진 상태로 개선(開先) 용접된 맞대기 이음매인, 용접 이음매.
  9. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 용접 이음매는, 상기 제1 모재부가 상기 제2 모재부의 두께 방향에 있어서의 상기 일방측에 겹쳐진 상태로 필렛 용접된 겹치기 이음매인, 용접 이음매.
  10. 청구항 4 내지 청구항 9 중 어느 한 항에 기재된 용접 이음매를 제조하는 방법으로서,
    상기 제1 모재부 또는 상기 제2 모재부에 대하여, 솔리드 와이어 또는 플럭스 코어드 와이어를 이용하여 가스 실드 아크 용접을 행하는, 용접 이음매의 제조 방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230093861A (ko) * 2021-12-20 2023-06-27 현대제철 주식회사 고연신 고강도 열연강재 및 그 제조방법

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7330862B2 (ja) * 2019-11-01 2023-08-22 株式会社神戸製鋼所 母材と継手の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
WO2023195496A1 (ja) * 2022-04-06 2023-10-12 日本製鉄株式会社 バーリング構造部材
WO2024127494A1 (ja) * 2022-12-13 2024-06-20 日本製鉄株式会社 溶接継手および溶接構造体
CN117619883A (zh) * 2023-12-01 2024-03-01 北京理工大学 一种三维砖砌复合材料及其工艺制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007138290A (ja) * 2005-10-18 2007-06-07 Jfe Steel Kk 厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2010090476A (ja) * 2008-09-11 2010-04-22 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2013014824A (ja) * 2011-07-06 2013-01-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷延鋼板の製造方法
WO2014051005A1 (ja) * 2012-09-26 2014-04-03 新日鐵住金株式会社 複合組織鋼板およびその製造方法
JP2017025397A (ja) 2015-07-28 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4559673B2 (ja) * 2001-09-19 2010-10-13 新日本製鐵株式会社 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法
JP4284258B2 (ja) * 2004-09-27 2009-06-24 株式会社神戸製鋼所 低降伏比で靭性および溶接継手部靭性に優れた鋼板とその製法
JP4585483B2 (ja) * 2006-05-11 2010-11-24 新日本製鐵株式会社 溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管および高強度鋼板の製造方法
JP6369537B2 (ja) * 2014-04-23 2018-08-08 新日鐵住金株式会社 テーラードロールドブランク用熱延鋼板、テーラードロールドブランク、及びそれらの製造方法
MX2019011941A (es) * 2017-04-07 2019-11-28 Jfe Steel Corp Elemento de acero, laminas de acero laminadas en caliente para elementos de acero y metodo de produccion de los mismos.

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007138290A (ja) * 2005-10-18 2007-06-07 Jfe Steel Kk 厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2010090476A (ja) * 2008-09-11 2010-04-22 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2013014824A (ja) * 2011-07-06 2013-01-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷延鋼板の製造方法
WO2014051005A1 (ja) * 2012-09-26 2014-04-03 新日鐵住金株式会社 複合組織鋼板およびその製造方法
JP2017025397A (ja) 2015-07-28 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230093861A (ko) * 2021-12-20 2023-06-27 현대제철 주식회사 고연신 고강도 열연강재 및 그 제조방법

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