KR100705889B1

KR100705889B1 - 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 저항복비 고장력 강판및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR100705889B1
Application number: KR1020050087805A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 다카오카; 쇼고 무라카미; 히토시 하타노
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2004-09-22
Filing date: 2005-09-21
Publication date: 2007-04-09
Anticipated expiration: 2025-09-21
Also published as: JP2006089789A; JP4252949B2; CN100513621C; KR20060051497A; CN1936055A

Abstract

본 발명은 인장 강도가 780MPa 이상이고 저항복비이며 음향 이방성이 작고 용접성이 뛰어난 고장력 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명의 강판은 질량%로서 C: 0.010 내지 0.080%, Si: 0.02 내지 0.50%, Mn: 1.10 내지 3.00%, Cu: 1.60% 이하, Ni: 0.40 내지 2.50%, P: 0.030% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.200% 이하, N: 0.0100% 이하, Cr: 0.30 내지 2.00%, Mo: 0.10 내지 1.10% 및 Ti: 0.002 내지 0.030%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 또한 하기 식의 AS 및 DL이 AS≥4.00, DL≤2.80이며, 판두께 1/4 부위에 있어서의 조직이 MA를 10면적% 이하(0%는 제외한다) 포함하는 베이니틱 페라이트를 주체로 하고, 또한 구 오스테나이트 입자의 장축/단축이 평균치로 1.0 내지 3.0이며, 추가로 상기 MA의 베이니틱 페라이트에 대한 경도비가 1.10 이상인 것이다.

AS=[Mn]+[Ni]+2×[Cu]

DL=2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]

(여기서, [X]는 원소 X의 함유량(질량%)을 나타낸다)

Description

음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 저항복비 고장력 강판 및 그 제조 방법{LOW YIELD RATIO HIGH TENSION STEEL PLATE HAVING SMALL ACOUSTIC ANISTROPY AND EXCELLENT WELDABILITY, AND ITS PRODUCING METHOD}

도 1은 본 발명의 강의 제조시의 냉각 속도와 조직과의 관계를 설명하기 위한 모식적인 CCT 도면을 나타낸다.

도 2는 실시예에 있어서의 HAZ 인성을 조사하기 위한 시험편의 채취 부위를 나타내는 강판 용접부의 단면 설명도를 나타낸다.

도 3은 실시예에 있어서의 구 γ 입자의 평균 편평률과 음향 이방성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 4는 실시예에 있어서의 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경과 모재 인성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 5는 실시예에 있어서의 MA의 BF에 대한 경도비와 YR의 관계를 나타내는 도면이다.

도 6은 실시예에 있어서의 AS값과 인장 강도의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명은 인장 강도가 780MPa 이상으로 고강도이면서 항복비가 85% 이하로 낮고, 또한 음향 이방성이 작고 모재 인성 및 용접성이 우수한 고장력 강판에 관한 것이다.

교량용이나 건축용 강판(두터운 강판)에서는 용접부에 결함이 존재하면, 이 부분이 파괴 발생의 기점이 되기 쉽기 때문에, 초음파 탐상 시험에 의해서 결함 부분의 유무를 조사하여 결함 부분이 존재하고 있는 경우에는 그 부위를 보수하는 작업이 일반적으로 실시되고 있다. 그러나, 탐상 방향에 따라 현저히 음속이 변화되는 강판, 즉 음향 이방성이 높은 강판에서는 초음파 탐상 시험으로 용접 결함부가 정확한 위치를 검출할 수 없기 때문에, 상기 분야 등에 적용되는 강판에서는 음향 이방성이 작은 것이 요구되고 있다.

상기한 바와 같이 해양 구조물, 건축 구조물 등의 분야에서는 용접 시공 효율의 향상으로부터 용접 결함 검출의 간략화를 위해, 강판의 음향 이방성이 작은 것이 요구되고 있고, 또한 -40℃의 극저온에서의 용접성(HAZ 인성, 내용접균열성) 및 모재 인성을 확보한 780MPa급 고장력 강판이 요망되고 있다.

또한, 최근, 특히 내진성이 요구되는 고층 건축 구조물 등의 분야에서는 지진시에 구조물에 부가되는 파괴 에너지를 흡수하여 구조물의 도괴를 방지할 수 있는, 항복비 YR이 낮은 강재가 요망되고 있지만, 일반적으로 고장력 강판에서는 YR은 높아지는 경향이 있다. 한편, YR(%)은 YS(0.2% 내력)/TS(인장 강도)×100으로 표시된다.

종래, 780MPa급 이상의 고장력 강판에서는 저온 인성의 확보가 곤란하지만, 최근 모재 인성의 개선을 도모한 기술이 다양하게 제안되고 있다. 예컨대, 일본 특허공개 제1999-172365호 공보에는 구 오스테나이트(γ) 입자의 종횡비가 3 이상이 되도록 열간 압연에 있어서의 미재결정 영역 압연의 누적 압하율을 50% 이상으로 하는 것이 기재되어 있고, 일본 특허공개 제2001-220644호 공보에는 구 γ 입자의 편평률이 평균 50% 이하가 되도록 압연 마무리 온도(FRT)를 850℃ 이하로 하여 열간 압연을 실시하는 것이 기재되어 있고, 일본 특허공개 제2001-200334호 공보에는 열간 압연에 있어서의 Ar3점 이상 900℃ 미만의 누적 압하율을 10 내지 50%로 함으로써 베이나이트 라스 폭을 작게 하는 것이 기재되어 있고, 또한 일본 특허공개 제1997-3591호 공보에는 재결정 온도 영역에서 30% 이상의 누적 압하율로 열간 압연함으로써 라스 길이를 짧게 하는 것이 기재되어 있다.

한편, 780MPa급 이상의 고장력 강에 있어서, 대 입열 용접시에 HAZ 인성이 열화된다는 문제가 있다. 그 이유는, 입열이 커지면 HAZ의 냉각 속도가 지체되어 조대한 섬 형상의 마르텐사이트를 생성함으로써 인성이 저하되기 때문이다. 이 문제는 대 입열 용접을 실시하는 경우, 두꺼운 것, 얇은 것 중 어느 것에서나 발생한다. 이 때문에, 용접 시공시에 용접 입열이 5kJ/mm 이하로 제한되는 것이 통례여서 용접 효율이 저하될 수 밖에 없었다.

이 문제에 대해, HAZ 인성을 개선하는 기술이 다양하게 제안되어 있다. 예컨대, 일본 특허공개 제2000-160281호 공보에는 저(低) C로 하여, 담금질성 향상 원소인 Mn, Cr, Mo를 적극적으로 첨가하고, 또는 추가로 TiN을 미세 분산시킴으로써 구 γ 입자를 미세화하는 것이 기재되어 있고, 일본 특허공개 제1994-65680호 공보에는 저 C로 하고, 추가로 Ta₂O₃의 미세 분산에 의해 구 γ립을 미세화하는 것이 기재되어 있고, 일본 특허공개 제1993-171341호 공보에는 Ti 및 Mg을 필수 성분으로서 첨가하여 산화물을 분산시킴으로써 구 γ 입자를 미세화하고 입자내 페라이트의 생성을 촉진하는 것이 기재되어 있고, 일본 특허공개 제1995-233437호 공보에는 B 부재하에서 P_cm≤0.24, C_eq≥0.45로 하여 담금질성을 향상시키는 것이 기재되어 있고, 일본 특허공개 제1990-254120호 공보에는 저탄소 B 부재하에서 Cu에 의한 석출 강화를 이용하는 것이 기재되어 있다.

또한, 용접성이 우수하고 항복비가 낮은 고장력 강판으로서, 일본 특허공개 제1994-248336호 공보 및 일본 특허공개 제1994-248337호 공보에는 B 첨가강의 용접성을 개선하도록, B를 무첨가로 하여, B 무첨가에 의한 담금질성의 저하에 따른 강도 확보를 위해 담금질, 뜨임에 의한 V의 석출 경화를 이용한 고장력 강판의 제조 방법이 기재되어 있다.

상기 모재 인성의 개선에 관한 기술은, 변태점을 낮추는 작용을 갖는 Mn, Cu, Ni의 첨가량이 적고 Ar3점이 높아지기 때문에, 오스테나이트의 미재결정 영역 에 있어서의 압연 온도를 저하시키는 것에 한계가 있고, 저온 압연에 의한 모재 인성의 향상 효과가 적기 때문에, 종래에는 -50℃에서의 샤르피 충격 시험에 있어서의 흡수 에너지(vE_-50)가 100J 이상인 우수한 모재 인성을 수득할 수 없었다.

또한, 상기 HAZ 인성의 개선에 관한 기술은 어느 것이나 C를 감소시킴으로써 고냉각 속도에 있어서의 HAZ의 경화를 방지하는 것으로, C 감소화에 의한 강도의 저하를 Nb, Mo 및 V 중 어느 하나, 또는 복합 첨가함으로써 보충하고자 하는 것이다. 그러나, 이들 원소를 적극적으로 첨가하면 베이나이트 변태시에 균열 전파의 저항으로서 작용하는 베이나이트·블록이 조대화되어, 모재 인성이나 HAZ 인성이 열화된다는 문제가 있다.

또한, 상기 용접성을 확보하면서, 저항복비의 열연 강판을 수득하는 기술로서는 B 무첨가에 의한 강도 저하를 보상하기 위해 C, V 등의 합금 원소를 다량으로 첨가해야 하고, 이 때문에 용접성의 저하나 모재 인성의 열화를 초래한다는 문제가 있다.

한편, 어느 쪽의 기술에 관해서도 음향 이방성을 저감시키는 것은 고려되지 않으며, 음향 이방성 면에서 문제가 있었다.

본 발명은 이러한 문제에 비추어 이루어진 것으로, 인장 강도가 780MPa 이상의 고강도이면서 저항복비이고 모재 인성, 용접성(내용접균열성, HAZ 인성)이 우수하고, 또한 음향 이방성이 작고 용접 시공시의 결함 검출이 간단하고 용이한 고장력 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자는 상기 과제에 대하여 여러 실험 연구를 실시한 결과, 베이니틱 페라이트를 주체로 하는 강 조직을 고려한 성분 설계, 즉 C를 극저량으로 제한한 후, 모재 인성, HAZ 인성에 악영향을 주는 Nb, V, Mo의 첨가를 억제하고, 담금질성 향상 원소인 Mn, Ni, Cu를 적극적으로 첨가함으로써, 열간 압연후의 냉각 속도를 특별히 제어하지 않고 고냉각 속도로부터 저냉각 속도 중 어느 것에서도 베이니틱 페라이트(「BF」라고 기재하기도 함)를 주체로 하는 조직을 생성시킬 수 있고, 이에 의해 우수한 모재 인성 및 용접성을 실현할 수 있다는 것을 발견했다. 또한, 조직 중에 주체인 BF와 함께 포함되는 MA(Martensite-Austenite Constituent: 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합물))의 양을 10면적% 이하로 하는 동시에 그 경도를 높게 하여 MA의 베이니틱 페라이트에 대한 경도비(MA의 경도/BF의 경도)를 1.1 이상으로 함으로써 YR이 저하된다는 것이 발견되었다. 또한, 구 오스테나이트 입자의 장축/단축의 비(편평률)를 소정 범위로 제어함으로써 음향 이방성의 저감을 꾀할 수 있다는 것을 발견했다. 또한, 상기 구 오스테나이트 입자의 비(편평률)는 강의 화학 성분에 따라 특정한 온도 영역에서 소정량의 열간 압연을 실시함에 따라 실현할 수 있다는 것을 발견했다. 본 발명은 이들 지견을 기초로 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 고장력 강판은, 질량%로서 C: 0.010 내지 0.080%, Si: 0.02 내지 0.50%, Mn: 1.10 내지 3.00%, Cu: 1.60% 이하, Ni: 0.40 내지 2.50%, P: 0.030% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.200% 이하, N: 0.0100% 이하, Cr: 0.30 내지 2.00%, Mo: 0.10 내지 1.10% 및 Ti: 0.002 내지 0.030%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지며, 또한 하기 식으로 정의되는 AS값 및 DL값이 AS≥4.00, DL≤2.80이며, 판두께 1/4 부위에서의 조직이 MA를 10면적% 이하(0%는 제외한다) 포함하는 베이니틱 페라이트를 주체로 하고, 구 오스테나이트 입자의 장축/단축의 평균치(「평균 편평률」이라 하기도 함)가 1.0 내지 3.0이며, 추가로 상기 MA의 베이니틱 페라이트에 대한 경도비가 1.10 이상인 것이다. 상기 판두께 1/4 부위는 판면에서 판두께의 1/4의 깊이의 부위를 말하고, 판두께 1/4 부위에서의 조직 관찰면은 통례와 같이 판두께 방향(판면에 대하여 수직 방향)과 압연 방향(길이 방향)을 포함하는 면(압연 직각 방향 단면, TD면)이다.

AS=[Mn]+[Ni]+2×[Cu]

DL=2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]

(단, [X]는 원소 X의 함유량(질량%)을 나타낸다)

상기 고장력 강판의 조직에 있어서, 모재 인성을 보다 향상시키기 위해서는 추가로 구 오스테나이트 입자의 원 상당 직경의 평균치(「평균 원 상당 직경」이라 하기도 함)를 70㎛ 이하, 바람직하게는 65㎛ 이하, 보다 바람직하게는 60㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 원 상당 직경이란, 구 오스테나이트 입자의 면적과 동등한 면적을 갖는 원의 직경을 말한다.

또한, 상기 화학 성분으로서, 추가로 (1) B: 0.0050% 이하, (2) Nb: 0.010% 이하 및 V: 0.30% 이하 중 어느 1종 또는 2종, (3) Ca: 0.0050% 이하 및 희토류 원소(REM): 0.0100% 이하 중 어느 1종 또는 2종, (4) Mg: 0.0050% 이하, (5) Hf: 0.050% 이하 및 Zr: 0.100% 이하 중 어느 1종 또는 2종, (6) Co: 2.50% 이하 및 W: 2.50 이하의 어느 1종 또는 2종의 각 군으로부터 선택되는 원소를 단독으로 또는 복합하여 함유할 수 있다.

또한, 상기 고장력 강판의 바람직한 제조 방법은, 본 발명의 제조 방법에서 상기 성분을 갖는 강을 Ar3점 내지 1300℃로 가열하여, 부분 재결정 온도 영역에서 전체 압하량의 50% 이상을 열간 압연한 후 냉각하고, 추가로 오스테나이트·페라이트 2상 영역에서 재가열하여 MA의 양 및 베이니틱 페라이트에 대한 경도비(MA의 경도/베이니틱 페라이트의 경도)를 조정하는 것이다. 또한, 상기 2상 영역에서 재가열한 후, Ar1점 이하의 온도에서 MA가 분해되어 소실되지 않도록 뜨임을 실시할 수 있다. 이러한 뜨임을 실시함으로써, 모재 인성을 추가로 향상시킬 수 있다. 상기 부분 재결정 온도 영역이란 오스테나이트 입경을 100±10㎛로 한 강판 시험편을 변형 속도 10/초 및 변형률 0.2의 조건에서 압하하고 10초 후에, 예컨대 수냉에 의해 조직을 동결했을 때 20 내지 80부피%가 재결정립이 되는 온도 영역을 말한다.

본 발명의 강판 성분상의 요점은 C량을 극저량으로 제한한 후, HAZ 인성, 모재 인성에 악영향을 미치는 Nb, V 및 Mo의 첨가량을 제한하고(DL≤2.80), 담금질성 향상 원소인 Mn, Ni 및 Cu를 적극적으로 첨가(AS≥4.00)한 점에 있다. 우선, 본 발명 강판의 강철 성분에 의한 열간 압연에 의해 생기는 조직, 특성을 CCT 도면을 참조하여 설명한다.

도 1은 본 발명에 관한 Mn, Ni, Cu를 적극적으로 첨가한 극저 C계 강(A) 및 종래의 고 C계 강(B1), 저 C계 강(B2)의 CCT 도면을 나타낸다. 도면에서, BF는 베이니틱·페라이트, GBF는 그래뉼·베이니틱·페라이트, M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, F는 페라이트를 나타낸다.

상기 도면에서, 본 발명의 강판(A)에서는, 열간 압연 후의 냉각이 고냉각 속도(CR1) 및 저냉각 속도(CR2) 중 어떤 것에서도 BF가 면적율로 85% 이상, 보다 바람직하게는 90% 이상 생성되게 된다. 이러한 BF를 주체로 하는 조직(잔부에 미량의 GBF가 생성되는 경우도 있다)에 의해 특별히 담금질, 뜨임 열처리를 실시하지 않고, 두께가 50 mm 이상인 두꺼운 판이어도, 모재의 기계적 성질로서 780MPa 이상의 강도가 얻어지고, 또한 우수한 인성을 갖춘 것이 된다. 또한, 고냉각 속도(CR1) 및 저냉각 속도(CR2) 중 어느 것에서도, 상기한 바와 같이, 매트릭스 조직이 주로 냉각 속도 감수성이 낮은 BF가 되기 때문에 소 입열 용접 조건에서는 HAZ의 경도를 저감(내저온균열성을 향상)시킬 수 있고 대 입열 용접 조건에서도 HAZ 인성을 확보할 수 있다.

한편, 종래의 고 C계 강(B1)은 고냉각 속도(CR1)에서는 상당량의 M이 생성되게 되고, 이 때문에 경도의 냉각 속도 감수성이 커서, 소 입열 용접시의 HAZ의 경도 저감과 모재 강도·인성을 양립시키는 것이 어려웠다. 또한, 종래의 고 C계 강(B1) 및 저 C계 강(B2)에서는 중냉각 속도나 저냉각 속도(CR2)에서 F 또는 GBF가 생성되고, 이에 따라 조대하면서도 괴상의 MA가 생성되기 때문에, 모재 강도나 인성이 저하되고, 또한 대 입열 용접시의 HAZ의 인성을 확보할 수 없었다.

다음으로, 강판의 음향 이방성과 구 오스테나이트 입자(γ 입자)의 편평률과의 관계에 대하여 설명한다. 음향 이방성에 관해서는 JIS Z 3060에 규정되어 있는 횡파 음속비 C_SL/C_SC[진동 방향을 L 방향(압연 방향)과 C 방향(압연 직각 방향)으로서 수득된 횡파 음속값 C_SL(m/초)와 C_SC(m/초)의 비]를 이용하여 평가할 수 있다.

본 발명자는 횡파 음속비 C_SL/C_SC를, 예컨대 1.020 이하의 낮은 값, 즉 저음향 이방성으로 하도록, 횡파 음속비(C_SL/C_SC)와 구 γ 입자의 편평률과의 관계를 조사했다. 그 결과를 도 3에 나타낸다. 도 3으로부터, 구 γ 입자의 편평률이 3.0 이하(최소치는 1.0)일 때, 횡파 음속비가 1.020 이하인 저음향 이방성이 달성된다는 것을 알 수 있다. 음향 이방성의 관점에서, 구 γ 입자의 편평률을 바람직하게는 1.8 이하, 보다 바람직하게는 1.6 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 도 3은 후술한 실시예로부터 수득된 것이다.

또한, 본 발명자의 조사에 의해, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경과 모재 인성(vE_-50)과의 사이에 밀접한 관계가 있다는 것을 알 수 있다. 도 4는 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경과 모재 인성(vE_-50)과의 관계를 나타내지만, 도 4로부터 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경을 미세화할수록, 모재 인성(vE_-50)이 향상된다는 것을 알 수 있다. 이로부터 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경을 70㎛, 바람직하게는 60㎛ 이하, 보다 바람직하게는 40㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 도 4는 후술하는 실시예로부터 수득된 것이다.

일반적으로, MA는 모상(母相)보다도 경질이기 때문에, MA를 잔류시키면 항복비가 저하되지만 모재 인성도 저하된다는 것이 알려져 있다. 예컨대, 보통의 강재에서 항복비를 85% 이하로 하고자 하는 경우에는 MA량을 10% 정도 이상 잔존시킬 필요가 있다. 한편, 이러한 양의 MA가 잔존하면 모재 인성은 현저히 저하되어 원하는 특성을 발휘할 수 없게 된다. 이 때문에, 보통 MA가 잔류하지 않도록 MA를 생성하기 어려운 성분계의 강을 이용하고, 또한 압연 후에는 강제 냉각하는 것이 실시된다. 그럼에도 불구하고, MA가 잔류하는 경우에는 뜨임 처리를 실시하여 MA를 추가로 분해하는 방법이 채용된다.

그러나, 본 발명자가 구체적으로 조사한 결과, AS≥4.00, DL≤2.80으로 하는 본 발명의 성분의 강을 이용한 경우, BF(모상)의 경도에 대한 MA의 경도와 MA량과의 밸런스를 조정함으로써, 즉, MA량을 면적율로 10% 이하로 하는 동시에 MA의 BF에 대한 경도비를 1.10배 이상으로 함으로써, 모재 인성을 유지하면서, 항복비를 85% 이하로 할 수 있다는 것을 알 수 있다.

도 5는 함유되는 MA량과 모재 인성이 대략 동일한 수준(MA량이 2 내지 4% 정도, 모재 인성[vE_-50]이 120 내지 140J 정도)인 강재를 대상으로, MA의 BF에 대한 경도비와 항복비의 관계를 정리한 것이며, 상기 도면으로부터 경도비가 1.10배 이상이면 항복비가 85% 이하가 된다는 것을 알 수 있다. 특히, MA량이 10면적%를 초과하게 되면, 경도비가 1.10배 이상이라도 모재 인성이 열화되게 된다(후술하는 실시예의 표 9의 시료 번호 66 및 75, 표 10의 시료 번호 80 참조). 한편, 도 5는 후술하는 실시예로부터 수득된 것이다.

본 발명의 강의 경우, MA의 경도를 높임으로써, MA량이 소량이라도 항복비가 저하되는 효과가 발생하는 이유는 명확하지 않지만, 이하의 이유에 의한 것으로 추찰된다. 즉, 본 발명에서는 열간 압연 후에 2상 영역 열처리를 실시함으로써, MA의 양 및 경도를 조정하는 것이지만, 이 열처리시에 MA로의 C의 농축이 발생하여 MA의 경도가 상승하고 있는 것으로 생각된다. 그리고 그 때, C의 농축에 따라 MA 중의 마르텐사이트 주위에 가동 전위가 도입된 상황으로 되어 있다고 추정된다. 이 가동 전위의 도입에 의해 항복하기 쉬운 상황이 얻어지는 것으로 생각된다.

이러한 MA의 존재를 효과적으로 활용하는 것이 본 발명의 특징이므로 MA는 반드시 존재할 필요가 있다. MA의 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 바람직하게는 0.5면적% 이상, 더욱 바람직하게는 1.0면적% 이상, 더더욱 바람직하게는 2.0면적% 이상 존재시키는 것이 바람직하다. 특히, 10면적%를 초과하여 MA량이 많아지면 모재에 영향을 미칠 가능성이 있기 때문에, MA량의 상한을 10면적%로 하고, 바람직하게는 9.0면적% 이하, 더욱 바람직하게는 8.0면적% 이하, 더더욱 바람직하게는 7.0면적% 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 고장력 강판의 성분 한정 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 단위는 모두 질량%이다.

C: 0.010 내지 0.080%

C는 모재 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 0.010% 미만에서는 담금질성 향상 원소인 Mn, Ni 및 Cu를 적극적으로 첨가해도 780MPa 이상의 모재 강도를 확보할 수 없게 된다. 한편, 0.080%를 초과하면, 고냉각 속도 측에서 베이니틱 페라이트가 아닌 마르텐사이트가 생성되게 되어, 내저온균열성이 열화되게 된다. C량을 0.010% 이상 첨가하는 동시에 0.080% 이하로 제한하고, 동시에 적정량의 Mn, Ni, Cu 및 Cr을 첨가함으로써, 소 입열 용접시의 HAZ의 내저온균열성과 모재 강도를 양립시키고, 또한 대 입열시의 HAZ의 인성을 개선할 수 있다. 이 때문에, C량의 하한을 0.010%, 바람직하게는 0.030%로 하고, 한편 그 상한을 0.080%, 바람직하게는 0.060%로 한다.

Si: 0.02 내지 0.50%

Si는 탈산 작용을 갖는 원소이며, Si량이 0.02% 미만에서는 그 효과가 너무 작고, 한편 0.50%를 초과하면 용접성 및 모재 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Si량의 하한을 0.02%로 하고, 그 상한을 0.50%, 바람직하게는 0.20%로 한다.

Mn: 1.10 내지 3.00%, Ni: 0.40 내지 2.50%, Cu: 1.60% 이하

이들 원소는 담금질성을 개선하는 작용을 갖고, 고냉각 속도로부터 저냉각 속도에 걸쳐 베이니틱 페라이트를 생성시키기 용이하여, 이들의 적극적인 첨가와 극저 C화에 의하여, 소 입열 용접시의 HAZ 인성과 내저온균열성을 양립시키고, 또한 모재 강도, 인성 및 대 입열 용접시의 HAZ 인성을 개선할 수 있다.

즉, Mn은 담금질성을 향상시켜 강도, 인성의 확보에 유효하고, 1.10% 미만에서는 이러한 작용이 너무 작고, 한편 3.00% 초과하면 오히려 저온 인성이 열화된다. 이 때문에, Mn량의 하한을 1.10%, 바람직하게는 1.30%, 보다 바람직하게는 1.40%로 하고, 그 상한을 3.00%, 바람직하게는 2.20%, 보다 바람직하게는 2.10%로 한다.

Ni도 강의 저온 인성의 향상 및 담금질성을 높여 강도를 향상시키면서 열간 균열 및 용접 고온 균열의 방지에도 효과가 있다. Ni량이 0.40% 미만에서는 이들 효과가 너무 작고, 한편 2.50%를 초과하면 스케일 자국이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, Ni량의 하한을 0.40%, 바람직하게는 0.50%로 하고, 그 상한을 2.50%, 바람직하게는 2.00%로 한다.

Cu는 Mo, Mn, Ni, Cr 정도는 아니지만 담금질성을 향상시키고, 또한 고용 강화와 석출 강화에 의해서 모재 강도를 향상시킨다. 이러한 작용을 효과적으로 발현시키기 위해서는 바람직하게는 0.10% 이상, 더욱 바람직하게는 0.50% 이상, 더더욱 바람직하게는 0.80% 이상의 첨가가 바람직하다. 특히, 1.60%를 초과하면 모재 인성, 대 입열 용접시의 HAZ 인성을 저하시키게 되기 때문에, Cu량의 상한을 1.60%, 바람직하게는 1.20%로 한다.

AS값: 4.00이상

Mn, Ni, Cu의 첨가량은 모재 강도와 밀접한 관계가 있고, Cu는 Mn, Ni에 비해 2배 정도 강도 향상 효과가 높다. 고냉각 속도로부터 저냉각 속도의 범위로 모재 강도를 780MPa 이상으로 하기 위해서는 후술하는 실시예로부터 명백한 바와 같이 AS값을 4.00 이상, 바람직하게는 4.20 이상, 더욱 바람직하게는 4.40 이상이 되도록 Mn, Ni, Cu를 첨가할 필요가 있다.

P: 0.030% 이하

불순물 원소인 P는 모재, 용접부의 인성에 악영향을 미치기 때문에, 0.030% 이하로 한다. 바람직하게는 0.010% 이하로 하는 것이 좋다.

S: 0.010% 이하

S는 MnS를 형성하여 연성을 저하시키는 원소이며, 특히 고강도 강에 있어서 그 영향이 크기 때문에, 0.010% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하로 하는 것이 좋다.

Al: 0.200% 이하

Al은 탈산 및 마이크로 조직의 미세화에 의한 모재 인성 향상 효과를 갖는다. 이러한 작용을 효과적으로 발현시키기 위해서는 바람직하게는 0.010% 이상, 보다 바람직하게는 0.020% 이상의 첨가가 바람직하다. 특히, 과다하게 첨가하면 오히려 모재 인성이 저하되기 때문에, 상한을 0.200%로 한다. 바람직하게는 0.060% 이하로 하는 것이 바람직하다.

N: 0.0100% 이하

N은 후술하는 Ti와 결합하여, TiN을 형성하여 대 입열 용접시의 오스테나이트 입자를 미세화하여, HAZ 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 이러한 작용을 효과적으로 발현시키기 위해서는 바람직하게는 0.0020% 이상, 보다 바람직하게는 0.0040% 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, N의 지나친 첨가는 모재 인성, HAZ 인성에 악영향을 주기 때문에, 그 상한을 0.0100%, 바람직하게는 0.0080%, 보다 바람직하게는 0.0060% 이하로 한다.

Cr: 0.30 내지 2.00%

Cr은 모재, 용접부의 강도를 높이지만, Cr량이 0.30% 미만에서는 이러한 효과가 너무 작고, 한편 2.00%을 초과하면 용접성이나 HAZ 인성을 열화시키게 된다. 이 때문에, Cr량의 하한을 0.30%, 바람직하게는 0.50%, 보다 바람직하게는 0.70%로 하고, 그 상한을 2.00%, 바람직하게는 1.50%, 보다 바람직하게는 1.00%로 한다.

Mo: 0.10 내지 1.10%

Mo는 담금질성을 향상시켜 강도를 확보하기에 유효하고, 또한 뜨임 취성을 방지하는 효과를 갖는다. Mo량이 0.10% 미만에서는 이러한 작용이 너무 작기 때문에, Mo량의 하한을 0.10%, 바람직하게는 0.15%로 한다. 한편, Mo는 재결정 억제 작용이 있어서, 과다하게 첨가하면 압연 후에 조대한 오스테나이트 입자가 되어, 변태 후의 베이나이트 블록(베이니틱 페라이트의 블록)이 조대화하고 모재의 인성이 열화된다. 또한, Mo는 오스테나이트 입계에 편석하기 쉽고, 지나치게 첨가하면 변태시의 핵생성 빈도를 저하시켜 변태 후의 베이나이트 블록을 조대화시켜 모재 인성, HAZ 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Mo량의 상한을 1.10%, 바람직하게는 0.60%로 한다.

DL값: 2.80 이하

Mo 및 후술하는 Nb, V는 담금질성을 향상시키는 작용이 있지만, 한편 베이나이트 블록을 조대화시켜, 모재 인성, HAZ 인성을 열화시킨다. 이러한 모재 인성의 열화작용은 각 원소에 대하여 동일하지 않고, 발명자 등의 실험에 의해 Mo를 1로 했을 때, Nb는 12배 정도, V는 4배 정도이다. 후술하는 실시예로부터 명백한 바와 같이 DL값을 2.80 이하, 바람직하게는 2.50 이하, 보다 바람직하게는 2.00 이하가 되도록 Mo, Nb, V의 첨가를 억제함으로써, 베이나이트 블록의 조대화를 억제하고, 상기 AS≥4.00과 부분 재결정 온도 영역에서의 압하량을 열연 전체 압하율의 50% 이상으로 함으로써, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경이 70㎛ 정도 이하로 미세화되어, vE_-50≥ 100J 이상의 모재 인성을 확보할 수 있고, 또한 양호한 HAZ 인성을 겸비할 수 있다.

Ti: 0.002 내지 0.030%

Ti는 N과 결합하여 질화물을 형성하여 용접시에서의 HAZ의 오스테나이트 입자를 미세화하고 HAZ 인성 개선에 효과적인 원소이다. Ti량이 0.002% 미만에서는 세립화 효과가 너무 작고, 한편 0.030%을 초과하면 오히려 HAZ 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Ti량의 하한을 0.002%, 바람직하게는 0.005%로 하고, 그 상한을 0.030%, 바람직하게는 0.020%로 한다.

본 발명의 강판은 이상의 성분 외에, 잔부 Fe 및 불순물에 의해서 형성되지만, 상기 성분의 작용, 효과를 손상하지 않는 범위에서 특성을 보다 향상시키는 원소의 첨가를 방해하는 것이 아니다. 예컨대, (1) 하기 범위의 B, (2) 하기 범위의 Nb 및 V 중 어느 1종 또는 2종, (3) 하기 범위의 Ca 및 REM 중 어느 1종 이상, (4) 하기 범위의 Mg, (5) 하기 범위의 Zr 및 Hf 중 어느 1종 또는 2종, (6) 하기 범위의 Co 및 W 중 어느 1종 또는 2종의 각 군으로부터 선택되는 원소를 단독으로 또는 복합하여 추가로 첨가할 수 있다.

B: 0.0050% 이하

B는 담금질성을 향상시켜 HAZ 인성을 개선시키는 작용을 갖는다. 특히, 입열량이 큰 용접일 때 그 효과는 크다. 이러한 작용을 효과적으로 발현시키기 위해 서는 0.0005% 이상의 첨가가 바람직하다. 특히 다량으로 첨가하면, 오히려 모재 인성, HAZ 인성을 열화시킨다. 이 때문에, B량의 상한을 0.0050%, 바람직하게는 0.045%로 한다. 보다 바람직하게는 0.0010 내지 0.0040%로 하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.10% 이하

고용 Nb는 소지(素地)의 담금질성을 향상시켜 모재 강도, 용접 이음 강도를 향상시키는 효과가 있어서, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 한편, 고용 Nb는 가공 오스테나이트의 회복을 억제하여 재결정을 억제시키기 때문에, 압연 후에 조대한 오스테나이트 입자가 되어 변태 후의 베이나이트 블록이 조대화하고 모재 인성을 현저히 저하시킨다. 또한, Nb는 오스테나이트 입계에 편석하기 쉬워, 지나치게 첨가하면 변태시의 핵생성 빈도를 저하시키고 변태 후의 베이나이트 블록을 조대화시켜 모재 인성, HAZ 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Nb 량의 상한을 0.10%, 바람직하게는 0.020%, 보다 바람직하게는 0.015%로 한다.

V: 0.30% 이하

V는 소량의 첨가에 의해 담금질성 및 뜨임 연화 저항을 높이는 효과가 있어서, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 한편, V는 가공 오스테나이트의 회복을 억제하여 재결정을 억제시키기 때문에, 압연 후에 조대한 오스테나이트 입자가 되고 변태 후의 베이나이트 블록이 조대화하여 모재 인성을 현저히 저하시킨다. 또한, V는 오스테나이트 입계에 편석하기 쉽고, 지나치게 첨가하면 변태시의 핵생성 빈도를 저하시켜 변태 후의 베이나이트 블록을 조대화시켜 모재 인성, HAZ 인성을 열화시킨다. 이 때문에, V량의 상한을 0.30%로 한다. 바람직하게는 0.20% 이하, 보다 바람직하게는 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0050% 이하, REM: 0.0100% 이하

Ca 및 REM은 MnS를 구형상화하는 개재물의 형태 제어에 의해 이방성을 저감하는 효과를 갖는다. Ca: 0.0050% 초과, REM: 0.0100% 초과에서는 첨가량이 과잉이기 때문에 모재의 인성을 오히려 열화시킨다. 이 때문에, Ca량의 상한을 0.0050%, 바람직하게는 0.0030%로 하고, REM의 상한을 0.0100%, 바람직하게는 0.0070%로 한다. 상기 각 원소를 효과적으로 활용하기 위해서는 Ca: 0.0005% 이상, REM: 0.0010% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

Mg: 0.0050% 이하

Mg는 MgO를 형성하고, HAZ의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함으로써 HAZ 인성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이러한 작용을 효과적으로 활용하기 위해서는 Mg: 0.0001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Mg: 0.0050% 초과에서는 첨가량이 과잉이기 때문에 모재의 인성을 오히려 열화시킨다. 이 때문에, Mg량의 상한을 0.0050%, 바람직하게는 0.0035%로 한다.

Zr: 0.100% 이하, Hf: 0.050% 이하

Zr, Hf는 Ti와 같이 N과 질화물을 형성하여 용접시에서의 HAZ의 오스테나이트 입자를 미세화하고, HAZ 인성 개선에 유효한 원소이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 모재 인성, HAZ 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Zr량의 상한을 0.100%, Hf량의 상한을 0.050%로 한다.

Co: 2.50% 이하, W: 2.50% 이하

Co, W는 담금질성을 향상시켜, 강도를 용이하게 확보하기 위해서 유효한 원소이며, W의 경우는 추가로 뜨임 연화 저항을 향상시키는 효과를 갖는다. 한편, 과잉 첨가하면, 모재 인성, HAZ 인성이 오히려 열화된다. 이 때문에, Co량, W량의 상한을 각각 2.50%, 바람직하게는 1.00%로 한다.

다음으로, 본 발명의 저항복비 고장력 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 제조 방법에 있어서는 상기 화학 조성을 갖는 강을 이용하는 것을 전제로 하고, 또한 구 γ 입자의 형태를 제어하는 데 있어서 열간 압연 조건을 엄격히 관리해야 한다. 또한, BF를 주체하는 조직을 갖는 열연 강판을 수득한 후, 항복비 조정을 위해, 즉 MA의 양과 경도의 조정을 위해 2상 영역에서 재가열을 실시하고, 필요에 따라 모재 인성의 조정을 위해 뜨임을 실시한다. 본 발명의 강판을 제조할 때의 다른 공정 및 조건은 특별히 한정되지 않고, 보통 사용되는 고장력 강판의 제조 공정 및 조건(온도, 시간 등)을 적절히 채용할 수 있다.

본 발명의 제조 방법에 있어서의 압연 조건은 강철 조각을 Ar3점 내지 1300℃로 가열하여 완전히 오스테나이트화한 후 열간 압연을 실시한다. 열간 압연시에, 전체 압하량의 50% 이상, 바람직하게는 전체 압하량의 70% 이상을 부분 재결정 온도 영역에서 압연하는 것이 특히 중요하다. 이러한 온도 영역에서의 압연에 의해, 후술하는 실시예로부터 명백한 바와 같이, 부분 재결정이라는 현상을 이용하여 강판 중의 구 γ 입자의 형태를 등축화하도록 평균 편평률 및 평균 원 상당 직경을 소정의 값으로 제어할 수 있다.

상기 부분 재결정 온도 영역은 강판의 화학 조성에 따라 변동하기 때문에, 열간 압연을 실시하기 전에 적절한 실험에 의해 그 온도 영역을 조사해 두면 바람직하다. 즉, 제조 대상의 강판과 동일한 화학 조성을 갖는 강판 시험편을 준비하고, 그 시험편을 오스테나이트 입경이 100±10㎛가 되는 온도로 가열한 후, 이 시험편을 변형 속도 10/초 및 변형률 0.2의 조건에서 압하하고 10초 후에 예컨대 수냉에 의해 조직을 동결했을 때 그의 재결정립이 20 내지 80부피%가 되는 온도 범위, 즉 부분 재결정 온도 영역을 미리 구해 둔다.

상기 열간 압연 후의 냉각 조건은 Bs점 이하(200℃ 정도)의 온도까지 공냉 또는 빙냉한다. MA의 양은 그 후에 실시하는 2상 영역의 재가열 처리에 의해서 조정하기 때문에, 이 관점에서는 급냉(이 경우, MA가 생성되기 어렵다)이거나 공냉일 수도 있지만, 강 조직 중의 BF량을 보다 많게 하기 위해서는 수냉하는 것이 바람직하다. 여기서 말하는 수냉이란, 냉각 속도가 3℃/sec 정도 이상인 것을 말하고, 5℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후 냉각하여 소정의 저온 변태 조직을 수득한 후, 항복비를 저하시키기 위해 냉각 후에 대표적으로는 700 내지 900℃ 정도의 2상 영역에서 재가열을 실시한다. 이에 의해, BF(모상)으로부터 MA를 생성시키는 동시에, MA 중에 탄소를 농축시켜 MA량을 10면적% 이하, 또한 MA의 BF에 대한 경도비를 1.10 이상으로 하는 조정을 실시한다.

또한, 상기 재가열후, 필요에 따라 Ar1점 이하의 온도에서 뜨임을 실시할 수 있다. 이 경우, MA가 완전히 분해되어 소실되지 않도록 유지 온도, 유지 시간을 조정한다. 이러한 뜨임에 의해 저항복비를 실현하면서 모재 인성을 보다 향상시킬 수 있다. 뜨임 온도로부터의 냉각은 특별히 제한되지 않고, 공냉하면 바람직하다.

다음으로, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이러한 실시예에 의해 한정되지 않는다.

실시예

표 1 내지 5에 나타낸 강을 보통의 용제법에 의해 용제하여 슬래브로 하고, 표 6 내지 10에 나타낸 바와 같이, 동 표에 나타내는 조건으로 가열한 후, 열간 압연을 실시하여, 200℃ 이하의 온도까지 공냉(평균 냉각 속도: 5 내지 10℃/sec 정도)한 후, 2상 영역에서 15 내지 30분 정도의 재가열을 실시하고, 추가로 필요에 따라 뜨임 처리를 실시하고, 공냉으로 냉각했다. 한편, 표 6 내지 10의 각 시료는 표 1 내지 5의 동 번호의 강을 이용하여 제조되었다. 또한, 부분 재결정 온도 영역에서의 압하량은 열간 압연에 있어서의 전체 압하율에 대한 부분 재결정 온도 영역으로 압연된 압하율의 비율(%)을 나타낸다.

수득된 열연판에 대하여, 열연판의 판 두께의 1/4 부위로부터 조직 관찰 시험편을 채취하고, 광학 현미경 관찰(배율 400배)을 실시한 결과, BF를 주체로 하고, 잔부가 MA 또는 MA 및 미량의 GBF로 이루어지는 조직으로 되어 있었다. 이들 면적 분률 등을 측정하기 위해, 조직 관찰 시험편을 2% 질산-에탄올액(총칭: 2% 나이탈액)으로 부식한 후, SEM(주사전자현미경)을 이용하여 배율 1000배로 조직을 촬영하고, 촬영한 화상을 화상 해석 소프트 웨어(명칭 Image-Pro, 프라네트론사 제품)를 이용해 해석하여, BF, GBF 및 MA의 면적율을 구했다.

또한, BF(모상) 및 MA의 경도를 마이크로 피커스 시험기(아카이시 제작소 제품)를 이용하여 하중 1g으로 5점 측정하여, 최고치, 최저치를 제외한 3점의 평균치를 구하여, 이 평균 경도를 기초로 MA의 BF에 대한 경도비를 구했다.

또한, 상기 조직 관찰 시험편을 이용하여, 구 γ 입자의 편평률 및 원 상당 직경을 이하의 요령으로 구했다. 경면 연마한 시험편을, 야마모토 과학 공구 연구사 제품 AGS액이나, 2% 나이탈액 등을 이용하여 부식 처리한다. 부식 조건은 상기 AGS액의 경우는 실온에서 5 내지 10분, 2% 나이탈액의 경우는 실온에서 5 내지 30초로 한다. 부식 후의 시험편을 광학 현미경을 이용하여 배율 400배로 관찰하여 사진 촬영을 실시한다. 수득된 현미경 사진에 대하여, 화상 해석 소프트 웨어(명칭 Image-Pro P1us, Media Cybernetics사 제품)를 이용하여 화상 해석을 실시하여 원 상당 직경을 구하고, 또한 구 γ 입자 장축, 단축의 길이를 구하여 편평률(장축/단축)의 값을 산출한다.

또한, 시료 강판을 이용하여 음향 이방성을 조사했다. 음향 이방성은 JIS Z 3060의 규정에 따라, 진동 방향이 L방향(압연 방향)인 횡파 음속치 C_SL(m/초)와 C방향(압연 직각 방향)인 횡파 음속치 C_SC(m/초)를 측정하여, 횡파 음속비 C_SL/C_SC를 구하고, 이에 의해 평가했다.

또한, 하기 요령으로 인장 시험, 충격 시험을 실시하여 모재의 기계적 성질을 조사했다.

인장 시험은 각 강판의 판두께 1/4 부위로부터 채취한 JIS4호 시험편을 이용하여 실시하고, 0.2% 내력(YS), 인장 강도(TS)를 측정하여, 항복비(YS/TS× 100%)를 구했다. 또한, 충격 시험은 각 강판의 판두께 1/4 부위로부터 채취한 JIS4호 시험편을 이용하고 -50℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하여, 흡수 에너지(vE_-50)를 구했다. 본 발명에서는 TS≥780MPa, YR≤85%, 모재 인성 vE_-50≥100(J)을 합격 수준으로 했다.

또한, 인장 강도가 780MPa 이상, 모재 인성이 vE_-50≥ 100(J)인 것 모두와, 합격 기준에 도달하지 않았지만 일부에 대하여, 하기의 요령으로써 HAZ 인성, 내저온균열성을 조사했다.

HAZ 인성은 입열 5kJ/mm, 10kJ/mm, 추가로 15kJ/mm로 용접(서브 머지 아크 용접)을 실시하여, 본드부를 포함하는 도 2에 나타내는 시험편 채취 부위(3)로부터 JIS4호 시험편을 채취하여, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 본드부의 흡수 에너지(vE-40)를 구하고, vE_-40≥ 80J를 합격 수준으로 했다. 도면에서, 1은 강판, 2는 용접 금속부이고, 3은 시험편 채취 부위로서 판 두께 중심에서 개선(開先) 열림측에 위치하고 있다. 입열이 15kJ/mm 초과인 대 입열 용접은 냉각 속도가 매우 느려진 경우의 합금 원소의 영향을 보기 위해 실시한 것이다.

내저온균열성 JIS Z3158에 규정된 y형 용접 균열 시험 방법에 따라, 입열 1.7kJ/mm에서 피복 아크 용접을 실시하여, 루트 균열 방지 예열 온도를 측정했다. 예열 온도가 0℃인 것은, 시험에 제공된 강판을 0℃로 냉각한 상태로 용접을 실시하여 용접 후에 균열이 생기지 않은 것을 나타낸다.

상기 조사 결과를 표 6 내지 표 10에 함께 나타낸다. 또한, 구 γ 입자의 평균 편평률과 음향 이방성과의 관계를 도 3(플롯한 시료 번호 1 내지 12, 89 내지 93), 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경과 모재 인성의 관계를 도 4(플롯한 시료 번호 1 내지 4), MA의 BF에 대한 경도비와 YR과의 관계를 도 5(플롯한 시료 번호 43, 49 내지 52, 96 내지 99), AS값과 인장 강도의 관계를 도 6(플롯한 시료 번호 11, 18 내지 20, 62, 73, 84)에 나타낸다.

도 3으로부터, 구 γ 입자의 편평률이 3.0 이하이고 횡파 음속비가 1.020 이하인 저음향 이방성이 수득되는 것을 알 수 있다. 또한, 도 4로부터, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경을 미세화 할수록 모재 인성(vE_-50)이 향상하고, 구 γ 입자의 평균 원 상당 직경을 70㎛ 이하로 함으로써 흡수 에너지가 100J 정도 이상이 된다는 것을 알 수 있다. 또한, 도 5로부터, 경도비를 1.1 이상으로 함으로써 85% 이하의 저항복비의 고강도 강판이 수득된다는 것을 알 수 있다. 또한 도 6로부터, AS값을 4.00 이상으로 함으로써 인장 강도가 780MPa 이상인 고강도 강판이 수득된다는 것을 알 수 있다.

또한, 표 6 내지 8로부터, 발명예는 모재 인성에 관해서는 vE_-50이 모두 100J 이상이고, 또한 내저온균열성에 관해서는 강판 온도가 0℃에서도 루트 균열이 생기지 않고, 모재 인성 및 내저온균열성이 우수하다. 또한, HAZ 인성에 관해서도, 소 입열 용접, 대 입열 용접 중 어떤 것에서도 본드부의 인성이 우수하다는 점이 확인되었다. 또한, 발명예에 있어서, B를 0.0005% 이상 첨가한 것은 15kJ/mm 초과의 대 입열 용접을 실시한 경우에도, 항상 150J 이상의 우수한 HAZ 인성이 수득된다는 것이 확인되었다.

한편, 표 9, 10에 나타낸 바와 같이, 합금 조성(AS값, DL값을 포함한다)이 발명 범위를 벗어나는 비교예는 제조 조건이 적절하여도, 인장 강도가 780MPa 미만이 되거나 모재 인성이 vE_-50가 100J 미만이 되어 합격 수준에 도달하지 않았다. 또한, 시료 번호 84, 87, 89 내지 93과 같이 합금 조성이 발명 범위 내이더라도 제조 조건이 부적절하고, 부분 재결정 온도 영역에서의 압하량이 50% 미만인 경우 음향 이방성이 1.020 초과가 되어 음향 이방성이 열화되었다. 또한, 시료 번호 96 내지 99에 나타낸 바와 같이, 성분, 가열 열연 조건, 뜨임 온도가 적절하여도 2상 영역에서의 재가열을 실시하지 않은 예에서는 YR이 85%를 초과하여 높아져 목표 수준에는 도달하지 못했다.

본 발명의 고장력 강판에 따르면, C를 극저량으로 하고, Mn, Ni, Cu를 AS값이 4.00 이상이 되도록 적극적으로 첨가하는 한편, Mo, Nb, V의 첨가를 DL값이 2.80 이하가 되도록 성분 조정했기 때문에, 열연 후의 냉각 속도의 고저에 구속되지 않고, 또한 판두께가 50mm 이상으로 두꺼운 경우에도 균열의 전파가 생기기 어려운 베이니틱 페라이트를 주체로 하는 미세 조직으로 할 수 있고, 고강도이면서 모재 인성이 우수하고, 또한 우수한 용접성(내용접균열성, HAZ 인성)을 구비한다. 또한, 2상 영역에서의 재가열에 의해서 MA의 경도를 높여 MA의 베이니틱 페라이트에 대한 경도비를 1.10 이상으로 했기 때문에 780MPa 이상의 고강도이면서 85% 이하의 저항복비를 실현할 수 있고, 또한 구 오스테나이트 입자의 평균 편평률을 1.0 내지 3.0로 함으로써 음향 이방성을 저감할 수 있어 용접 시공시의 결함 검출 작업을 간략화할 수 있다.

Claims

질량%로서,

C: 0.010 내지 0.080%,

Si: 0.02 내지 0.50%,

Mn: 1.10 내지 3.00%,

Cu: 1.60% 이하,

Ni: 0.40 내지 2.50%,

P: 0.030% 이하,

S: 0.010% 이하,

Al: 0.200% 이하,

N: 0.0100% 이하,

Cr: 0.30 내지 2.00%,

Mo: 0.10 내지 1.10% 및

Ti: 0.002 내지 0.030%

를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 하기 식으로 정의되는 AS값 및 DL값이 AS≥4.00, DL≤2.80이며, 판두께 1/4 부위에 있어서의 조직이 MA(Martensite-Austenite Constituent: 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합물)를 10면적% 이하(0%는 제외한다) 포함하는 베이니틱 페라이트를 주체로 하고, 또한 구 오스테나이트 입자의 장축/단축의 평균치가 1.0 내지 3.0이며, 추가로 상기 MA의 베이니틱 페라이트에 대한 경도비가 1.10 이상인 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 저항복비 고장력 강판.

AS=[Mn]+[Ni]+2×[Cu]

DL=2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]

(단, [X]는 원소 X의 함유량(질량%)을 나타낸다)
제 1 항에 있어서,

상기 조직에서, 추가로 구 오스테나이트 입자의 원 상당 직경의 평균치가 70㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저항복비 고장력 강판.
제 1 항에 있어서,

B: 0.0050% 이하를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고장력 강판.
제 1 항에 있어서,

Nb: 0.10% 이하 및 V: 0.30% 이하 중 어느 1종 또는 2종을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고장력 강판.
제 1 항에 있어서,

Ca: 0.0050% 이하 및 희토류 원소: 0.0100% 이하 중 어느 1종 또는 2종을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고장력 강판.
제 1 항에 있어서,

Mg: 0.0050% 이하를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고장력 강판.
제 1 항에 있어서,

Hf: 0.050% 이하 및 Zr: 0.100% 이하 중 어느 1종 또는 2종을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고장력 강판.
제 1 항에 있어서,

Co: 2.50% 이하 및 W: 2.50% 이하 중 어느 1종 또는 2종을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고장력 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 성분을 갖는 강을 Ar3점 내지 1300℃로 가열하고; 오스테나이트 입경을 100±10㎛로 한 강판 시험편을 변형 속도 10/초 및 변형률 0.2의 조건에서 압하하고 10초 후에 조직을 동결했을 때 20 내지 80부피%가 재결정립이 되는 부분 재결정 온도 영역에서 전체 압하량의 50% 이상을 열간 압연한 후; 냉각하고; 추가로 오스테나이트·페라이트의 2상 영역에서 재가열하여 MA의 양 및 베이니틱 페라이트에 대한 경도비를 조정하는 것을

특징으로 하는, 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 따른 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 저항복비 고장력 강판의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,

상기 2상 영역에서 재가열한 후, Ar1점 이하의 온도에서 MA가 분해되어 소실되지 않도록 뜨임 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 제조 방법.