KR100266378B1 - 재질산란이 적은 베이나이트강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

1. 청구범위애 기재된 발명이 속한 기술분야
본발명은 재질산란이 적은 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
2. 발명이 해결하려고 하는 기술적 과재
본발명은 제조공정에 있어서의 제약이 없는, 두께 방향 및 강재 사이 등에서의 재질산란이 적은 강재를 제공하는 것, 합쳐 이 강재의 제조방법에 대하여 제안하는 것을 각각 목적으로 한다.
3. 발명의 해절방법의 요지
본발명은 C : 0.001wt%이상 0.030wt%미만, Si : 0.60%이하, Mn : 1.00∼3.00wt%, Nb : 0.005∼0.20wt%, B : 0.0003∼0.0050wt% 및 Al : 0.100wt%이하를 함유하는 조성으로 되고, 또 90%이상이 베이나이트조직인 것을 특징으로 하는 재질산란이 적은 베이나이트강재를 제공한다.
4. 발명의 중요한 용도
본발명의 강판은 공업적 규모에서의 생산에 있어서의 냉각공정에서 이용되고, 금후 내수증가가 예상되는, 두께방향의 재질산란이 매우 적은 두꺼운 강판을, 공업적으로 안정하게 공급할 수 있으며, 또 형강이나 봉강의 분야에도 적합하다.

Description

재질산란이 적은 베이나이트 강재 및 그 제조방법
제1도는 두꺼운 강판에 있어서의 C함유량과 강도의 산란과의 관계를 나타내는 도면이다.
제2도는 두꺼운 강판에 있어서의 냉각속도와 강도와의 관계를 나타내는 도면이다.
제3도는 미재결정역압연의 압하율과 얻어진 강판의 파면천이온도와의 관계를 나타내는 도면이다.
제4도는 내황화물응력부식균열성을 평가하는 시험에 이용하는 시험편 및 시험 장치를 나타내는 도면이다.
제5도는 두꺼운 강판에 있어서의 C함유량과 내황화물응력부식균열성과의 관계를 나타내는 도면이다.
본 발명은 건축, 해양구조물, 파이프, 선반, 저조(貯槽), 토목, 건설기계 등의 분야에서 사용되고, 두께가 30mm이상인 두꺼운 강판, 강대(鋼帶), 형강 또는 봉강 등의 강재, 특히 재질산란이 적은 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
두꺼운 강판으로 대표되는 두꺼운 강재는 상기한 바와 같이, 여러 분야에서 사용되고, 고강도화나 고인성화 등의 특성의 개선이 분명하지만, 최근에는 이들 특성이 두께 방향에 있어서 균일하고 또 강재 사이에서의 산란도 작은 것이 요구되고 있다.
예를 들면 「철과 강 제74년(1988) 제6호」 의 제11∼21쪽에는, 건축물의 고층화가 진행되고, 거대 지진에 대하여 건축물의 번형에 의해 진동에너지를 흡수하고 되괴( )를 막는 설계가 채택되어 온 것이 보고되어 있다. 구체적으로는 지진발생시에 건축물의 골조를 소정 형상으로 붕괴시키고, 이 골조재의 소성화에 의해 건물의 도괴를 막는 것이다. 즉, 지진발생시에 건축물의 골조가, 설계자가 의도한 거동을 나타내는 것이 전제로 되고, 건축물의 기둥이나 대들보 등의 강재의 내력비를 설계자가 완전하게 파악하고 있을 필요가 있다. 따라서, 기둥이나 대들보 등에 이용하는 강판이나 H형 강 등의 강재는 균질인 것이 불가결하고, 강재의 강도산란은 커다란 문제가 된다.
여기에서, 건축이나 조선 등에 공급하는 강재에는 고장력 또 고인성이 요구 되는 것으로부터, 이런 종의 강재는 제어압연제어냉각법, 소위 TMCP법에 따라 제조되는 것이 통례이다. 그러나, 이 TMCP법에 의해 두꺼운 강재를 제조하면, 냉각속도가 두께 방향 또는 각 강재사이에서 달라 변화하기 때문에, 얻어진 강재의 두께방향 또는 각 강재사이에서 재질의 산란이 발생하는 것이다. 재질의 산란으로서는, 특히 두꺼운 강판에 있어서 두께 방향에 나타나는 것 외, H형 강에 있어서의 웹(web) 및 플랜지(flange)사이에서의 냉각이 불균일하게 되어 웹 및 플랜지 사이에 나타나는 것, 또는 각 구획사이에 나타나는 것 등이 있다.
그래서, 특개평4-224623호 공보에서는 Nb을 첨가하고, 또 압연후의 냉각속도를 3℃/s이상으로 함과 동시에, 냉각정지은도의 상한을 500℃으로 함으로써, 판두께 방향의 조직을 페라이트와 베이나이트를 혼합한 조직으로 하고, 판두께 중심부의 강도를 상승시켜 판두께 방향의 경도차를 작게 하는 것이 제안되어 있다. 그러나 냉각속도를 판두께 중심부에 있어서도 3℃/s이상으로 엄밀하게 제어하지 않으면 안되고, 판두께 방향에 냉각속도 분포가 생기면, 곧 재질의 산란으로 되기 때문에, 그 제조를 엄격히 할 필요가 있고, 공업적 규모에서의 제조에는 적합하지 않았다.
또, 특개소62-130212호 공보에는, Cu의 침전강화에 의해 강도를 확보하는 한편, 열간압연후에 0.5℃/s이상이 냉각속도에서 300∼700℃로 냉각하고, 이어서 500∼650℃의 온도역에 일정시간 유지한 후, 실온까지 냉각함으로써, 저온인성을 개선하는 것이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술은 저온인성의 개선을 목적으로 한 것이고, 상기한 여러 가지 형으로의 재질의 산란을 억제하는 것에 의해, 최근의 구조용 강 등에 요구되는 재질의 균일성을 만족한다는 것은 어렵다.
본 발명은 상기의 문제를 헤소한, 즉 제조공정에 있어서의 게약이 없는, 두께 방향 및 강재 사이 등에서의 재질산란이 적은 강재를 제공하는 것, 합쳐 이 강재의 제조방법에 대하여 제안하는 것을 각각 목적으로 한다.
그런데, 두꺼운 강제, 그 전형적인 예인 두꺼운 강판의 재질산란은 냉각공정에 있어서의, 강판표면에서 중심부까지의 두께 방향 냉각속도를 큰폭 변화 또는 제조조건의 산란에 의한 냉각속도의 번화로부터, 조직변동이 발생하는 것에 기인하고 있다. 이 조직변동을 피하기 위해 넓은 냉각속도범위로 군질의 조직을 얻는 것이 중요하다.
그래서, 발명자들은 제조 조건이 변화해도 균질의 조직을 얻는 수법에 관하여, 원점으로 되돌려 검토를 거듭한 바, 성분조성을 새롭게 설계하고 고치는 것에 의해, 냉각속도의 변화에도 불구하고 두께 방향의 조직을 일정하게 한, 재질산란이 적은 강판을 얻을 수 있다는 것을 밝혀내기에 이르렀다.
즉, 조직을 냉각속도에 의존하는 일 없이 베이나이트 단상으로 하기 위하여, Ar3점을 저하하는 Mn, Nb를 적량 첨가함과 동시에, 낮은 냉각속도에서도 페라이트를 석출시키지 않도록 하기 위하여, 구 오스테나이트입계의 입계에너지를 저하하는 B를 첨가하고, 다시, C량을 제한하는 것으로써 베이나이트중의 탄화물 석출을 억제하고, 냉각속도가 번화하여 탄화물의 석출형태가 변화하는 것에 의한, 강도변화를 완전희 배제하는, 성분조성을 실현한 것이다. 이 성분조성에 따라, 압연조건이나 냉각조건에 영향받지 않고, 통상의 제조공정에 의해 조직은 베이나이트 단상으로 되고, 따라서 강도나 인성의 산란을 최소한으로 역제한다.
본 발명은,
(1) C : 0.001wt%이상 0.020wt%미만, Si : 0.60%이하, Mn : 1.00∼3.00wt%, Nb : 0.005∼0.20wt%, B : 0.0003∼0.0050wt% 및 Al : 0.1wt%이하를 함유하는 조성으로 되고, 또 90%이상이 베이나이트조직인 것을 특징으로 하는 재질산란이 적은 베이나이트강재(제1발명 ).
(2) 제1발명에 있어서, 강재가 다시 Cu : 0.7∼2.0wt%를 함유하는 조성으로 되는 재질산란이 적은 베이나이트강재(제2발명),
(3) 제1발명 또는 제2발명에 있어서, 강재가, 다시 Ti : 0.005∼O.20wt%를 함유하는 조성으로 되는 재질산란이 적은 베이나이트강재(제3발명),
(4) 제1발명, 제2발명 또는 제3발명에 있어서; 강재가 다시 V : 0.005∼0.20wt%를 함유하는 조성으로 되는 재질산란이 적은 베이나이트강재(제4발명),
(5) 제1발명, 제2발명, 제3발명 또는 제4발명에 있어서, 강재가, 다시 Ni : 2.0wt%이하, Cr : 0.5wt%이하, Mo : 0.5wt%이하, W : 0.5wt%이하 및 Zr : 0.5wt%이
하 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성으로 되는 재질산란이 적은 베이나이트강재(제5발명 ),
(6) 제1발명, 제2발명, 제3발명, 제4발명 또는 제5발명에 있어서, 강재가, 다시 REM 및 Ca중에서 선택한 적어도 1종을 0.02wt%이하로 함유하는 조성으로 되는 재질산란이 적은 베이나이트강재(제6발명 )이다.
또, 상기 두꺼운 강재는 제1발명 내지 제6발명의 각각에 규정된 성분에 준한, 여러 조성으로 되는 강소재를 이용하고, 다음의 3가지 방법으로 제조할 수 있다. 즉,
(A) 강소재를 열간압연하는 때, Ac3∼1350℃의 온도로 가열 후, 800℃이상의 오스테이나이트 미재결정온도영역으로 압연을 종료하고, 그 후 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 제조방법
(B) 강소재를 열간압연하는 때, Ac3∼13500℃의 온도로 가열 후, 800℃이상의 오스테이나이트 미재결정온도영역으로 압언을 종료하고, 이어서 냉각후에, 500℃이상 800℃미만의 온도영역으로 재가열하여 유지하는 석출처리를 행하는 것을 특징으로 하는 제조방법
(C) 강소재를 열간압연하는 때, Ac3∼1350℃의 온도로 가열 후, 800℃이상의 오스테이나이트 미재결정은도영역으로 압연을 종료하고, 이어서 석출처리온도영역인 500℃이상 800℃미만의 소정 온도까지 0.1∼800℃/s의 냉각속도에서 가속냉각한 후, 500℃이상 800℃미만의 온도영역에 있어서 30s이상 등온유지하든지 또는 당해 온도영역내에 있어서 1℃/s이하의 냉각속도에서 30s이상 냉각하는 석출처리를 행하고, 그 후 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 제조방법이다.
이어서, 본 발명의 강재의 각 화학성분의 한정 범위에 대하여 설명한다.
C : 0.001wt%이상 0.020wt%미만
C는 냉각속도에 의존하지 않고 베이나이트 단상으로 하기 위하여, 0.001wt% 이상은 필요하다. 한편, 0.030wt%이상에서 는 베이나이트조직 내부 또는 라스(lath)경계에 탄화물이 석출하고, 냉각속도가 번화하면 탄화물의 석출형태가 번화하기 때문에, 넓은 냉각속도범위에서 일정한 강도를 얻는 것이 곤란하게 된다.
여기에서, 본 발명에 따른 성분계에 있어서 C량을 변학시긴, 두께 80mm의 두꺼운 강판에 대하여, 각각 두께 방향의 경도의 최대치와 최소치와의 차(경도변화)를 조사했다. 또, C이외의 성분조성은, Si : 0.02wt%. Mn : 1.6wt%1, Nb : O.020wt%, B : 0.0018wt% 및 Al : 0.03wt%이다. 이 조사결과를 제1도에 나타내는 바와 같이, C량이 0.001wt%미만 및 0.030wt%이상에서는 경도변화가 Hv : 20을 넘고, 강도산란이 현저하게 되는 것을 알 수 있다. 따라서, C함유량은 0.001wt%이상 0.030wt%미만으로 한정한다.
또, C에 대해서는 그 상한을 0.02wt%로 하는 것에 의해, 균질한 조성에 더하여, 우수한 내황화물 응력부식 균열성을 얻을 수 있다. 즉, 석유나 천연가스이 파이프수송이나 LPG저장용 탱크등에서는, 원유나 전연가수중에 황화수소를 함유하는 경우가 많고, 이 황화수소분위기에서 강판표면이 부식되고, 이 부식면에서 강중에 진입한 원자상 수소가 강중에 국부적으로 농화하기 때문에 내균열성이 높게 된다.
동시에, 원유나 천연가스의 수송시에, 수송파이프의 주위방향에 발생하는 응력에 의해, 원자상 수소의 농화역에서 응력부식균열이 발생하고, 강재의 파괴에 관계가 있는 것이다. 이 황화물환경에 있어서의 특이한 응력부식군열, 소위 황하물응력부식균열을 방지하는 것이 증요하게 된다. 그리고 C함유량을 0.02wt%이하로 제한함으로써, 선단변태에 기인한 변태변형을 해소하고, 황화물부식환경하에서 강중에 진입하는 원자상 수소의 농화를 막고, 다시 강도상승을 Cu석출강화로 달성하는 것에의해, 종래와 동등 또는 그 이상의 강도 및 저온 인성을 가지면서, 늪은 황화수소농도환경에 있어서도, 매우 우수한 내황화물응력부식균열성을 얻을 수 있는 것이다.
Si : 0.60wt%이하
Si는 0.60wt%를 초과하면, 용접부 인성이 열화하기 떼문에 0.60wt%이하의 범위로 한정한다. 또, 탈산 및 강도확보를 위하여 0.02wt%이상 첨가하는 것은 바람직하다.
Mn : 1.00∼3.0Owt%
Mn은 베이나이트단상, 특히 베이나이트조직의 체적율을 90%이상으로 하기 위해서는 1.0wt%이상, 바람직하게는 1.50wt%이상은 필요하지만, 3.00wt%를 초과한 함유는 용접에 의한 경화가 현저하게 높아 용접열영향부(HAZ)의 인성을 열화하기 때문에, 1.50∼3.00wt%의 범위로 한다.
Nb : 0.005∼0.20wt%
Nb는 특히 Ar3을 낮추고 저냉각속도로까지 베이나이트 생성범위를 넓히는 효과가 있고, 안정하여 베이나이트조직을 얻기 위하여 필요하다. 다시, 석출강화에 기여하고, 또 인성의 0.005wt%이상은 필요하다. 향상에도 유효하다. 이들 효과를 기대하기 위해서는, 한편,0.20wt%를 초과하면, 인성향상의 효과는 포화하고 경제적으로 불리하게 되기 때문에, 0.20wt%를 상한으로 한다.
B : 0.0003∼0.0050wt%
B는 베이나이트단상으로 하기 위해 0.0003wt%이상은 필요하지만, 0.0050wt%를 초과하면, BN이 석출하여 용접성을 열화시키기 때문에, 0.0003∼0.0050wt%로 한정한다.
Al : 0.100wt%이하
A1은 0.100wt%를 초과하면; 용접성이 손상되기 때문에, 0.100wt%이하로 한다. 또 탈산을 위해 0.010wt%이상 첨가하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기의 기본 조성에 성분조정을 함으로써, 제조 조건, 특히 냉각속도에 거의 의존하지 않고, 균질한 조직, 구체적으로는 90%이상이 베이나이트의 조직이 얻어지는 것에 특징이 있다. 이 특징은 제2도에 결과를 나타낸 실험에서 분명하다.
즉, 본 발명에 따른 성분으로 조정한 강(발명예)과, 건축재료에 이용되는 재래의 강(종래예)에 관하여, 제조공정에서의 냉각속도를 0.1∼50℃/s사이에서 여러가지로 변화시켜 얻은 강판의 인장강도를 조사한 결과에 대하여, 제2도에 나타낸다. 같은 도면에서, 본 발명에 따른 성분으로 조정하는 것에 의해, 냉각속도에 의존하지 않고 일정한 강도가 얻어진다는 것을 알 수 있다. 특히, 종래에서는 예측할 수 없을 만큼 광범위한 냉각속도에 있어서, Y.S 및 T.S값의 산란이 적게 된다. 이것은 상술한 바와 같이, C량의 제한, 그리고 Mn 및 Nb, 또는 B의 적량 첨가가 기여한 것이다. 따라서, 두꺼운 강판의 두께 방향에서 냉각속도가 번화해도, 냉각속도에 의존하여 강도가 번화하지않고, 두꼐 방향에 재질산란이 적은 두꺼운 강판을 얻을 수 있는 것이다.
또, 발명에는 C : 0.007wt%, Si : 0.05wt%, Mn : 1.55wt%, Nb : 0.024wt%, B : 0.0018wt% 및 Al : 0.032wt%를 함유하고, 잔류부 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 성분조성으로 되고, 한편, 종래예는 C : 0.14wt%, Si : 0.4wt%, Mn : 1.31wt%, Al : 0.024wt%, Nb : 0.015wt%, Ti : 0.013wt%였다. 그리고 동일 제조공정에 있어서, 냉각속도를 빈화시켜 두께 : 15mm의 두꺼운 강판을 다수 제조하고, 각각의 두꺼운 강판에서 채취한 시험편으로 인장강도를 측정했다.
또, 본 발명에 있어서는, 상기 기본성분에 소정의 화학성분을 첨가함으로써, 강도나 인성의 레벨을 자유롭게 제어할 수 있다. 이때, 이미 획득한 균질한 조직은 새로운 성분의 첨가에 영향받는 것이 적기 때문에, 재질산란이 작은 고강도 및/ 또는 고인성의 두꺼운 강판을 용이하게 이을 수 있는 것이다.
먼저, 강도향상을 측정하기 위해, 석출강학성분으로서, 먼저 Cu : 0.7∼2.0wt%를, 또 Ti : 0.005∼0.20wt% 및/또는 V : 0.005∼0.20wt%를, 첨가할 수 있다. 또, 이들 석출강화성분을 첨가한 경우는, 후술하는 석출강화처리를 실시함으로써 더욱 강화가 가능하다.
Cu : 0.7∼2.0wt%
Cu는 석출강화 및 고용강화를 측정하기 위하여 첨가하지만, 2.0wt%를 초과하면 인성이 급격히 열화하고, 한편 0.7wt%미만에서는 석출강화의 효과가 작기 때문에, 0.7∼2.0wt%로 한다.
Ti : 0.005∼0.20wt%
Ti는 Ar3를 낮추고 베이나이트조직의 형성에 기여하는 바, TiN으로 되고 용점부인성을 향상시키고 또 석출강화를 측정하기 위하여 0.005wt%이상은 필요하고, 한편 0.20wt%를 초과하면 인성이 열화하기 때문에, 0.005∼0.20wt%의 범위로 한다.
V : 0.005∼0.20wt%
V는 석출강화를 위해서 0.005wt%이상은 첨가하지만, 0.20wt%를 초과하여 첨가해도, 그 효과가 포화하기 때문에, 0.20wt%를 상한으로 한다.
다시, 강도향상을 측정하기 위해, Ni : 2.0wt%이하; Cr : 0.5wt%이하, Mo : 0.5wt%이하, W : 0.5wt%이하 및 Zr : 0.5wt%이하 중에서 선택한 1종 또는 2종이상을 첨가할 수 있다. 또, 이들 성분은 미량에서도 효과가 있기 때문에, 하한에 대해서는 적절히 선정할 수 있다.
Ni : 2.0wt%이하
Ni는 강도 및 인성을 향상하고, 또 Cu를 첨가한 경우에는 압연시의 Cu분산을 방지하는 것에 유효하지만, 고가인 바, 과잉 첨가해도 그 효가 포화하기 때문에, 2.0wt%이하의 범위에서 첨가한다. 또, 0.05wt%미만의 첨가에서는 상기의 효과가 불층분하기 때문에 첨가량은 0.05wt%이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cr : 0.5wt%이하
Cr은 강도를 상승시키는 효과가 있지만, 0.5wt%를 초과하여 첨가하면 용접부 인성이 열화하기 때문에, 0.5wt%이하의 범위에서 첨가한다. 또, 하한은 0.05wt%로 하는 것이 바람직하다.
Mo : 0.5wt%이하
Mo는 상온 및 고온에서의 강도를 상승시키는 효과가 있지만, 0.5wt%를 초과하면, 용접성이 열화하기 때문에, 0.5wt%이하의 범위에서 참가한다. 또, 하한은 0.05wt%미만의 첨가에서는 강도상승효과가 불충분하기 때문에, 0.05wt%로 하는 것이 바람직하다.
W : 0.5wt%이하
W는 고온강도를 상승시키는 효과가 있지만, 고가인 바, 0.5wt%를 초과하면, 인성이 열화하기 때문에, 0.5wt%이하의 범위에서 첨가한다. 또, 0.05wt%미만의 첨가에서는 강도상승효과가 불층분하기 때문에, 첨가량은 0.05wt%이상으로 되는 것이 바람직하다.
Zr : 0.5wt%이하
Zr는 강도를 상승시키는 효과에 더하여, 예를 들면 아연도금을 실시한 때의 내도금균열성을 향상시키는 효과가 있지만, 0.5wt%를 초과하여 첨가하면 용접부인성이 열화하기 때문에, 0.5wt%이하의 범위에서 첨가한다. 또, 하한은 0.05wt%로 하는 것이 바람직하다.
또, HAZ의 인성향상을 측정하기 위해, REM 및 Ca중에서 선택한 적어도 1종을 0.02wt%이하에서 첨가할 수 있다.
REM은 옥시설파이드로 되고 오스테나이트립의 입자(粒)성장을 억제하고 HAZ의 인성을 향상시키지만, 0.02wt%을 초과하여 첨가하면 강의 청정도를 해치기 때문에, 0.02wt%이하로 한다. 또, 0.001wt%미만의 첨가에서는 상기 HAZ 인성향상 효과가 불층분하기 때문에, 첨가량은 0.001wt%이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca는 HAZ의 인성향상에 효과가 있는 바, 강중 황화물의 형태제어에 의해 판두께 방향의 재질개선에도 유효하지만, 0.02wt%를 초과하여 첨가하면, 비금속 개재물량을 증대시켜 내부결함의 원인이 되기 때문에, 0.02wt%이하로 한다. 또 0.0005wt%미만의 첨가에서는 상기 효과가 불층분하기 때문에, 첨가량은 0.0005wt%이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서의 강판은 상술한 기본조성으로 성분조정을 함으로써, 균질한 조직을 얻을 수 있기 때문에, 제조 조건을 엄밀하게 제어할 필요는 없고, 이런 종류의 강판을 제조할 때의 통례에 따라 제조하면 좋다.
예를 들면, 상수한 기본조성으로 성분조정한 강슬랩을, Ac3∼1350℃의 온도로 가열후, 800℃이상의 온도에서 압연을 종료하고, 그 후 냉각을 실시하는 공정이 추장(推裝)된다.
즉, 가열온도는 Ac3미만에서는 완전하게 오스테나이트로 할 수 없게 균질화가 불충분하게 되고, 한편, 1350℃를 초과하면 표면산화가 심하게 되기 때문에, Ac3∼1350℃의 온도영역으로 가열하는 것이 바람직하다. 그리고, 압연 마무리온도가 800℃미만이면, 압연능률이 저하하기 때문에, 800℃이상으로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 압연후의 냉각은, 종래와 같이 엄밀하게 관리할 필요는 없고, 공냉 또는 가속냉각의 어는 것이라도 가능하지만, 0.5∼800℃/s의 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 즉, 80℃/s를 초과한 냉각속도에서 냉각을 행하면 베이나이트·라스간격이 조밀하게 되고 강도가 냉각속도에 의존하여 상승하고, 한편 0.5℃/s미만에서는 페라이트가 생성하고 베이나이트단상으로 되기 어렵다.
또, 제조방법에 있어서도, 여러 가지 처리공정을 부가하는 것에 의해. 상기한 첨가성분의 경우와 마찬가지로, 강도나 인성의 레벨을 자유롭게 제어할 수 있다.
먼저, Ac3∼1350℃의 온도로 가열한 후의 압연공정에 있어서, 800℃이상의 오스테나이트 미재결정온도영역으로 압연을 실시함으로써, 인성의 향상을 측정할 수 있다.
즉, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연은, 가공전위의 모입에 의해 베이나이트조직이 미세화하고, 인성을 향상하는 효과가 있다. 여기에서, 제3도에 미재결정영역에서의 압하율과 파면천이온도와의 관계에 대해서 조사한 결과를 나타내는 바와 같이, 압하율 : 30%이상에서 인성의 향상 효과가 현저하게 되기 때문에, 30% 이상이 추정된다. 또, 제3도에 나타낸 실험에 있어서의 마무리 온도는 900℃에서, 실험에 제공하는 강판의 성분조성은 C : 0.007wt%, Si : 0.02wt%, Mn : 1.55wt%, Al : 0.32wt%, Nb : 0.024wt% 및 B : 0.0018wt%를 함유하고, 잔류부는 철 및 불가피한 불순물로 된다. 한편, 미재결정영역에서의 압하율의 상한은 특별히 정해지지 않지만, 압연하중의 문제에서 95%이상 압하하는 것이 조업상 불리하게 되는 경우가 있다.
다시, 석출강화성분으로서, Cu : 0.7∼2.0wt%, 또 Ti : 0.005∼O.20wt% 및/ 또는 V : 0.005∼0.20wt%를 첨가한 경우는 압연을 종료한 후, 석출처리온도영역인 500℃이상 800℃미만의 소정 온도까지 0.1∼80℃/s의 냉각속도에서 가속냉각한 후, 그 소정온도에 대하여 30s이상 등온유지하든지 또는 당해 은도영역내에 있어서 rC/s이하의 냉각속도에서 30s이상 냉각하는 석출처리를 행하는 것이 강도의 향상에 유효하다.
즉, 압연종료로부터 석출처리은도까지의 냉각에 있어서의 속도가 0.1℃/s미만에서는 베이나이트조직중에 페라이트가 생성하고, 한편 80℃/s를 초과하면 베이나이트·란스간격이 조밀하게 되고 강도가 냉각속도에 의존하여 상승하고, 0.1℃/s미만에서는 페라이트가 생성하고 베이나이트단상으로 되지 않기 때문에 냉각속도는 0.1∼800℃/s의 범위로 한다.
이어서, 이 가속냉각후, 500℃이상 800℃미만의 온도범위에서 30s이상의 등온유지 또는 당해 온도영역내에 있어서 1℃/s이하의 냉각속도에서 30s이상 냉각하는 석출처리를 행하여 Cu,. Ti(CN) 및 V(CN)의 어는 하나가 1종 또는 2종 이상, 또 Nb(CN)을 석출시켜 강도상승이 도모된다. 또, 이 석출처리에 의해 조직의 균일화가 측정되고, 판두께방향의 재질산란도 다시 경감된다.
여기에서, 석출처리의 은도가 800℃이상에서는 석출성분이 용해한 그대로 석출이 일어나기 어렵게 되고, 따라서 충분한 석출을 측정하기 위해 800℃미만에서 석출처리를 행할 필요가 있다. 한편,500℃미만에서는 석출반응이 일어나기 어렵기 때문에, 온도범위를 500℃이상 800℃미만으로 했다. 또, 유지시간을 30s이상으로 한 것은 30s미만에서는 충분한 석출강화가 일어날 수 없기 때문이다. 그리고, 당해 온도범위내에서 rC/s이하의 냉각속도에서 30s이상 유지하는 것에 의해서도 석출강화를 얻을 수 있고, 1℃/s를 초과한 냉각속도에서는 충분한 석출강화가 얻어지지 않는다. 또, 층분히 석출강화를 시키기 위해서는 0.1℃/s이하의 냉각속도가 요망된다.
또, 상기한 석출처리를 압연에 이어서 냉각후에 행할 수도 있다. 즉, 냉각후에 500℃이상 800℃미만의 온도영역으로 재가열하여 유지하면 좋다.
또, 강슬랩의 C함유량을 0.02wt%이하로 제한하여, 상기한 우수한 내황화물응력부식균열성을 얻는 경우는, 500℃이상 800℃미만의 온도영역에 있어서의 유지시간 또는 냉각시간을 특히 300s이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 균일하게 의해, 950℃이하에서의 압연변형을 계속 받은 베이나이트 슬랩의 면결함 및 선단변태시에 생성한 면결함의 해소가 도시에 진행하기 때문에, 황화물부식환경하에서 강중에 진입한 원자상 수소의 농화는 방지되고, 내황하물응력부식균열이 개선되는 것이다.
표 1에 나타난 여러 성분 조성에 조사한 강슬랩을, 1150℃로 가열후, 총압하율이 74%로 되는 압언을 마무리온도 : 800℃에서 종료하고, 그 후 가속냉각(냉각속도 : 7℃/s)을 행하고, 두께 80mm의 두꺼운 강판을 제조했다.
이렇게 해서 얻어진 각 두꺼운 강판에 대하여, 인장시험 및 샤르피(Charpu)시험을 행하고, 그 기계적 성질을 조사함과 동시에, 두께 방향의 강도의 산란을 평가하기 위해, 강판단면의 경도를 표면보다 2mm 피치로 측정하여 판두께방향의 경도 분포를 조사했다. 다시, HAZ의 인성을 평가하기 위해, 강판을 1350℃로 가열후 800℃에서 500℃까지 300s에서 냉각한 열사이클(500kJ/cm의 입(粒)열량으로 용접한때의 HAZ의 열복력에 상당)을 실시하고 난 후, 샤르피시험편을 채취하고, 0℃에서의 샤르피 흡수에너지를 측정했다.
이들 각 조사결과를 표 2에 나타나는 바와 같이, 본 발명에 따른 두꺼운 강판은 400MPa이상의 인장강도를 가지고 또 조직이 균일하게 되기 때문에, 두께방향의 경도의 산란이 비교예에 비해 매우 작고, 경도의 최대치와 최소치와의 차가 Hv에서 2℃이내로 되는 것을 알수 있다. 또, 베이나이트조직의 체적율은 400배로 촬영한 광학현미경사진에서 점산법으로 측정했다.
[표 1]
[표 2]
[실시예 2]
표 3에 나타난 다양한 성분 조성에 조정한 강슬랩을 표 4에 나타난 각 조건에 따른 처리를 실시하고, 두께 80mm의 두꺼운 강판을 제조했다.
이렇게 헤서 얻어진 각 두꺼운 강판에 대하여, 실시예 1과 마찬가지로 인장시험 및 샤르피시험을 행하여 기게적 성질을 조사함과 동시에, 두께 방향의 강도의 산란도 조사했다.
이들 조사결과를 표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 두꺼운 강판은 400MPa이상의 인장강도를 가지고 또 조직이 균일하게 되기 때문에, 두께 방향의 경도의 산란이 비교에 비해, 매우 작다는 것을 알 수 있다. 또, 석출강화원소를 첨가하고 석출강화처리를 실시함으로써, 표 2에 특성을 나타낸 석출강화원소를 첨가하고 있지 않은 발명예에 비하여, 강도상승이 실현되는 것도 알 수 있다.
[표 3]
[표 4]
(*) 공---공냉, 가---가속냉각, ()내에 냉각속도를 표시
(**) 경도의 최대차와 최소치와의 차
다시, 표 5에 성분조성이 두꺼운 강판에 대하여, 1150℃로 가얼하고 800℃까지 50%의 압연을 실시하고, 550℃에서 40분간의 재가열 석출처리를 행한 후 공냉하고나서, 내황화물응력부식균열성을 평가했다. 즉, 두꺼운 강판의 두께 중심부역에서 제 4도(a)에 나타낸 시험편을 채취하고, 이 시험편에 제 4도(b)에 나타낸 장치로 응력을 부하하고, 그 후 NACE액(5%NaCl+0.5%CH3CHOOH+포화H2S)중에 720시간 침지했다. 부하한 응력은 인장시험에 의한 동 강판의 0.5%내력의 40∼120%에 상당하고, 720시간의 침지후에 파단이 발생한 부하응력의 0.5%내력에 대한 비에 의해, 내황화물응력부식균열성을 평가했다. 또, 평가수치가 클수록 내황화물응력부식균열성이 양호하다는 것을 나타낸다. 이 평가결과를 제 5도에 나타내는 바와 같이, C를 0.02wt%이하로 제한한 강판은 내황화물응력부식균열성에도 우수하다는 것을 알 수 있다.
[표 5]
본 발명의 강판은 공업적 규모에서의 생산에 있어서의 냉각공정에서 이용된다. 어떠한 냉각속도에 의해서도, 베이나이트단상조직으로 된다. 따라서, 금후 내수증가가 예상되는, 두께방향의 재질산란이 매우 적은 두거운 강판을, 공업적으로 안정하게 공급할 수 있다. 또, 본 발명은 형강이나 봉강의 분야에도 유리하게 적합하다.

Claims (12)

  1. C : 0.001wt% 이상 0.020wt% 미만,
    Si : 0.60wt% 이하,
    Mn : 1.00 - 3.00wt%,
    Nb : 0.005 - 0.20wt%,
    B : 0.0003-0.0050wt%및
    Al : 0.100wt% 이하를 함유하는 조성으로되고 나머지는 철 및 불가피한 불순물인 것으로서 열간압연후의 냉각을 거친 강재에 있어서의 두께방향의 경도변학가 Hv에서 20 이하이고 또 체적율에서 90%이상이 베이나이트조직인 것을 특징으로하는 재질산란이 적은 베이나이트 강재.
  2. 제1항에 있어서, 강재가 다시 Cu : 0.7 - 2.0wt%을 함유하는 조성으로되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재.
  3. 제1항 또는 2항에 있어서, 강재가 다시 V : 0.005 - 0.20wt%을 함유하는 조성으로되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재.
  4. 제1항, 2항 또는 제3항에 있어서,
    Ni : 2.0wt% 이하,
    Cr : 0.5wt% 이하,
    Mo : 0.5wt% 이하,
    W : 0.5wt% 이하 및
    Zr : 0.5wt% 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성으로되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재.
  5. 제1항, 2항 3항 또는 제4항에 있어서, 강재가 다시 REM 및 Ca 중에서 선택한 적어도 1종을 0.02wt% 이하로 함유하는 조성으로 되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재.
  6. C : 0.001wt% 이상 0.020wt% 미만,
    Si : 0.60wt% 이하,
    Mn : 1.00 - 3.00wt%,
    Nb : 0.005 - 0.20wt%
    B : 0.0003-0.0050wt%및
    Al : 0.100wt% 이하를 함유하는 조성으로되고 나머지는 철 및 불가피한 불순물인 강소재의 열간압연시에 Ac3내지 1350℃의 온도로 가열한 후 800℃ 이상의 오스테나이트 미재결정온도 영역에서 압연을 종료하고, 그후 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 재질산란이 적은 베이나이트 강재의 제조방법.
  7. C : 0.001wt% 이상 0.020wt% 미만,
    Si : 0.60wt% 이하,
    Mn : 1.00 - 3.00wt%,
    Nb : 0.005 - 0.20wt%,
    B : 0.0003-0.0050wt%및
    Al : 0.100wt% 이하를 함유하는 조성으로되고 나머지는 철 및 불가피한 불순물인 강소재의 열간압연시에 Ac3내지 1350℃의 온도로 가열한 후 800℃ 이상의 오스테나이트 미재결정온도 영역에서 압연을 종료하고, 이어서 냉각후에 500℃ 이상 800℃ 미만의 온도영역으로 재가열하여 유지하는 석출처리(precipitation)를 행하는 것을 특징으로하는 재질산란이 적은 베이나이트 강재의 제조방법.
  8. c : o.o01wt%이상 0.020wt% 미만,
    Si : 0.60wt% 이하,
    Mn : 1.00 - 3.00wt%,
    Nb : 0.005 - 0.20wt%,
    B : 0.0003 - 0.0050wt% 및
    Al : 0.10Owt% 이하를 함유하는 조성으로되고 나머지는 철 및 불가피한 불순물인 강소재의 열간압연시에 Ac3내지 1350℃의 온도로 가열한 후 800℃ 이상의 오스테나이트 미재결정온도 영역에서 압연을 종료하고, 이어서 석출처리온도 영역인 500℃ 이상 800℃ 미만의 소정온도까지 0.1 내지 80℃/s 의 냉각속도로 가속냉각한 후, 500℃ 이상 800℃ 미만의 온도 영역에 있어서 30초이상 등온유지하거나 혹은 상기 은도영역내에서 1℃/s 이하의 속도로 30초이상 냉각시키는 석출처리를 행하는 것을 특징으로 하는 재질산란이 적은 베이나이트 강재의 제조방법.
  9. 제6항, 7항 또는 제8항에 있어서, 강재가 다시 Cu : 0.7 - 2.0wt%을 함유하는 조성으로되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재의 제조방법.
  10. 제6항, 7항 8항 또는 제9항에 있어서, 강재가 다시 V : 0.005 - 0.20wt%을 함유하는 조성으로되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재의 제조방법.
  11. 제6항, 7항, 8항, 9항 또는 제10항에 있어서,
    Ni : 2.0wt% 이하,
    Cr : 0.5wt% 이하,
    Mo : 0.5wt% 이하,
    W : 0.5wt% 이하 및
    Zr : 0.5wt% 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성으로되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재의 제조방법.
  12. 강재가 다시 REM 및 Ca 중에서 선택한 적어도 1종을 0.02wt% 이하로 함유하는 조성으로되는 재질산란이 적은 베이나이트 강재의 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112006003553B4 (de) 2005-12-26 2013-10-17 Posco Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3646512B2 (ja) 1998-03-23 2005-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材およびその製造方法
AU749066B2 (en) * 1998-06-17 2002-06-20 Kawasaki Steel Corporation Weatherable steel material
WO2000075388A1 (fr) * 1999-06-04 2000-12-14 Kawasaki Steel Corporation Matiere a base d'acier a resistance elevee a la traction particulierement adaptee au soudage avec une source de chaleur a haute densite d'energie et structure soudee associee
US6451134B1 (en) 1999-06-24 2002-09-17 Kawasaki Steel Corporation 590MPa class heavy gauge H-shaped steel having excellent toughness and method of producing the same
JP3873540B2 (ja) * 1999-09-07 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高生産性・高強度圧延ｈ形鋼の製造方法
US6376375B1 (en) * 2000-01-13 2002-04-23 Delphi Technologies, Inc. Process for preventing the formation of a copper precipitate in a copper-containing metallization on a die
US6632301B2 (en) 2000-12-01 2003-10-14 Benton Graphics, Inc. Method and apparatus for bainite blades
KR100526123B1 (ko) * 2001-04-10 2005-11-08 주식회사 포스코 기계적 성질의 편차가 적은 냉간압조용 강 선재의 제조방법

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54134019A (en) * 1978-04-11 1979-10-18 Kawasaki Steel Co Production of nonnrefined highhtensile hottrolled steel beltfor use in processing

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5458615A (en) * 1977-10-18 1979-05-11 Kobe Steel Ltd Niobium-containing line pipe steel with superior weldability
JPS54132421A (en) * 1978-04-05 1979-10-15 Nippon Steel Corp Manufacture of high toughness bainite high tensile steel plate with superior weldability
JPS55100924A (en) * 1979-01-25 1980-08-01 Nippon Steel Corp Production of high toughness bainite high tension steel plate having excellent weldability
JPS5763628A (en) * 1980-10-03 1982-04-17 Daido Steel Co Ltd Production of forge hardened parts
JPS5877528A (ja) * 1981-10-31 1983-05-10 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法
JPS58151425A (ja) * 1982-02-27 1983-09-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 低温靭性の優れた高耐食性クラツド鋼管の製造方法
JPS60245722A (ja) * 1984-05-21 1985-12-05 Kawasaki Steel Corp 高張力線材の製造方法
JPS62130215A (ja) * 1985-12-03 1987-06-12 Kawasaki Steel Corp Ｃｕ析出型高じん性鋼板の製造方法
JPH0615689B2 (ja) * 1987-05-19 1994-03-02 新日本製鐵株式会社 低降状比高張力鋼の製造方法
JPS6455334A (en) * 1987-08-25 1989-03-02 Nippon Kokan Kk Production of high-tensile steel having low surface hardness
JPH07116504B2 (ja) * 1990-12-25 1995-12-13 株式会社神戸製鋼所 板厚方向の硬度差が小さい板厚５０ｍｍ以上の５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法
JPH05331538A (ja) * 1992-06-01 1993-12-14 Kobe Steel Ltd 板厚中央部の靭性の優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製 造方法
JP2776174B2 (ja) * 1992-09-11 1998-07-16 住友金属工業株式会社 高張力・高靱性微細ベイナイト鋼の製造法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54134019A (en) * 1978-04-11 1979-10-18 Kawasaki Steel Co Production of nonnrefined highhtensile hottrolled steel beltfor use in processing

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112006003553B4 (de) 2005-12-26 2013-10-17 Posco Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür

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