KR100664890B1 - 강판, 이의 제조방법, 이의 균열 전파 저항성을 향상시키는 방법 및 오스테나이트 결정 길이 대 오스테나이트 결정 두께의 평균 비를 조절하는 방법 - Google Patents

강판, 이의 제조방법, 이의 균열 전파 저항성을 향상시키는 방법 및 오스테나이트 결정 길이 대 오스테나이트 결정 두께의 평균 비를 조절하는 방법 Download PDF

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Abstract

본원 명세서에서는 인장 강도가 약 830MPa(120ksi)를 초과하고, (i) 주로 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 과립상 베이나이트(FGB) 또는 이들의 혼합물 및 (ii) 약 10용적% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 용접시 기재 강판과 열 영향부(HAZ)에서 극저온 인성이 우수한 초고강도의 용접 가능한 저합금 강은 철과 특정 중량%의 탄소, 망간, 니켈, 질소, 구리, 크롬, 몰리브덴, 규소, 니오븀, 바나듐, 티탄, 알루미늄 및 붕소의 일부 또는 전체를 포함하는 강 슬라브(steel slab)를 가열하는 단계; 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서 1회 이상의 통과에 의해 압하시켜 강판을 형성시키는 단계; 강판을 Ar3 변태 온도 내지 오스테나이트 재결정화 온도의 온도 범위에서 1회 이상의 통과에 의해 최종 압연시키는 단계; 최종 압연된 강판을 적합한 급냉 정지 온도(QST)까지 급냉시키는 단계; 급냉을 정지시키는 단계 및 소정의 시간 동안 강판을 QST에서 실질적으로 등온으로 유지시키거나, 강판을 서냉시킨 후 공기 냉각시키거나, 간단히 강판을 주위 온도로 공기 냉각시키는 단계에 의해 제조한다.
초고강도 저합금 강, 오스에이징, 극저온 인성, 인장 강도, 용접, 급냉

Description

강판, 이의 제조방법, 이의 균열 전파 저항성을 향상시키는 방법 및 오스테나이트 결정 길이 대 오스테나이트 결정 두께의 평균 비를 조절하는 방법{A steel plate, a method for preparing a steel plate, a method for enhancing the crack propagation resistance of a steel plate and a method for controlling the mean ratio of austenite grain length to austenite grain thickness}
발명의 분야
본원 발명은 용접시 기재 강판과 열 영향부(HAZ; heat affected zone) 둘 다에서 극저온 인성이 우수한 초고강도의 용접 가능한 저합금 강판(steel plate)에 관한 것이다. 추가로, 본원 발명은 이러한 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
발명의 배경
아래의 명세서에 각종 용어가 정의되어 있다. 편의상 본원 명세서에서 용어 설명은 특허청구의 범위 바로 앞에 기재한다.
종종 가압된 휘발성 유체를 극저온, 즉 약 -40℃(-40℉) 미만의 온도에서 저장 및 이송할 필요가 있다. 예를 들면, 가압된 액화 천연 가스(PLNG)를 약 1035kPa(150psia) 내지 약 7590kPa(1100psia)의 광범위한 범위의 압력 및 약 -123℃(-190℉) 내지 약 -62℃(-80℉) 범위의 온도에서 저장 및 이송하기 위한 용기가 필요하다. 또한, 증기압이 높은 기타 휘발성 유체, 예를 들면, 메탄, 에탄 및 프로판을 극저온에서 안전하고 경제적으로 저장 및 이송하기 위한 용기가 필요하다. 용접된 강으로 구성되는 이러한 용기에 있어서, 강은 작업 조건하에 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서 유체 압력을 견디기에 적합한 강도 및 파면 개시, 즉 파괴 발생을 방지하기에 적합한 인성을 가져야 한다.
연성-취성 전이 온도(DBTT)는 구조용 강에서 두 가지 파면 체제의 형태를 나타낸다. DBTT 미만의 온도에서 강의 파괴는 저에너지 벽개(취성) 파면에 의해 나타나는 경향이 있는 반면, DBTT보다 높은 온도에서 강의 파괴는 고에너지 연성 파면에 의해 나타나는 경향이 있다. 상기 극저온 제품 및 기타 극저온 적재 서비스를 위한 저장 및 이송 용기를 제작할 때 사용되는 용접된 강은 저에너지 벽개 파면에 의한 파괴를 방지하기 위해 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서 사용 온도보다 상당히 낮은 DBTT를 가져야 한다.
극저온 구조용 제품에 통상적으로 사용되는 니켈 함유 강, 예를 들면, 니켈 함량이 약 3중량%를 초과하는 강은 낮은 DBTT를 갖지만, 또한 비교적 낮은 인장 강도를 갖는다. 전형적으로 시판 중인 3.5중량% Ni, 5.5중량% Ni 및 9중량% Ni 강은 각각 약 -100℃(-150℉), -155℃(-250℉) 및 -175℃(-280℉)의 DBTT 및 각각 약 485MPa(70ksi), 620MPa(90ksi) 및 830MPa(120ksi) 이하의 인장 강도를 갖는다. 강도와 인성의 이러한 조합을 성취하기 위해, 이들 강에 일반적으로 비용이 많이 드는 가공, 예를 들면, 이중 어닐링 처리를 수행한다. 극저온 제품의 경우, 이들 시판 니켈 함유 강이 저온에서 양호한 인성을 갖기 때문에 산업상 현재 이들을 사용하지만, 이들의 비교적 낮은 인장 강도 부근에서 설계해야 한다. 설계는 일반적으로 극저온 적재 제품을 위해 과도한 강 두께를 필요로 한다. 따라서, 극저온 적재 제품에서 이들 니켈 함유 강을 사용하면 필요한 강 두께와 결부되는 강의 높은 단가로 인해 비용이 높아지는 경향이 있다.
또 한편, 몇가지 시판중인 최첨단 저탄소 및 중탄소 고강도 저합금(HSLA) 강, 예를 들면, AISI 4320 또는 4330 강은 보다 우수한 인장 강도[예를 들면, 약 830MPa(120ksi) 초과] 및 낮은 비용을 제공할 가능성을 갖고 있지만, 특히 열 영향부(HAZ)에서 일반적으로 비교적 높은 DBTT를 갖는다는 문제가 있다. 일반적으로 이러한 강의 경우, 인장 강도가 증가함에 따라 용접성 및 저온 인성이 감소하는 경향이 있다. 현재 시판중인 최첨단 HSLA 강이 일반적으로 극저온 제품용으로 고려되지 않는 것은 이러한 이유 때문이다. 이러한 강에서 HAZ의 DBTT가 높은 것은 일반적으로, 조악하게 결정화되고 상호임계적으로(intercritically) 재가열된 HAZ, 즉 약 Ac1 변태 온도 내지 약 Ac3 변태 온도로 가열된 HAZ에서, 용접 가열 사이클로부터 발생하는 바람직하지 않은 미세조직이 형성되기 때문이다(Ac1 및 Ac3 변태 온도의 정의에 대한 용어 해설 참조). HAZ에서의 결정 입도 증가 및 미세조직 성분, 예를 들면, 마텐자이트-오스테나이트(MA)의 취화에 따라 DBTT가 상당히 증가한다. 예를 들면, 최첨단 HSLA 강으로 제조된 오일 및 기체 운송용 X100 라인파이프에서 HAZ에 대한 DBTT는 약 -50℃(-60℉)보다 더 높다. 상기 시판중인 니켈 함유 강의 저온 인성 특성과 HSLA 강의 고강도 특성과 저비용 특성을 결합시킨 신규한 강을 개발하는 경우, 에너지 저장 및 이송 영역에서 상당한 인센티브가 있는 반면, 또한 우수한 용접성 및 목적하는 후단면 능력(thick section capability), 즉 특히 약 25mm(1in) 이상의 두께에서 목적하는 미세조직 및 특성(예: 강도 및 인성)을 실질적으로 제공하는 능력을 부여한다.
비-극저온 제품에서, 대부분의 시판중인 최첨단 저탄소 및 중탄소 HSLA 강은 고강도에서 인성이 비교적 낮기 때문에, 허용되는 인성을 성취하기 위해 감소된 강도로 디자인되거나 보다 낮은 강도로 가공된다. 공업 제품에서, 이들 방법은 단면 두께를 증가시켜 HSLA 강의 고강도 잠재력이 충분히 이용될 수 있는 경우보다 더 높은 부재 중량 및 최종적으로 더 높은 비용을 발생시킨다. 예를 들면, 고성능 기어와 같은 일부 중요한 제품에서, 약 3중량%를 초과하는 Ni을 함유하는 강(예를 들면, AISI 48XX, SAE 93XX 등)을 사용하여 충분한 인성을 유지한다. 이러한 방법은 HSLA 강의 우수한 강도에 접근하는 데 상당한 비용이 든다. 표준 시판 HSLA 강 사용시의 추가의 문제점은 특히 용접입열이 낮은 용접(low heat input welding)을 사용하는 경우, HAZ에서의 수소 균열이다.
저합금 강에서 고강도 및 초고강도에서 저비용으로 인성을 향상시키는 것은 경제적으로 상당히 유리하고 공업적으로도 크게 요구되고 있다. 특히, 횡방향(이의 정의에 대한 용어 설명 참조)으로 시험하는 경우 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서 초고강도, 예를 들면, 약 830MPa(120ksi)을 초과하는 인장 강도 및 우수한 극저온 인성, 예를 들면, 약 -62℃(-80℉) 미만의 DBTT를 갖는, 시판중인 극저온 제품에 사용하기 위한 적합한 가격의 강이 요구되고 있다.
따라서, 본원 발명의 주요 목적은 극저온에서의 적용을 위한 최첨단 HSLA 강 기술을 다음의 세가지 중요 부문에서 향상시키는 것이다: (i) 횡방향에서의 기재 강 및 용접 HAZ에서의 DBTT의 약 -62℃(-80℉) 미만으로의 저하, (ii) 약 830MPa(120ksi)을 초과하는 인장 강도의 성취 및 (iii) 우수한 용접성 제공. 본원 발명의 기타 목적은 상기한, 바람직하게는 약 25mm(1in) 이상의 두께에 대해, 후단면 능력을 갖는 HSLA 강을 성취하는 것 및 상업적인 극저온 공정에서 이들 강의 사용이 경제적으로 가능하도록 현재 상업적으로 이용되고 있는 가공 기술을 사용하여 이를 수행하는 것이다.
발명의 요약
본원 발명의 상기 목적에 따라, 목적하는 화학조성의 저합금 강 슬라브(slab)를 적합한 온도로 재가열한 후, 열간 압연시켜 강판을 형성시키고 열간 압연 완료시 적합한 유체, 예를 들면, 물을 사용하여 적합한 급냉 정지 온도(QST; Quench Stop Temperature)로 급냉시킴으로써 급속 냉각시켜 (i) 주로 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰(lath) 마텐자이트, 미세 과립상 베이나이트(FGB) 또는 이의 혼합물 및 (ii) 약 10용적% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 생성시키는 가공방법이 제공된다. 본원 발명의 FGB는 주요 구성성분(약 50용적% 이상)으로서 베이나이트 페라이트(bainitic ferrite) 및 소량(약 50용적% 미만)의 구성성분으로서 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합물의 입자를 포함하는 응집체이다. 본원 발명의 기재 및 청구의 범위에서 사용된 용어 "주로(predominantly)", "주된(predominant)" 및 "주요(major)"는 모두 50용적% 이상을 의미하고 "소량(minor)"은 약 50용적% 미만을 의미한다.
본원 발명의 가공 단계는 다음과 같다: 특정 양태에서, 적합한 QST는 주위 온도이다. 다른 양태에서, 적합한 QST는 주위 온도보다 높은 온도이고, 이후에 보다 상세히 기재된 바와 같이, 급냉 후 주위 온도로 적합한 서냉을 수행한다. 다른 양태에서, 적합한 QST는 주위 온도 미만일 수 있다. 본원 발명의 한 양태에서, 적합한 QST로 급냉한 후, 강판을 공기 냉각에 의해 주위 온도로 서냉시킨다. 또 다른 양태에서, 강판을 약 5분 이하 동안 QST에서 실질적으로 등온으로 유지한 후, 주위 온도로 공기 냉각시킨다. 또 다른 양태에서, 강판을 약 5분 이하 동안 약 1.0℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 서냉시킨 후, 주위 온도로 공기 냉각시킨다. 본원 발명의 기재시 사용된 급냉은 강을 주위 온도로 공기 냉각시키는 것과는 대조적으로, 강의 냉각 속도를 증가시키는 경향이 있도록 선택된 유체를 사용하는 임의의 수단으로 가속 냉각시킴을 의미한다.
본원 발명에 따라 가공되는 강 슬라브는 통상적인 방식으로 제조되며, 한 양태에서 철 및 바람직하게는 표 1에 기재된 중량 범위의 아래의 합금 원소를 포함한다.
합금 원소 범위(중량%)
탄소(C) 0.03 내지 0.12, 더욱 바람직하게는 0.03 내지 0.07
망간(Mn) 2.5 이하, 더욱 바람직하게는 0.5 내지 2.5, 보다 더욱 바람직하게는 1.0 내지 2.0
니켈(Ni) 1.0 내지 3.0, 더욱 바람직하게는 1.5 내지 3.0
구리(Cu) 약 1.0 이하, 더욱 바람직하게는 0.1 내지 1.0, 보다 더욱 바람직하게는 0.2 내지 0.5
몰리브덴(Mo) 약 0.8 이하, 더욱 바람직하게는 0.1 내지 0.8, 보다 더욱 바람직하게는 0.2 내지 0.4
니오븀(Nb) 0.01 내지 0.1, 더욱 바람직하게는 0.02 내지 0.05
티탄(Ti) 0.008 내지 0.03, 더욱 바람직하게는 0.01 내지 0.02
알루미늄(Al) 약 0.05 이하, 더욱 바람직하게는 0.001 내지 0.05, 보다 더욱 바람직하게는 0.005 내지 0.03
질소(N) 0.001 내지 0.005, 더욱 바람직하게는 0.002 내지 0.003
간혹 크롬(Cr)을 바람직하게는 약 1.0중량% 이하, 더욱 바람직하게는 약 0.2 내지 약 0.6중량%의 양으로 강에 첨가한다.
간혹 규소(Si)를 바람직하게는 약 0.5중량% 이하, 더욱 바람직하게는 약 0.01 내지 약 0.5중량%, 보다 더욱 바람직하게는 약 0.05 내지 약 0.1중량%의 양으로 강에 첨가한다.
강은 바람직하게는 니켈 약 1중량% 이상을 함유한다. 경우에 따라 강의 니켈 함량을 약 3중량% 초과로 증가시켜 용접 후의 성능을 향상시킬 수 있다. 니켈을 1중량%씩 첨가할 때마다 강의 DBTT를 약 10℃(18℉) 만큼 감소시키는 것으로 예상된다. 니켈 함량은 바람직하게는 9중량% 미만, 더욱 바람직하게는 약 6중량% 미만이다. 니켈 함량은 바람직하게는 최소화하여 강의 비용을 최소화한다. 니켈 함량을 약 3중량% 초과로 증가시키는 경우, 망간 함량을 0.0 내지 약 0.5중량%로 감소시킬 수 있다.
간혹 붕소(B)를 약 0.0020중량% 이하, 더욱 바람직하게는 약 0.0006 내지 약 0.0015중량%의 양으로 강에 첨가한다.
추가로, 바람직하게는 강 내의 잔사를 실질적으로 최소화한다. 인(P) 함량은 바람직하게는 약 0.01중량% 미만이다. 황(S) 함량은 바람직하게는 약 0.004중량% 미만이다. 산소(O) 함량은 바람직하게는 약 0.002중량% 미만이다.
본원 발명에서 수득된 특정 미세조직은 가공되는 저합금 강 슬라브의 화학 조성 및 강의 가공시에 뒤따르는 실제 가공 단계 둘 다에 따라 달라진다. 예를 들면, 수득된 몇가지 특정 미세조직은 아래와 같고, 이에 의해 본원 발명이 제한되는 것은 아니다. 한 양태에서, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 결정립 저 베이나이트 또는 이들의 혼합물 및 약 10용적% 이하, 바람직하게는 약 1 내지 약 5용적%의 잔류 오스테나이트 필름 층을 포함하는 미세-적층된 미세조직을 주로 제조한다. 이 양태에서 다른 구성성분은 미세 과립상 베이나이트(FGB), 다각형 페라이트(PF), 변태된 페라이트(DF), 침상 페라이트(AF), 상 베이나이트, 변성된 상 베이나이트(DUB; degenerate upper bainite) 등을 포함하며, 이들 모두 당해 분야의 숙련가들에게 알려져 있다. 당해 양태는 일반적으로 약 930MPa(135ksi)을 초과하는 인장 강도를 제공한다. 본원 발명의 또 다른 양태에서, 적합한 QST로 급냉한 다음 주위 온도로 적합하게 서냉시킨 후, 강판은 주로 FGB를 포함하는 미세조직을 갖는다. 이 미세조직을 구성하는 기타 구성성분은 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 결정립 저 베이나이트, 잔류 오스테나이트(RA), PF, DF, AF, UB, DUB 등을 포함할 수 있다. 일반적으로 당해 양태는 본원 발명의 보다 낮은 범위의 인장 강도, 즉 약 830MPa(120ksi) 이상의 인장 강도를 제공한다. 이후, 본원 명세서에서 보다 상세하게 논의되는 바와 같이, 강의 화학조성에 의해 정의되는 인자(Nc) 값(이후의 본원 명세서 부분과 '용어 설명' 부분에서 추가로 논의됨)은 또한 본원 발명에 따르는 강의 강도 및 후단면 능력 뿐만 아니라 미세조직에 영향을 미친다.
또한, 본원 발명의 상기 목적에 따라, 본원 발명에 따라 가공된 강은 바람직하게는 약 25mm(1in) 이상의 강판 두께의 경우 아래의 특성을 갖는다는 점(이에 의해 본원 발명이 제한되지는 않는다)에서 다수의 극저온 제품에 특히 적합하다: (i) 횡방향에서의 기재 강 및 용접 HAZ에서의 DBTT가 약 -62℃(-80℉) 미만, 바람직하게는 약 -73℃(-100℉) 미만, 가장 바람직하게는 약 -100℃(-150℉) 미만, 보다 더욱 바람직하게는 약 -123℃(-190℉) 미만임, (ii) 인장 강도가 약 830MPa(120ksi) 초과, 바람직하게는 약 860MPa(125ksi) 초과, 더욱 바람직하게는 약 900MPa(130ksi) 초과, 보다 더 바람직하게는 약 1000MPa(145ksi) 초과함, (iii) 우수한 용접성, (iv) 시판중인 표준 HSLA 강보다 향상된 인성.
본원 발명의 이점은 아래의 상세한 설명 및 첨부된 도면을 참조하여 보다 용이하게 이해할 수 있다:
도 1A는 본원 발명의 오스에이징 방법이 본원 발명에 따르는 강에서 미세-적층된 미세조직을 생성시키는 방법을 나타내는 연속 냉각 변태도(CCT) 다이아그램을 도시한 것이다.
도 1B는 본원 발명의 오스에이징 방법이 본원 발명에 따르는 강에서 FGB 미세조직을 생성시키는 방법을 나타내는 연속 냉각 변태도(CCT) 다이아그램을 도시한 것이다.
도 2A(선행 기술)는 통상적인 강에서 저 베이나이트와 마텐자이트의 혼합된 미세조직 내의 래쓰 경계를 통해 전파하는 벽개 균열(cleavage crack)을 나타내는 도면이다.
도 2B는 본원 발명에 따르는 강에서 미세-적층된 미세조직 내의 잔류 오스테나이트 상의 존재로 인해 지그재그형 균열 경로를 나타내는 도면이다.
도 2C는 본원 발명에 따르는 강에서 FGB 미세조직 내의 지그재그형 균열 경로를 나타내는 도면이다.
도 3A는 본원 발명에 따르는 재가열 후의 강 슬라브에서의 오스테나이트 결정 입도를 나타낸 도면이다.
도 3B는 본원 발명에 따라 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 범위에서의 열간 압연 전, 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서의 열간 압연 후에 강 슬라브에서의 이전 오스테나이트 결정 입도(용어 설명 참조)를 나타내는 도면이다.
도 3C는 본원 발명에 따르는 TMCP에서의 압연 완료시 두께 관통 방향으로 매우 미세한 유효 결정 입도를 갖는, 강판의 오스테나이트의 연신된 팬케이크 조직을 나타내는 도면이다.
도 4는 본원의 표 II의 A3으로서 나타낸 강판 내의 미세-적층된 미세조직을 나타내는 투과 전자 현미경 사진이다.
도 5는 본원의 표 II의 A5로서 나타낸 강판 내의 FGB 미세조직을 나타내는 투과 전자 현미경 사진이다.
본원 발명을 이의 바람직한 양태와 함께 기재하지만, 본원 발명이 이로써 제한되지는 않는 것으로 이해되어야 한다. 또한, 본원 발명은 본원 발명의 정신 및 범위 내에 포함될 수 있는 모든 대안, 변경 및 등가물을 포함한다.
본원 발명은 상기 요구를 충족시키는 신규한 HSLA 강의 개발에 관한 것이다. 본원 발명은 DBTT를 저하시킬 뿐만 아니라 높은 인장 강도에서의 인성을 향상시키기 위해, 고유 인성과 미세조직적 인성 둘 다를 제공하는 강의 화학조성과 가공의 신규한 조합에 기초한다. 고유 인성은 본원 명세서에 상세하게 기재된 바와 같이, 강 내의 결정적인 합금 원소들의 신중한 균형에 의해 성취된다. 미세조직적 인성은 매우 미세한 유효 결정 입도의 성취 및 미세-적층된 미세조직의 증진에 의해 발생된다.
본원 발명에서 미세한 유효 결정 입도는 두 가지 방법으로 성취된다. 첫번째로는 이후에 상세하게 기재된 제어 압연 냉각 가공(thermo-mechanical controlled rolling processing)("TMCP")을 사용하여 TMCP 가공의 압연 완료시 오스테나이트의 미세 팬케이크 조직을 확립시킨다. 이는 본원 발명에서 미세조직의 전반적인 조질화(refinement)에서 중요한 제1 단계이다. 두번째로, 오스테나이트 팬케이크를 미세적층조직, FGB 및 이들이 혼합된 팩킷(packet)으로 변태시켜 오스테나이트 팬케이크를 추가로 조질화한다. 본원 발명의 기재에 사용된 "유효 결정 입도"는 각각 본원 발명에 따르는 TMCP에서의 압연 완료시 오스테나이트 팬케이크 두께를 의미하고, 미세적층조직 또는 FGB의 팩킷으로의 오스테나이트 팬케이크의 변태 완료시 결정 입도를 의미한다. 아래에 추가로 논의된 도 3C의 D'''은 본원 발명에 따르는 TMCP 공정에서 압연 완료시 오스테나이트 팬케이크 두께를 나타낸다. 팩킷은 오스테나이트 팬케이크의 내부를 형성한다. 팩킷 폭은 도면에 도시되어 있지 않다. 이러한 통합된 접근방법은 특히 본원 발명에 따르는 강판의 두께 관통 방향으로 매우 미세한 유효 결정 입도를 제공한다.
도 2B에 대해 언급하면, 본원 발명에 따르는 주로 미세-적층된 미세조직을 갖는 강에서, 이 미세-결합된 미세조직은 미세 결정립 저 베이나이트 또는 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 또는 이들의 혼합물 중 하나의 교호 래쓰(28), 및 잔류 오스테나이트 필름 층(30)으로 구성된다. 바람직하게는, 잔류 오스테나이트 필름 층(30)의 평균 두께는 래쓰(28)의 평균 두께의 약 10% 미만이다. 보다 더욱 바람직하게는, 잔류 오스테나이트 필름 층(30)의 평균 두께는 약 10nm 미만이고 래쓰(28)의 평균 두께는 약 0.2㎛이다. 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 및 미세 결정립 저 베이나이트는 수 개의 유사하게 배향된 래쓰로 이루어진 오스테나이트 팬케이크 내에 팩킷으로 나타난다. 전형적으로 팬케이크 내에 하나 이상의 팩킷이 존재하며, 팩킷 자체는 약 5 내지 8개의 래쓰로 구성된다. 인접한 팩킷은 대경각 경계(high angle boundary)에 의해 구분된다. 팩킷 폭은 이들 조직의 유효 결정 입도이고 벽개 파면 저항성 및 DBTT에 상당한 영향을 미치는데, 팩킷 폭이 미세할수록 DBTT가 낮아진다. 본원 발명에서, 바람직한 평균 팩킷 폭은 약 5㎛ 미만, 더욱 바람직하게는 약 3㎛ 미만, 보다 더욱 바람직하게는 약 2㎛ 미만이다["대경각 경계"의 정의에 대한 용어 설명 참조].
이제 도 2C에 대해 언급하면, 본원 발명의 강에서 주된 또는 소량의 구성성분일 수 있는 FGB 미세조직이 도시되어 있다. 본원 발명의 FGB는 주요 구성성분으로서 베이나이트 페라이트 결정(21) 및 소량의 구성성분으로서 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합물의 입자(23)를 포함하는 응집체이다. 본원 발명의 FGB는 위에 기재된 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 및 미세 결정립 저 베이나이트 미세조직의 평균 팩킷 폭과 흡사한 매우 미세한 결정 입도를 갖는다. 강 내의 총 합금량(alloying)이 적고/적거나 강이 "유효" 붕소, 즉 산화물 및/또는 질화물 속에 결합되지 않은 붕소를 충분히 갖지 않는 경우, FGB는 본원 발명의 강에서, 특히 두께 25mm 이상의 강판의 중심에서 QST로의 급냉 동안 및/또는 QST에서의 등온 유지 동안 및/또는 QST로부터의 서냉 동안 형성될 수 있다. 이들 경우에 및 급냉에 대한 냉각 속도 및 전체 강판 화학조성에 따라 FGB가 소량의 구성성분 또는 주된 구성성분으로서 형성될 수 있다. 본원 발명에서, FGB의 바람직한 평균 결정 입도는 약 3㎛ 미만, 더욱 바람직하게는 약 2㎛ 미만, 보다 더욱 바람직하게는 약 1㎛ 미만이다. 인접한 베이나이트 페라이트의 결정(21)들은, 결정 입계에 의해 결정학적 배향이 전형적으로 약 15° 이상 상이한 2개의 인접한 결정이 구분되는 대경각 경계(27)를 형성하고, 이로써 이들 경계는 균열 굴절(crack deflection) 및 균열의 지그재그형 전파(crack tortuosity) 향상에 매우 효과적이다("대경각 경계"의 정의에 대한 용어 설명 참조). 본원 발명의 FGB에서 바람직하게는 마텐자이트는 거의 쌍정형으로 되지 않거나 전혀 쌍정형으로 되지 않은 저탄소(≤0.4중량%)의 전위된 유형이고 분산된 잔류 오스테나이트를 함유한다. 이 마텐자이트/잔류 오스테나이트는 인성 및 DBTT에 유리하다. 본원 발명의 FGB에서의 이들 소량의 구성성분의 용적%는 강 조성 및 가공에 따라 달라질 수 있지만, 바람직하게는 FGB의 약 40용적% 미만, 더욱 바람직하게는 약 20용적% 미만, 보다 더 바람직하게는 약 10용적% 미만이다. FGB의 마텐자이트/잔류 오스테나이트 결정은 미세-적층된 미세조직 양태에 대해 위에서 설명한 바와 유사하게, FGB 내에 추가의 균열 굴절 및 균열의 지그재그형 전파를 제공하는 데 효과적이다. 약 690 내지 760MPa(100 내지 110ksi)로 평가되는 본원 발명의 FGB의 강도는, 강의 탄소 함량에 따라 약 930MPa(135ksi)를 초과할 수 있는 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 또는 미세 결정립 저 베이나이트의 강도보다 상당히 더 낮다. 본원 발명에서는 강 내의 탄소 함량이 약 0.030 내지 약 0.065중량%인 경우, 미세조직 내의 FGB 양(두께에 대한 평균)을 바람직하게는 약 40용적% 미만으로 제한하여 강판의 강도가 약 930MPa(135ksi)를 초과하는 것으로 밝혀졌다.
본원 발명에서는 오스에이징은 주위 온도에서 목적하는 잔류 오스테나이트 필름 층의 잔류량을 증진시켜 미세-적층된 미세조직의 형성을 용이하게 하는 데 사용된다. 당해 분야의 숙련가들에게 잘 알려진 바와 같이, 오스에이징은 저 베이나이트 및/또는 마텐자이트로의 변태 전에 적합한 열처리에 의해 오스테나이트의 시효 효과를 향상시키는 방법이다. 본원 발명에서는 강판을 적합한 QST로 급냉한 후, 주위 공기 중에서 또는 위에 기재된 기타 서냉 수단을 통해 주위 온도로 서냉시켜 오스에이징을 촉진시킨다. 강을 후속적으로 주위 온도 및 저온으로 냉각시키는 경우, 오스에이징은 오스테나이트를 잔류시키는 오스테나이트의 열안정화를 촉진시키는 것으로 당해 분야에 공지되어 있다. 본원 발명의 독특한 강의 화학조성과 가공의 조합은 급냉 중단 후 베이나이트 변태 개시 시간을 충분히 지연시켜, 미세-적층된 미세조직 내에 오스테나이트 필름 층을 보유시키는 데 적합한 오스테나이트의 시효 처리를 허용한다. 예를 들면, 이제 도 1A에 대해 언급하면, 본원 발명에 따라 가공된 강의 한 양태에서, 나타낸 온도 범위 내에서 제어 압연(2)(이후에 보다 상세하게 기재됨)을 수행한 후, 강에 급냉 출발점(6)으로부터 급냉 정지점(즉 QST)(8)까지 급냉(4)을 수행한다. 급냉 정지점(QST)(8)에서 급냉을 정지한 후, (i) 한 양태에서, 강판을 소정의 시간 동안, 바람직하게는 약 5분 이하 동안 QST에서 실질적으로 등온으로 유지한 후, 점선(12)으로 도시한 바와 같이, 주위 온도로 공기 냉각시키고, (ii) 또 다른 양태에서, 점선(11)으로 도시한 바와 같이, 강판을 약 5분 이하 동안 약 1.0℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 QST로부터 서냉시킨 후, 강판을 주위 온도로 공기 냉각시키고, (iii) 또 다른 양태에서, 점선(10)으로 도시한 바와 같이, 강판을 주위 온도로 공기 냉각시킬 수 있다. 상이한 임의의 가공 양태에서, 저 베이나이트 영역(14)에서의 저 베이나이트 래쓰의 형성 및 마텐자이트 영역(16)에서의 마텐자이트 래쓰의 형성 후, 오스테나이트 필름 층이 잔류된다. 상 베이나이트 영역(18) 및 페라이트/펄라이트 영역(19)은 바람직하게는 실질적으로 최소화하거나 방지한다. 이제 도 1B에 대해 언급하면, 본원 발명에 따라 가공된 강, 즉 도 1A에서 이의 가공이 제시된 강의 화학조성과는 상이한 화학조성을 갖는 강의 또 다른 양태는 나타낸 온도 범위 내에서 제어 압연(2)(이후에 보다 상세하게 기재됨)을 수행한 후, 강에 급냉 출발점(6)으로부터 급냉 정지점(즉 QST)(8)까지 급냉(4)을 수행한다. 급냉 정지점(QST)(8)에서 급냉을 정지한 후, (i) 한 양태에서, 강판을 소정의 시간 동안, 바람직하게는 약 5분 이하 동안 QST에서 실질적으로 등온으로 유지한 후, 점선(12)으로 도시한 바와 같이, 주위 온도로 공기 냉각시키고, (ii) 또 다른 양태에서, 점선(11)으로 도시한 바와 같이, 강판을 약 5분 이하 동안 약 1.0℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 QST로부터 서냉시킨 후, 강판을 주위 온도로 공기 냉각시키고, (iii) 또 다른 양태에서, 점선(10)으로 도시한 바와 같이, 강판을 주위 온도로 공기 냉각시킬 수 있다. 임의의 양태에서, FGB 영역(17)에서 FGB가 형성된 후, 저 베이나이트 영역(14)에서 저 베이나이트 래쓰 및 마텐자이트 영역(16)에서 마텐자이트 래쓰가 형성된다. 상 베이나이트 영역(도 1B에는 도시되지 않음) 및 페라이트/펄라이트 영역(19)은 바람직하게는 실질적으로 최소화하거나 방지한다. 본원 발명의 강에서, 향상된 오스에이징은 본원 명세서에 기재된 강의 화학조성과 가공의 신규한 조합으로 인해 나타난다.
미세-적층된 미세조직의 베이나이트 및 마텐자이트 구성성분 및 잔류 오스테나이트 상은 미세 결정립 저 베이나이트 및 미세 결정립 래쓰 마텐자이트의 우수한 강도 특성 및 잔류 오스테나이트의 우수한 벽개 파면 저항성을 활용하도록 디자인된 것이다. 미세-적층된 미세조직을 균열 경로의 지그재그형 전파를 실질적으로 최대화하도록 최적화하여, 균열 전파 저항성(crack propagation resistance)을 향상시킴으로써 상당한 미세조직적 인성을 제공한다.
본원 발명의 FGB에서의 소량의 구성성분, 즉 마텐자이트/잔류 오스테나이트 결정은 미세-적층된 미세조직을 언급하면서 위에서 기재한 바와 매우 동일한 방식으로 작용하여 향상된 균열 전파 저항성을 제공한다. 추가로, FGB에서 베이나이트 페라이트/베이나이트 페라이트 계면 및 마텐자이트-잔류 오스테나이트 결정/베이나이트 페라이트 계면은 균열의 지그재그형 전파를 향상시켜 균열 전파 저항성을 향상시키는 데 매우 효과적인 대경각 경계이다.
위에 기재한 바에 따라, (i) 강 슬라브를 실질적으로 균질화하고, (ii) 강 슬라브 내의 니오븀 및 바나듐의 탄화물 및 탄질화물(carbonitride)을 실질적으로 모두 용해시키고, (iii) 강 슬라브 내에 초기 오스테나이트 미세 결정립을 확립시키기에 충분히 높은 재가열 온도로 강 슬라브를 가열하는 단계(a),
강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 압하(reducing)시켜 강판을 형성시키는 단계(b),
강판을 약 Ar3 변태 온도 초과 내지 약 Tnr 온도 미만의 제2 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 추가로 압하시키는 단계(c),
강판을 약 10℃/초(18℉/초) 이상의 냉각 속도로 약 550℃(1022℉) 미만, 바람직하게는 약 100℃(212℉) 초과, 보다 더 바람직하게는 약 Ms 변태 온도 초과 내지 약 Ms 변태 온도 + 100℃(180℉) 이하의 급냉 정지 온도(QST)까지 급냉시키는 단계(d) 및
급냉을 정지시키는 단계(e)를 포함하여, 주로 미세 결정립 마텐자이트, 미세 결정립 저 베이나이트, FGB 및 이들의 혼합물을 포함하는 미세조직을 갖는 초고강도 강판을 제조하는 방법이 제공된다. QST는 또한 MS 변태 온도 미만일 수 있다. 이 경우, 상기와 같은 오스에이징 현상이 QST에서 마텐자이트로 일부 변태된 후 잔존하는 오스테나이트에 여전히 적용될 수 있다. 다른 경우에, QST는 주위 온도 이하일 수 있고, 이 경우 이 QST로 급냉하는 동안 약간의 오스에이징이 여전히 발생할 수 있다. 한 양태에서, 본원 발명의 방법은 강판을 QST로부터 주위 온도로 공기 냉각시키는 단계를 추가로 포함한다. 또 다른 양태에서, 본원 발명의 방법은 강판을 약 5분 이하 동안 QST에서 실질적으로 등온으로 유지시킨 후 강판을 주위 온도로 공기 냉각시키는 단계를 추가로 포함한다. 또 다른 양태에서, 본원 발명의 방법은 강판을 약 5분 이하 동안 약 1.0℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 QST로부터 서냉시킨 후, 강판을 주위 온도로 공기 냉각시키는 단계를 추가로 포함한다. 이러한 가공은 강판을 주로 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 결정립 저 베이나이트, FGB 또는 이들의 혼합물로 이루어진 미세조직으로 용이하게 변태시킨다(Tnr 온도 및 Ar3 및 Ms 변태 온도의 정의에 대한 용어 설명 참조).
약 930MPa(135ksi)를 초과하는 고강도와 주위 온도 및 극저온 인성을 보장하기 위해, 바람직하게는 본원 발명에 따르는 강은, 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 또는 이들의 혼합물 및 약 10용적% 이하의 잔류 오스테나이트 필름 층을 포함하는, 미세-적층된 미세조직을 주로 갖는다. 더욱 바람직하게는, 미세조직은 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 또는 이들의 혼합물을 약 60 내지 약 80용적% 이상 포함한다. 보다 더욱 바람직하게는, 미세조직은 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 또는 이들의 혼합물을 약 90용적% 이상 포함한다. 미세조직의 나머지는 잔류 오스테나이트(RA), FGB, PF, DF, AF, UB, DUB 등을 포함할 수 있다. 저강도, 즉 약 930MPa(135ksi) 미만이지만 약 830MPa(120ksi)를 초과하는 강도의 경우, 강은 주로 FGB를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 미세조직의 나머지는 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, RA, PF, DF, AF, UB, DUB 등을 포함할 수 있다. 본원 발명의 강에서 UB, 쌍정형으로 된 마텐자이트 및 MA와 같은 취성 구성성분의 형성을 실질적으로 (미세조직의 약 10용적% 미만, 더욱 바람직하게는 약 5용적% 미만으로) 최소화하는 것이 바람직하다.
본원 발명의 한 양태는
(i) 강 슬라브를 실질적으로 균질화하고, (ii) 강 슬라브 내의 니오븀 및 바나듐의 탄화물 및 탄질화물을 실질적으로 모두 용해시키고, (iii) 강 슬라브 내에 초기 오스테나이트 미세 결정립을 확립시키기에 충분히 높은 재가열 온도로 강 슬라브를 가열하는 단계(a),
강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 압하시켜 강판을 형성시키는 단계(b),
강판을 약 Ar3 변태 온도 초과 내지 약 Tnr 온도 미만의 제2 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 추가로 압하시키는 단계(c),
강판을 약 10 내지 약 40℃/초(18 내지 72℉/초)의 냉각 속도로 약 Ms 변태 온도 초과 내지 약 Ms 변태 온도 + 100℃(180℉) 이하의 급냉 정지 온도까지 급냉시키는 단계(d) 및
급냉을 정지시키는 단계(e)(이들 단계들은 강판을 오스테나이트 필름 층 약 2 내지 약 10용적% 및 주로 미세 결정립 마텐자이트 및 미세 결정립 저 베이나이트의 래쓰 약 90 내지 약 98용적%를 포함하는 미세-적층된 미세조직으로 용이하게 변태시키기 위해 수행한다)를 포함하여, 오스테나이트 필름 층 약 2 내지 약 10용적% 및 주로 미세 결정립 마텐자이트 및 미세 결정립 저 베이나이트의 래쓰 약 90 내지 약 98용적%를 포함하는 미세-적층된 미세조직을 갖는 강판을 제조하는 방법을 포함한다.
강 슬라브의 가공
(1) DBTT의 저하
기재 강판의 횡방향 및 HAZ에서 낮은 DBTT, 예를 들면, 약 -62℃(-80℉) 미만의 DBTT를 성취하는 것은 극저온 제품을 위한 신규한 HSLA 강의 개발에 있어서 중요한 도전이다. 이러한 기술적 도전은, 특히 HAZ에서, 현재의 HSLA 기술에서의 강도를 유지/증가시키면서 DBTT를 저하시키는 것이다. 이후에 기재된 바와 같이, 기재 강판 및 HAZ에서의 극저온 특성이 우수한 저합금 강을 제조하기 위한 한 방법에서 파면 저항성에 대한 고유한 기여 뿐만 아니라 미세조직적 기여 둘 다를 변경하기 위해 합금화와 가공의 조합을 사용한다.
본원 발명에서, 미세조직적 인성은 기재 강의 DBTT를 저하시키기 위해 개발된다. 이러한 미세조직적 인성은 이전 오스테나이트 결정 입도를 조질화시키는 단계, 제어 압연 냉각 가공("TMCP")을 통해 결정 형태를 개질시키는 단계 및 미세 결정립 내에 미세-적층된 미세조직 및/또는 미세 과립상 베이나이트(FGB) 미세조직을 생성시키는 단계(이들 모두 강판의 단위 용적당 대경각 경계의 계면 면적을 증가시키는 것을 목적으로 한다)로 이루어진다. 당해 분야의 숙련가들에게 공지된 바와 같이, 본원 명세서에 사용된 "결정"은 결정 물질에서의 개별적인 결정을 의미하고, 본원 명세서에 사용된 "결정 입계"는 하나의 결정학적 배향으로부터 다른 결정학적 배향으로의 전이에 상응하는 금속 내 협소한 영역을 의미한다. 본원 명세서에 사용된 "대경각 결정 입계"는 결정학적 배향이 약 8。 이상 상이한 2개의 인접한 결정들을 구분하는 결정 입계이다. 또한, 본원 명세서에 사용된 "대경각 경계 또는 계면"은 대경각 결정 입계로서 효과적으로 작용하는, 즉 전파중인 균열 또는 파면을 굴절시키는 경향이 있어서 파면 경로의 지그재그형 전파를 유도하는 경계 또는 계면이다.
TMCP로부터 단위 용적당 대경각 경계의 총 계면 면적(Sν)에 대한 기여도는 아래의 수학식으로 정의된다:
Figure 112001014572093-pct00001
상기 수학식에서,
d는 열간 압연되는 강판의, 오스테나이트가 결정화되지 않는 온도 범위에서의 압연 전의 평균 오스테나이트 결정 입도(이전 오스테나이트 결정 입도)이고,
R은 압하율(최초의 강 슬라브 두께/최종 강 슬라브 두께)이고,
r은 오스테나이트가 결정화되지 않는 온도 범위에서의 열간 압연에 의한 강의 두께 압하율(%)이다.
강의 Sν가 증가함에 따라, 대경각 경계에서 파면 경로의 균열 굴절 및 부수적인 지그재그형 전파로 인해 DBTT는 감소하는 것으로 익히 공지되어 있다. 상업적 TMCP 실행에서, R 값은 소정의 강판 두께에 대해 고정되고, r 값의 상한치는 전형적으로 75이다. 소정의 고정된 R 및 r 값의 경우, Sν는 상기 수학식으로부터 명백한 바와 같이, 단지 d를 감소시킴으로써 실질적으로 증가될 수 있다. 본원 발명에 따르는 강에서 d를 감소시키기 위해, Ti-Nb 미세 합금화가 최적화된 TMCP 실행과 함께 사용된다. 열간 압연/변형(deformation) 동안 동일한 총 압하량의 경우 초기의 미세한 평균 오스테나이트 결정 입도를 갖는 강은 미세한 최종 평균 오스테나이트 결정 입도를 갖게 된다. 따라서, 본원 발명에서 Ti-Nb 첨가량을 낮은 재가열 실시를 위해 최적화하면서, TMCP 동안 목적하는 오스테나이트 결정 입도 성장 억제를 수행한다. 도 3A에 대해 언급하면, 비교적 낮은 재가열 온도, 바람직하게는 약 955 내지 약 1100℃(1750 내지 2012℉)를 사용하여 재가열된 강 슬라브(32')에서 약 120㎛ 미만의 평균 오스테나이트 결정 입도(D')를 초기에 수득한 후 가열 변형시킨다. 본원 발명에 따르는 가공은 통상적인 TMCP에서보다 높은 재가열 온도, 즉 약 1100℃(2012℉)를 초과하는 온도 사용으로부터 발생하는 과도한 오스테나이트 결정 성장을 방지한다. 동적 재결정화 유도된 결정 조질화를 증진시키기 위해 약 10%를 초과하는 통과당 높은 압하율(heavy per pass reduction)을 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서 열간 압연하는 동안 사용한다. 이제 도 3B에 대해 언급하면, 본원 발명에 따르는 가공은 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도 범위에서의 열간 압연 전, 오스테나이트가 재결정화되는 온도 범위에서의 열간 압연(변형) 후에 강 슬라브(32")에서 약 50㎛ 미만, 바람직하게는 약 30㎛ 미만, 더욱 바람직하게는 약 20㎛ 미만, 보다 더욱 바람직하게는 약 10㎛ 미만의 평균 이전 오스테나이트 결정 입도(D")(즉 d)를 제공한다. 추가로, 두께 관통 방향으로의 효과적인 결정 입도 감소를 수행하기 위해, 바람직하게는 약 70% 누적율을 초과하는 높은 압하율을 약 Ar3 변태 온도 내지 약 Tnr 온도의 범위에서 수행한다. 이제 도 3C에 대해 언급하면, 본원 발명에 따르는 TMCP는 두께 관통 방향으로 매우 미세한 유효 결정 입도(D'''), 예를 들면, 약 10㎛ 미만, 바람직하게는 약 8㎛ 미만, 보다 더욱 바람직하게는 약 5㎛ 미만, 훨씬 더욱 바람직하게는 약 3㎛ 미만의 유효 결정 입도(D''')를 갖는, 최종 압연된 강판(32''') 내의 오스테나이트의 연신된 팬케이크 조직을 형성시켜, 강판(32''') 내의 단위 용적당 대경각 경계의 계면 면적(예를 들면, 33)을 향상시키며, 이는 당해 분야의 숙련가들이 알고 있는 사실이다("두께 관통 방향"의 정의에 대한 용어 설명 참조).
일반적으로 기계적 특성에서 이방성을 최소화하고 횡방향의 DBTT 및 인성을 향상시키기 위해서는, 오스테나이트 팬케이크 종횡비, 즉 팬케이크 길이 대 펜케이크 두께의 평균 비를 최소화하는 것이 도움이 된다. 본원 발명에서는 위에 기재된 TMCP 파라미터의 조절을 통해 팬케이크에 대한 종횡비를 바람직하게는 약 100 미만, 더욱 바람직하게는 약 75 미만, 보다 더욱 바람직하게는 약 50 미만, 훨씬 더욱 바람직하게는 약 25 미만으로 유지한다.
좀 더 상세하게, 본원 발명에 따르는 강은 본원 명세서에 기재된 바와 같은 목적하는 조성의 슬라브를 형성시키고, 슬라브를 약 955 내지 약 1100℃(1750 내지 2012℉), 바람직하게는 약 955 내지 약 1065℃(1750 내지 1950℉)의 온도로 가열하고, 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 제1 온도 범위, 즉 약 Tnr 온도를 초과하는 온도 범위에서 약 30 내지 약 70%의 압하율을 제공하는 1회 이상의 통과에 의해 열간 압연시켜 강판을 형성시키고, 추가로 강판을 약 Ar3 변태 온도 내지 약 Tnr 온도의 제2 온도 범위에서 약 40 내지 약 80%의 압하율을 제공하는 1회 이상의 통과에 의해 열간 압연시킴으로써 제조한다. 이어서, 열간 압연된 강판을, 급냉이 종료되는 약 550℃(1022℉) 미만의 적합한 QST까지 약 10℃/초(18℉/초) 이상의 냉각 속도로 급냉시킨다. 급냉 단계를 위한 냉각 속도는 바람직하게는 약 10℃/초(18℉/초)보다 더 빠르고, 보다 더욱 바람직하게는 약 20℃/초(36℉/초)보다 빠르다. 본원 발명의 한 양태에서 냉각 속도는 약 10 내지 약 40℃/초(18 내지 72℉/초)이며, 이에 의해 본원 발명이 제한되지는 않는다. 본원 발명의 한 양태에서, 급냉 종료 후, 도 1A 및 도 1B의 점선(10)으로 도시한 바와 같이, 강판을 QST로부터 주위 온도로 공기 냉각시킨다. 본원 발명의 또 다른 양태에서, 급냉 종료 후, 도 1A 및 도 1B의 점선(12)으로 도시한 바와 같이, 강판을 소정의 시간, 바람직하게는 약 5분 이하의 시간 동안 QST에서 실질적으로 등온으로 유지시킨 후, 주위 온도로 공기 냉각시킨다. 도 1A 및 도 1B의 점선(11)으로 도시한 바와 같은 또 다른 양태에서, 강판을 바람직하게는 약 5분 이하 동안 공기 냉각 속도보다 더 느린 속도, 즉 약 1℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 QST로부터 서냉시킨다.
당해 분야의 숙련가들에게 공지된 임의의 적합한 수단에 의해, 예를 들면, 강판 위에 보온 블랭킷(thermal blanket)을 덮음으로써, QST에서 실질적으로 등온으로 강판을 유지할 수 있다. 당해 분야의 숙련가들에게 공지된 임의의 적합한 수단에 의해, 예를 들면, 강판 위에 단열 블랭킷을 덮음으로써 급냉을 종료한 후 약 1℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 서냉시킬 수 있다.
당해 분야의 숙련가들이 알고 있는 바와 같이, 본원 명세서에 사용된 두께 압하율(%)은 언급한 압하 전의 강 슬라브 또는 강판 두께의 압하율(%)을 의미한다. 약 254mm(10in) 두께의 강 슬라브는 제1 온도 범위에서 약 127mm(5in)의 두께로 약 50% 압하될 수 있고(50% 압하율), 이어서 제2 온도 범위에서 약 25mm(1in) 두께로 약 80% 압하될 수 있으며(80% 압하율), 이는 단지 설명하기 위한 것이고 이에 의해 본원 발명이 제한되는 것은 아니다. 본원 명세서에 사용된 용어 "슬라브"는 임의의 치수를 갖는 강 조각을 의미한다.
강 슬라브는 실질적으로 전체 슬라브, 바람직하게는 전체 슬라브의 온도를 목적하는 재가열 온도로 상승시키기 위한 적합한 수단을 사용함으로써, 예를 들면, 소정 시간 동안 노(furnace)에 슬라브를 넣음으로써 가열하는 것이 바람직하다. 본원 발명의 범위 내에서 임의의 강 조성물을 위해 사용되는 특정 재가열 온도는 당해 분야의 숙련가가 실험하거나 적합한 모델을 사용하여 계산함으로써 용이하게 측정될 수 있다. 또한, 실질적으로 전체 슬라브, 바람직하게는 전체 슬라브의 온도를 목적하는 재가열 온도로 상승시키는 데 필요한 노 온도 및 재가열 시간은 당해 분야의 숙련가가 표준 산업 서적을 참조하여 용이하게 결정할 수 있다.
실질적으로 전체 슬라브에 적용되는 재가열 온도를 제외하고, 본원 발명의 가공 방법 기재시 언급하는 이후의 온도는 강 표면에서 측정된 온도이다. 강의 표면 온도는, 예를 들면, 광학적 고온계(optical pyrometer) 또는 강 표면 온도 측정에 적합한 임의의 다른 장치를 사용하여 측정할 수 있다. 본원 명세서에 언급된 냉각 속도는 강판 두께의 중심 또는 실질적인 중심에서의 냉각 속도이고, 급냉 정지 온도(QST)는 강판의 두께 중간으로부터 전달된 열 때문에, 급냉 종료 후 강판 표면이 도달하는 최고 온도 또는 실질적인 최고 온도이다. 예를 들면, 본원 발명에 따르는 강 조성물의 실험 열의 측정 동안, 온도계를 중심 온도 측정을 위해 강판 두께의 중심 또는 실질적인 중심에 위치시키고, 표면 온도는 광학적 고온계를 사용하여 측정한다. 중심 온도와 표면 온도의 상호 관계는 표면 온도를 직접 측정함으로써 중심 온도를 측정할 수 있도록 확립시켜 동일하거나 실질적으로 동일한 강 조성물의 이후의 가공 동안 사용한다. 또한, 목적하는 가속 냉각 속도를 성취하기 위한 급냉 유체의 필요 온도 및 유량은 당해 분야의 숙련가가 표준 산업 서적을 참조하여 결정할 수 있다.
본원 발명의 범위 내의 임의의 강 조성물의 경우, 재결정화 범위 및 비-재결정화 범위 사이의 경계를 한정하는 온도인 Tnr 온도는 강의 화학조성, 특히 탄소 농도 및 니오븀 농도, 압연 전의 재가열 온도 및 압연 통과시의 압하량에 따라 달라진다. 당해 분야의 숙련가들은 실험 또는 모델 계산에 의해 본원 발명에 따르는 특정 강에 대해 이 온도를 결정할 수 있다. 마찬가지로, 본원 명세서에 언급된 Ar3 및 Ms 변태 온도는 실험 또는 모델 계산에 의해 본원 발명에 따르는 임의의 강에 대해 당해 분야의 숙련가들이 결정할 수 있다.
이렇게 기재된 TMCP 실시는 높은 값의 Sν를 유도한다. 추가로, 다시 도 2B에 대해 언급하면, 오스에이징 동안 제조된 미세-적층된 미세조직은 저 베이나이트 또는 래쓰 마텐자이트의 래쓰(28)들과 잔류 오스테나이트 필름 층(30)들과의 사이에 다수의 대경각 계면(29)을 제공함으로써 계면 면적을 추가로 증가시킨다. 또한, 이제 도 2C에 대해 언급하면, 본원 발명의 또 다른 양태에서, 오스에이징 동안 제조된 FGB 미세조직은 베이나이트 페라이트 결정(21)과 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합물의 입자(23)들과의 사이 또는 인접한 베이나이트 페라이트 결정(21)들 사이에 다수의 대경각 계면(27)(여기서, 결정 입계, 즉 계면은 결정학적 배향이 전형적으로 약 15。 이상 상이한 2개의 인접한 결정들을 구분한다)을 제공함으로써 계면 면적을 추가로 증가시킨다. 각각 도 2B 및 도 2C에 도시된 바와 같은 이들 미세-적층물 및 FGB 배열은 도 2A에 나타낸 래쓰들 사이의 잔류 오스테나이트 필름 층이 없는 통상적인 베이나이트/마텐자이트 래쓰 조직에 비교할 수 있다. 도 2A에 도시된 통상적인 조직은, 예를 들면, 주로 저 베이나이트와 마텐자이트의 래쓰(22)들 사이의 소경각 경계(low angle boundary)(즉 소경각 결정 입계로서 효과적으로 거동하는 경계(용어 설명 참조))를 특징으로 하여, 일단 벽개 균열(24)이 개시되면 방향 변화가 거의 없이 래쓰 경계(20)들을 통해 전파될 수 있다. 이와 대조적으로, 도 2B에 나타낸 본원 발명의 강 내의 미세-적층된 미세조직은 균열 경로에 상당한 지그재그형 전파를 유도한다. 이는 베이나이트 및 마텐자이트 구성성분 및 잔류 오스테나이트 상(phase) 내의 벽개면(cleavage plane)들과 미끄럼 면(slip plane)들의 상이한 배향에 기인하여, 예를 들면 저 베이나이트 또는 마텐자이트의 래쓰(28)에서 개시되는 균열(26)이, 예를 들면 잔류 오스테나이트 필름 층(30)을 갖는 각각의 대경각 계면(29)에서 면(plane)들을 변화시키는, 즉 방향들을 변화시키는 경향이 있기 때문이다. 또한, 잔류 오스테나이트 필름 층(30)은, 잔류 오스테나이트 필름 층(30)을 통해 균열(26)이 전파되기 전에, 전파되는 균열(26)을 둔화시켜 추가의 에너지를 흡수한다. 이러한 균열 둔화는 몇 가지 이유 때문에 발생한다. 첫번째로, (본원 명세서에 정의된 바와 같은) FCC 잔류 오스테나이트는 DBTT 거동을 나타내지 않고 전단 공정은 단지 균열 확장 메카니즘만을 유지한다. 두번째로, 하중/변태가 균열 말단(crack tip)에서 보다 높은 특정 값을 초과하는 경우, 준안정성 오스테나이트의 마텐자이트로의 응력 또는 변형 유도된 변태가 일어나, 변태 유도된 가소성(TRIP; Transformation Induced Plasticity)이 제공된다. TRIP는 상당한 에너지 흡수를 유도하고 균열 말단 응력 확대를 저하시킬 수 있다. 마지막으로, TRIP 공정으로부터 형성되는 래쓰 마텐자이트는 이전에 존재하는 베이나이트 또는 래쓰 마텐자이트 구성성분과는 벽개 및 미끄럼 면의 배향이 상이하여 균열 경로가 더욱 지그재그형으로 전파되도록 한다. 도 2B에 나타낸 바와 같이, 최종 결과는 미세-적층된 미세조직에서 균열 전파 저항성이 상당히 향상된다는 것이다. 다시 도 2C에 대해 언급하면, 도 2B를 언급하여 미세-적층된 미세조직에 대한 부분에서 논의된 균열 굴절 및 균열의 지그재그형 전파성에 대한 유사한 결과가 본원 발명의 FGB 미세조직에 제공된다.
본원 발명에 따르는 강의 미세-적층된 미세조직 내의 저 베이나이트/잔류 오스테나이트 또는 래쓰 마텐자이트/잔류 오스테나이트 계면 및, 본원 발명에 따르는 강의 FGB 미세조직 내의 베이나이트 페라이트 결정/베이나이트 페라이트 결정 또는 베이나이트 페라이트 결정/마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 결정 계면은 우수한 계면 결합 강도를 갖고 이는 계면 분리보다는 균열 굴절을 일으킨다. 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 및 미세 결정립 저 베이나이트는 팩킷들 사이에 대경각 경계를 갖는 팩킷으로서 발생한다. 수 개의 팩킷이 팬케이크 내에 형성된다. 이는 추가의 조직적 조질화를 제공하여 팬케이크 내의 이들 팩킷을 통한 균열 전파의 지그재그형 전파성을 향상시킨다. 이는 Sν를 실질적으로 증가시켜 결과적으로 DBTT를 저하시킨다.
위에 기재된 미세조직적 접근법이 기재 강판의 DBTT를 저하시키는 데 유용할지라도, 이들은 용접 HAZ의 조악하게 결정화된 영역에서 충분히 낮은 DBTT를 유지하는 데 충분히 효과적이지는 않다. 따라서, 본원 발명은 아래에 기재된 바와 같이 합금 원소의 고유 효과를 사용하여 용접 HAZ의 조악하게 결정화된 영역에서 충분히 낮은 DBTT를 유지하는 방법을 제공한다.
극저온 페라이트 강의 유도는 일반적으로 체심 입방(BCC; body-centered cubic) 결정 격자에 기초한다. 이러한 결정 시스템은 저비용으로 고강도를 제공할 가능성을 제공하는 반면, 온도 저하에 따라 연성으로부터 취성 파면 거동으로 가파르게 전이되는 문제를 갖는다. 기본적으로 이는 BCC 시스템 내에서 온도에 대한 임계 전단 응력 분력(CRSS)(본원 명세서에 정의되어 있음)의 강한 민감도 때문일 수 있고, 여기서 CRSS는 온도 감소에 따라 가파르게 상승하여 전단 단계, 결과적으로 연성 파면을 더욱 어렵게 한다. 다른 한편, 예를 들면 벽개와 같은 취성 파면 단계에 대한 임계 응력은 온도에 덜 민감하다. 따라서, 온도가 저하됨에 따라, 벽개는 유리한 파면 모드가 되어 저에너지 취성 파면을 개시한다. CRSS는 강의 고유 특성이며, 변형시 전위들이 교차되어 미끄러 질 수 있는 용이성에 민감하다. 즉 교차되어 미끄러짐이 보다 용이한 강은 또한 낮은 CRSS를 갖고, 따라서 낮은 DBTT를 갖는다. 특정 면심 입방(FCC; face-centered cubic) 안정제, 예를 들면, Ni는 교차되어 미끄러짐을 증진시키는 것으로 공지되어 있는 반면, BCC 안정화 합금 원소, 예를 들면, Si, Al, Mo, Nb 및 V는 교차되어 미끄러짐을 방해한다. 본원 발명에서, FCC 안정화 합금 원소, 예를 들면, Ni 및 Cu의 함량은 비용 및 DBTT를 저하시키는 유리한 효과를 고려하여, Ni 합금을 바람직하게는 약 1.0중량% 이상, 더욱 바람직하게는 약 1.5중량% 이상으로 하면서 최적화하고, 강 내의 BCC 안정화 합금 원소의 함량을 실질적으로 최소화한다.
본원 발명에 따르는 강의 화학조성과 가공의 독특한 조합으로부터 초래되는 고유 인성과 미세조직적 인성의 결과로서, 강은 용접 후 횡방향에서의 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서 우수한 극저온 인성을 갖는다. 이들 강의 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서의 DBTT는 약 -62℃(-80℉) 미만이고 약 -107℃(-160℉) 미만일 수 있다.
(2) 약 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도 및 후단면 능력(Thick Section Capability)
미세적층조직의 강도는 래쓰 마텐자이트 및 저 베이나이트의 탄소 함량에 의해 주로 결정된다. 본원 발명의 저 합금 강에서, 오스에이징을 수행하여 바람직하게는 약 10용적% 이하, 더욱 바람직하게는 약 1 내지 약 10용적%, 보다 더욱 바람직하게는 약 1 내지 약 5용적%의 잔류 오스테나이트를 강판 내에 생성시킨다. 약 1.0 내지 약 3.0중량%의 Ni 첨가량 및 약 2.5중% 이하(바람직하게는 약 0.5 내지 약 2.5중량%)의 Mn 첨가량이 목적하는 용적 비의 오스테나이트를 제공하고 오스에이징을 위한 베이나이트 개시를 지연시키는 데 특히 바람직하다. 또한 약 0.1 내지 약 1.0중량%의 구리 첨가량은 오스에이징 동안 오스테나이트를 안정화시킨다.
본원 발명에서, 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서의 용접성 및 우수한 인성의 부수적인 이점과 함께 목적하는 강도는 비교적 낮은 탄소 함량에서 수득된다. 약 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도를 성취하기 위해서는 전체 합금에서 최소 약 0.03중량%의 C가 바람직하다.
본원 발명에 따르는 강에서 C 이외의 합금 원소들은 강의 최대 성취 가능한 강도와 관련하여 실질적으로 중요하지 않지만, 이들 원소는 약 25mm(1in) 이상의 강판 두께에 대해 필요한 후단면 능력 및 강도를 제공하는 데 바람직하고 또한 가공 융통성에 요구되는 냉각 속도 범위에 바람직하다. 이는 두꺼운 강판의 중간 단면에서의 실제 냉각 속도가 표면에서의 실제 냉각 속도보다 더 느리기 때문에 중요하다. 따라서, 강판의 표면과 중심의 냉각 속도 차이에 대한 강판의 민감성을 제거하도록 강판을 디자인하지 않는다면, 강판의 표면과 중심의 미세조직이 매우 상이해질 수 있다. 이와 관련하여, Mn 및 Mo 합금 첨가, 특히 Mn, Mo 및 B의 혼합 첨가가 특히 효과적이다. 본원 발명에서 이러한 첨가는 경화능, 용접성, 저 DBTT 및 비용 고려에 대해 최적화된다. 본원 명세서에서 앞서 언급한 바와 같이, DBTT를 저하시킨다는 관점으로부터 총 BCC 합금 첨가량은 최소로 유지하여야 한다. 바람직한 대상이 되는 화학조성 성분들과 화학조성 범위는 본원 발명의 상기한 요건들 및 본원 발명의 기타 요건들을 충족시키도록 설정한다.
약 25mm 이상의 강판 두께에 대한 본원 발명의 강의 강도 및 후단면 능력을 성취하기 위해, 아래 기재된 강의 화학조성에 의해 한정되는 인자(Nc)는 유효 B 첨가량을 갖는 강의 경우에 바람직하게는 약 2.5 내지 약 4.0의 범위이고, B를 첨가하지 않은 강의 경우 바람직하게는 약 3.0 내지 약 4.5이다. 더욱 바람직하게는 본원 발명에 따르는 B 함유 강의 경우, Nc는 바람직하게는 약 2.8 초과, 보다 더욱 바람직하게는 약 3.0 초과이다. B를 첨가하지 않은 본원 발명에 따르는 강의 경우, Nc는 바람직하게는 약 3.3 초과, 보다 더 바람직하게는 약 3.5 초과이다. 본원 발명의 목적에 따라 제조된 본원 발명의 바람직한 범위(즉 유효 B 첨가량을 포함하는 강의 경우 약 3.0 초과 및 B를 첨가하지 않은 강의 경우 약 3.5 초과)의 상한치로 Nc를 포함하는 강은 일반적으로 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트 또는 이들의 혼합물 및 약 10용적% 이하의 잔류 오스테나이트 필름 층을 포함하는 미세-적층된 미세조직을 주로 생성시킨다. 또 한편, 위에 나타낸 바람직한 범위의 하한치로 Nc를 포함하는 강은 주로 FGB 미세조직을 형성하는 경향이 있다.
Nc = 12.0*C + Mn + 0.8*Cr + 0.15*(Ni+Cu) + 0.4*Si + 2.0*V + 0.7*Nb + 1.5*Mo(여기서, C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo는 강에서의 이들 각각의 중량%를 나타낸다)
(3) 용접입열이 낮은 용접(low heat input welding)을 위한 우수한 용접성
본원 발명의 강은 우수한 용접성을 갖도록 디자인된다. 특히 용접입열이 낮은 용접에 있어서, 가장 중요한 관심사는 조악하게 결정화된 HAZ에서의 냉간 균열 또는 수소 균열이다. 본원 발명의 강의 경우, 냉간 균열 감수성은 당해 분야에서 중요한 파라미터라고 생각되어온 경도 및 탄소 당량에 의해 영향을 받는 것이 아니라, HAZ 미세조직의 유형 및 탄소 함량에 의해 결정적으로 영향을 받는 것으로 밝혀졌다. 낮은 예열[약 100℃(212℉) 미만] 용접 조건하에 또는 예열 용접을 수행하지 않는 조건하에 강을 용접하는 경우 냉간 균열을 방지하기 위한, 바람직한 탄소 첨가 상한치는 약 0.1중량%이다. 본원 명세서에 사용된 "용접입열이 낮은 용접"은 약 2.5kJ/mm(7.6kJ/in) 이하의 아크 에너지를 사용한 용접을 의미하며, 이는 어떠한 양태에서도 본원 발명을 제한하지는 않는다.
저 베이나이트 또는 자동-템퍼링된 래쓰 마텐자이트 미세조직은 냉간 균열에 대한 우수한 저항성을 제공한다. 본원 발명의 강 내의 기타 합금 원소는 경화능 및 강도 필요조건에 적합하게 주의하여 균형을 맞춰 조악하게 결정화된 HAZ에서 이들 바람직한 미세조직을 형성시킨다.
강 슬라브에서 합금 원소의 역할
각종 합금 원소의 역할 및 본원 발명을 위한 이들의 농도에 대한 바람직한 한계가 아래에 기재되어 있다:
탄소(C)는 강 내에서 가장 효과적인 강화 원소 중 하나이다. 또한 탄소는 강 내의 강한 탄화물 형성제(strong carbide former), 예를 들면, Ti, Nb 및 V와 결합하여 결정 성장을 저해하고 침전을 강화한다. 또한 탄소는 경화능, 즉 냉각 동안 강 내에서 경도 및 강도가 더 높은 미세조직을 형성시키는 능력을 향상시킨다. 탄소 함량이 약 0.03중량% 미만인 경우, 일반적으로 이는 강의 목적하는 강도, 즉 약 830MPa(120ksi)를 초과하는 인장 강도를 유도하는 데 충분하지는 않다. 탄소 함량이 약 0.12중량%를 초과하는 경우, 일반적으로 강은 용접 동안 냉간 균열되기 쉽고, 용접시 강판 및 HAZ에서 인성이 감소한다. 약 0.03 내지 약 0.12중량% 범위의 탄소 함량은 목적하는 HAZ 미세조직, 즉 자동-템퍼링된 래쓰 마텐자이트 및 저 베이나이트를 생성시키는 데 바람직하다. 보다 더욱 바람직하게는, 탄소 함량의 상한치는 약 0.07중량%이다.
망간(Mn)은 강에서 매트릭스 강화제(strenghener)이며 또한 경화능에 상당히 기여한다. Mn은 미세-적층된 미세조직을 증진시키고, 강도 감소를 유도할 수 있는 후단면 강판에서의 과량의 FGB를 방지하기 위한 중요하고 저렴한 핵심 합금 첨가물이다. Mn 첨가는 오스에이징에 필요한 목적하는 베이나이트 변태 지연 시간을 얻는 데 유용하다. 최소 0.5중량%의 Mn이 약 25mm(1in)를 초과하는 강판 두께에서 목적하는 고강도를 성취하는 데 바람직하고, 최소 약 1.0중량% 이상의 Mn이 보다 더욱 바람직하다. Mn은 약 0.07중량% 미만의 낮은 C 수준에서 경화능에 상당한 영향을 미치기 때문에 높은 강판 강도 및 가공 융통성을 위해서는 약 1.5중량% 이상의 Mn 첨가량이 훨씬 더욱 바람직하다. 그러나, 너무 많은 양의 Mn은 인성에 불리할 수 있으므로, 본원 발명에서는 Mn의 상한치는 약 2.5중량%인 것이 바람직하다. 또한 이 상한치는 Mn 함량이 높은 연속 주조된 강에서 발생하는 경향이 있는 중심선 편석(segregation) 및 강판 중심에서의 부수적인 불량한 미세조직 및 불량한 인성을 실질적으로 최소화하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Mn 함량의 상한치는 약 2.1중량%이다. 니켈 함량이 약 3중량%를 초과하여 증가되는 경우, 목적하는 고강도는 소량의 망간 첨가량으로 성취될 수 있다. 따라서, 광범위하게는 망간 함량은 약 2.5중량% 이하인 것이 바람직하다.
규소(Si)는 탈산화 목적으로 강에 첨가하며 이 목적을 위해서 최소 약 0.01중량%가 바람직하다. 그러나, Si는 강한 BCC 안정제가므로, DBTT를 상승시키고 또한 인성에 악영향을 미친다. 이러한 이유들 때문에, Si를 첨가하는 경우, Si의 상한치는 약 0.5중량%인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 Si 함량의 상한치는 약 0.1중량%이다. 알루미늄 또는 티탄이 동일한 작용을 할 수 있으므로, 탈산화에 항상 규소가 필요한 것은 아니다.
니오븀(Nb)은 강의 압연된 미세조직의 결정 조질화를 증진시키기 위해 첨가하며, 강도 및 인성 둘 다를 향상시킨다. 열간 압연 동안의 탄화니오븀 침전은 재결정화를 지연시키고 결정 성장을 억제하여 오스테나이트 결정 조질화 수단을 제공하는 역할을 한다. 이러한 이유 때문에, 약 0.02중량% 이상의 Nb이 바람직하다. 그러나, Nb은 강한 BCC 안정제이므로 DBTT를 상승시킨다. 너무 많은 양의 Nb은 용접성 및 HAZ 인성에 불리할 수 있으므로, 최대 약 0.1중량%가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 Nb 함량에 대한 상한치는 약 0.05중량%이다.
티탄(Ti)은 소량 첨가시 강의 압연된 조직 및 HAZ 둘 다에서 결정 입도를 조질화하는 미세한 질화티탄(TiN) 입자를 형성시키는 데 효과적이다. 따라서, 강의 인성이 향상된다. Ti는 Ti/N의 중량비가 바람직하게는 약 3.4인 양이 되도록 첨가한다. Ti는 강한 BCC 안정제이므로 DBTT를 상승시킨다. 과량의 Ti는 보다 조악한 TiN 또는 탄화티탄(TiC) 결정을 형성시킴으로써 강의 인성을 열화시키는 경향이 있다. 일반적으로 약 0.008중량% 미만의 Ti 함량은 충분히 미세한 입자 크기를 제공하거나 TiN으로서 강 내의 N을 고정시킬 수 없는 반면, 약 0.03중량%를 초과하는 경우, 인성의 열화를 유발할 수 있다. 더욱 바람직하게는, 강은 약 0.01 내지 약 0.02중량%의 Ti를 함유한다.
알루미늄(Al)은 탈산화 목적으로 본원 발명의 강에 첨가한다. 이러한 목적을 위해 약 0.001중량% 이상의 Al이 바람직하고, 약 0.005중량% 이상의 Al이 보다 더욱 바람직하다. Al은 HAZ에 용해된 질소를 고정시킨다. 그러나, Al은 강한 BCC 안정제이므로 DBTT를 상승시킨다. Al 함량이 너무 높으면, 즉 약 0.05중량%를 초과하면, 산화알루미늄(Al2O3)형 함유물을 형성하는 경향이 있으며, 이는 강 및 이의 HAZ의 인성에 불리한 경향이 있다. 보다 더욱 바람직하게는, Al 함량의 상한치는 약 0.03중량%이다.
몰리브덴(Mo)은 특히 붕소 및 니오븀과 배합되어 직접 급냉시 강의 경화능을 향상시킨다. 또한 Mo는 오스에이징을 촉진시키는 데 바람직하다. 이러한 이유로, 약 0.1중량% 이상의 Mo가 바람직하고, 약 0.2중량% 이상의 Mo가 보다 더욱 바람직하다. 그러나, Mo는 강한 BCC 안정제가므로 DBTT를 상승시킨다. 과량의 Mo는 용접시 냉간 균열의 유발을 돕고 또한 강 및 HAZ의 인성을 열화시키는 경향이 있으므로, 최대 약 0.8중량%의 Mo가 바람직하고 최대 약 0.4중량%의 Mo가 보다 더욱 바람직하다. 따라서, 광범위하게는 약 0.8중량% 이하의 Mo가 바람직하다.
크롬(Cr)은 직접 급냉시 강의 경화능을 증가시키는 경향이 있다. 소량 첨가시 Cr은 오스테나이트를 안정화시킨다. 또한 Cr은 내부식성 및 수소 유도된 균열(HIC) 저항성을 향상시킨다. Mo와 유사하게, 과량의 Cr은 용접시 냉간 균열을 유발하는 경향이 있고 강 및 HAZ의 인성을 열화시키는 경향이 있어서, Cr 첨가시 최대 약 1.0중량%의 Cr이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Cr 첨가시 Cr 함량은 약 0.2 내지 약 0.6중량%이다.
니켈(Ni)은 특히 HAZ에서 목적하는 DBTT를 얻기 위한 본원 발명의 강에 첨가하는 중요한 합금 첨가물이다. 강에서 가장 강한 FCC 안정제 중 하나이다. 강에 대한 Ni 첨가는 교차되어 미끄러짐을 향상시켜 DBTT를 저하시킨다. 비록 Mn 및 Mo 첨가물과 같은 정도는 아니지만, 강에 대한 Ni 첨가 또한 경화능을 증진시켜 미세조직의 두께 관통 방향 균일성 및 후단면에서의 강도 및 인성과 같은 특성을 향상시킨다. 또한 Ni 첨가는 오스에이징에 필요한 목적하는 베이나이트 변태 지연 시간을 얻는 데 유용하다. 용접 HAZ에서 목적하는 DBTT를 성취하기 위해 최소 Ni 함량은 바람직하게는 약 1.0중량%, 더욱 바람직하게는 약 1.5중량%, 보다 더욱 바람직하게는 2.0중량%이다. Ni는 비싼 합금 원소이므로, 강의 비용을 실질적으로 최소화하기 위해 강의 Ni 함량은 바람직하게는 약 3.0중량% 미만, 더욱 바람직하게는 약 2.5중량% 미만, 보다 더욱 바람직하게는 약 2.0중량% 미만, 훨씬 더욱 바람직하게는 약 1.8중량% 미만이다.
구리(Cu)는 미세-적층된 미세조직을 제조하기 위해 오스테나이트를 안정화시키기 위한 바람직한 합금 첨가물이다. 이 목적을 위해 바람직하게는 약 0.1중량% 이상, 더욱 바람직하게는 약 0.2중량% 이상의 Cu를 첨가한다. 또한 Cu는 강 내의 FCC 안정제가며 소량으로 DBTT를 저하시킬 수 있다. 또한 Cu는 내식성 및 HIC 저항성 때문에 유리하다. 높은 함량의 Cu는 ε-구리 침전물을 통해 경화되는 과도한 침전을 유도한다. 이러한 침전은 적합하게 조절되지 않는 경우, 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서 인성을 저하시키고 DBTT를 상승시킨다. 또한 다량의 Cu는 슬라브 주조와 열간 압연 동안 취화를 유발할 수 있으며, 이를 경감시키기 위해 Ni의 공첨가를 필요로 한다. 상기 이유들 때문에, Cu의 상한치는 바람직하게는 약 1.0중량%, 보다 더욱 바람직하게는 약 0.5중량%이다. 따라서, 광범위하게는 약 1.0중량% 이하가 바람직하다.
붕소(B)는 소량으로, 기재 강판 및 조악하게 결정화된 HAZ 둘 다에서 페라이트, 상 베이나이트 및 FGB의 형성을 억제함으로써, 두꺼운(≥25mm) 단면 강판에서 조차 강의 경화능을 매우 저렴하게 상당히 증가시키고 저 베이나이트의 강 미세조직 및 래쓰 마텐자이트 미세조직의 형성을 증진시킬 수 있다. 일반적으로 이 목적을 위해 약 0.0004중량% 이상의 B가 필요하다. 본원 발명의 강에 붕소를 가하는 경우, 약 0.0006 내지 약 0.0020중량%가 바람직하고, 약 0.0015중량%의 상한치가 보다 더욱 바람직하다. 그러나, 강 내의 기타 합금 원소가 적합한 경화능 및 목적하는 미세조직을 제공하는 경우, 붕소 첨가는 필요하지 않을 수 있다.
본원 발명에 따르는 강의 기재 및 실시예
표 II에 기재된 300ℓb의 각각의 화학적 합금을 진공 유도 용융(VIM; vacuum induction melted)시키고 130mm 이상의 두께의 원형 잉곳 또는 슬라브으로 주조한 후, 130mm×130mm×200mm 길이의 슬라브로 단조 또는 기계 다듬질(machining)한다. 이어서 원형 VIM 잉곳 중 하나를 원형 잉곳으로 진공 아크 재용융(VAR; vacuum arc remelted)시키고 단조시켜 슬라브를 형성시킨다. 슬라브를 아래에 기재한 바와 같이 실험실용 밀로 TMCP 가공한다. 표 II는 TMCP 가공에 사용되는 합금의 화학조성을 나타낸다.
Figure 112001014572093-pct00002
Figure 112001014572093-pct00003
먼저 슬라브를 약 1000 내지 약 1050℃(1832 내지 약 1922℉)의 온도 범위에서 약 1시간 동안 재가열한 후, 표 III에 나타낸 TMCP 스케쥴에 따라 압연을 개시한다.
Figure 112001014572093-pct00004
Figure 112001014572093-pct00005
표 III에 나타낸 바람직한 TMCP 공정 후에, 강판 샘플 A1 내지 A4의 미세조직은 마텐자이트 래쓰 경계들에서 약 2.5용적% 이하의 잔류 오스테나이트 층을 갖는 미세-적층된 미세조직을 형성하는 미세 결정립 래쓰 마텐자이트가 주를 이룬다. 미세조직의 다른 소량의 성분들은 이들 샘플 A1 내지 A4에 따라 다르지만, 약 10용적% 미만의 미세 결정립 저 베이나이트 및 약 10 내지 약 25용적%의 FGB를 포함한다.
표 II 및 표 III의 강판들의 횡방향 인장 강도 및 DBTT가 표 IV에 요약되어 있다, 표 IV에 요약된 인장 강도 및 DBTT는 횡방향, 즉 압연 면에 존재하되 강판 압연 방향에 수직인 방향으로 측정하며, 여기서, 인장 시험편 및 샤르피 V-노치 시험(Charpy V-Notch test) 막대기는 이 방향에 실질적으로 평행하고 균열 전파는 이 방향에 실질적으로 수직이다. 본원 발명의 중요한 이점은 앞 문장에서 기재한 방식으로 표 IV에 기재된 횡방향에서의 DBTT 값을 수득할 수 있다는 것이다. 이제 도 4에 대해 언급하면, 본원의 표 II에 A3으로서 나타낸 강판의 미세-적층된 미세조직을 나타내는 투과 전자 현미경 사진이 제공된다. 도 4에 나타낸 미세조직은 주로 래쓰 마텐자이트(41)를 포함하며 마텐자이트 래쓰 경계들의 대부분에서 얇은 잔류 오스테나이트 필름(42)을 갖는다. 도 4는 표 II 내지 IV에 나타낸 본원 발명의 강 A1 내지 A4의 주된 미세-적층된 미세조직을 나타낸다. 이 미세조직은 표 IV에 나타낸 바와 같이, 횡방향에서의 우수한 DBTT와 함께 약 1000MPa(145ksi) 이상의 고강도(횡방향)를 제공한다.
합금 A1 A2 A3 A4 A5
인장 강도, MPa (ksi) 1000 (145) 1060 (154) 1115 (162) 1035 (150) 915 (133)
DBTT, ℃ (℉) -117 (-179) -133 (-207) -164 (-263) -140 (-220) -111 (-168)
표 IV에 나타낸 DBTT 값은 당해 분야의 숙련가들에게 알려져 있는 ASTM 규격 E-23에 기재된 바와 같은 표준 방법에 따라 샤르피 V-노치 충격 시험으로부터 시험 측정된 50% 에너지 전이 온도에 상응하며, 이에 의해 본원 발명이 제한되는 것은 아니다. 샤르피 V-노치 충격 시험은 강의 인성을 측정하는 익히 공지된 시험이다. 표 II에 대해 언급하면, 강판 A1 내지 A4보다 낮은 Nc를 갖는 강판 A5는 주로 FGB 미세조직을 나타내고, 이로써 당해 강판 샘플에 나타난 저강도가 설명된다. 당해 강판에서 약 40용적%의 미세 결정립 래쓰 마텐자이트가 나타난다. 이제 도 5에 대해 언급하면, 표 II에 A5로서 나타낸 강판의 FGB 미세조직을 나타내는 투과 전자 현미경 사진(TEM)이 제공된다. FGB는 베이나이트 페라이트(51)(주요 상)와 마텐자이트/잔류 오스테나이트 결정(52)(소량)의 응집체이다. 좀 더 상세하게, 도 5는 본원 발명에 따르는 특정 양태에 존재하는 베이나이트 페라이트(51) 및 마텐자이트/잔류 오스테나이트 결정(52)을 포함하는 등방형(equiaxed) FGB 미세조직을 나타내는 TEM 사진을 제시한다.
(4) 후 용접 열처리(PWHT)가 필요한 경우의 바람직한 강 조성
PWHT는 일반적으로 고온, 예를 들면, 약 540℃(1000℉)를 초과하는 온도에서 수행한다. PWHT로부터의 열적 노출은 하부조직(substructure)의 회복과 관련된 미세조직의 연화(즉, 가공 이점의 손실) 및 시멘타이트 입자의 조악화에 기인한 기재 강판과 용접 HAZ에서의 강도 손실을 초래할 수 있다. 이를 극복하기 위해 위에 기재된 바와 같은 기재 강의 화학조성을 소량의 바나듐을 첨가하여 개질시키는 것이 바람직하다. 바나듐을 가하여, PWHT시 기재 강 및 HAZ에서 미세 탄화바나듐(VC) 결정을 형성시킴으로써 침전물을 강화시킨다. 이러한 강화는 PWHT시 강도 손실을 실질적으로 상쇄시키도록 디자인된다. 그러나, 과도한 VC 강화는 기재 강판 및 HAZ 둘 다에서 인성을 저하시키고 DBTT를 상승시킬 수 있으므로 피해야 한다. 본원 발명에서는 이러한 이유 때문에 V의 경우 약 0.1중량%의 상한치가 바람직하다. 하한치는 바람직하게는 약 0.02중량%이다. 더욱 바람직하게는 약 0.03 내지 약 0.05중량%의 V를 강에 가한다.
본원 발명의 강에서 이러한 특성들의 신규한 조합은 특정 극저온 작업, 예를 들면, 저온에서의 천연 가스의 저장 및 이송을 위한 저비용을 가능하게 하는 기술을 제공한다. 이들 신규한 강은, 일반적으로 훨씬 더 높은 니켈 함량(약 9중량% 이하)을 필요로 하고 훨씬 낮은 강도[약 830MPa(120ksi) 미만]를 갖는 현재의 최첨단 시판 강보다 극저온 제품에 대한 재료 비용을 상당히 절감시킬 수 있다. 화학조성 및 미세조직 디자인을 사용하여 DBTT를 저하시키고 약 25mm(1in)를 초과하는 단면 두께에 대한 후단면 능력을 제공한다. 이들 신규한 강은 바람직하게는 니켈 함량이 약 3.5중량% 미만이고, 인장 강도가 약 830MPa(120ksi) 초과, 바람직하게는 약 860MPa(125ksi) 초과, 더욱 바람직하게는 약 900MPa(130ksi) 초과, 보다 더욱 바람직하게는 약 1000MPa(145ksi) 초과이며, 기재 금속에 대한 횡방향의 연성-취성 전이 온도(DBTT)가 약 -62℃(-80℉) 미만, 바람직하게는 약 -73℃(-80℉) 미만, 더욱 바람직하게는 약 -100℃(-150℉) 미만, 보다 더 바람직하게는 약 -123℃(-190℉) 미만이고, DBTT에서의 인성이 우수하다. 이들 신규한 강은 인장 강도가 약 930MPa(135ksi) 초과, 또는 약 965MPa(140ksi) 초과, 또는 약 1000MPa(145ksi) 초과이다. 이들 강의 니켈 함량은 용접 후 성능을 향상시키고자 하는 경우, 약 3중량%를 초과하도록 증가시킬 수 있다. 니켈을 1중량%씩 첨가할 때마다, 강의 DBTT가 약 10℃(18℉)씩 저하되는 것으로 예상된다. 니켈 함량은 바람직하게는 9중량% 미만, 더욱 바람직하게는 약 6중량% 미만이다. 바람직하게는 니켈 함량을 최소화하여 강의 비용을 최소화한다.
앞에서 본원 발명이 하나 이상의 바람직한 양태의 견지에서 기재되어 있지만, 이후의 청구의 범위에 기재되어 있는 본원 발명의 범위로부터 벗어나지 않고 본원 발명을 달리 변경할 수 있는 것으로 이해해야 한다.
용어 설명:
AC1 변태 온도: 가열하는 동안 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도;
AC3 변태 온도: 가열하는 동안 페라이트의 오스테나이트로의 변태가 완료되는 온도;
AF: 침상 페라이트;
Al2O3: 산화알루미늄;
Ar3 변태 온도: 냉각하는 동안 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도;
BCC: 체심 입방;
시멘타이트: 철을 다량 함유하는 탄화물;
냉각 속도: 강판 두께의 중심 또는 실질적인 중심에서의 냉각 속도;
CRSS(임계 전단 응력 분력): 변태시 전위들이 교차되어 미끄러지는 용이성에 민감한 강의 고유 특성, 즉 교차되어 미끄러짐이 보다 용이한 강은 또한 낮은 CRSS를 가지며, 따라서 낮은 DBTT를 갖는다;
극저온: 약 -40℃(-40℉) 미만의 온도;
DBTT(연성-취성 전이 온도): 구조용 강에서 두 가지 파면 형태를 나타낸다. DBTT 미만의 온도에서의 파괴는 저에너지 벽개(취성) 파면에 의해 나타나는 경향이 있는 반면, DBTT보다 높은 온도에서의 파괴는 고에너지 연성 파면에 의해 나타나는 경향이 있다;
DF: 변태된 페라이트(deformed ferrite);
DUB: 변성된 상 베이나이트(degenerate upper bainite);
유효 결정 입도: 본원 발명의 기재시 사용된 바와 같이, 각각 본원 발명에 따르는 TMCP에서의 압연 완료시 평균 오스테나이트 팬케이크 두께 및 각각 미세적층조직 또는 FGB 팩킷으로의 오스테나이트 팬케이크의 변태 완료시 평균 팩킷 폭 또는 평균 결정 입도를 의미한다;
FCC: 면심 입방;
FGB(미세 과립상 베이나이트): 본원 발명의 기재시 사용된 바와 같이, 주요 구성성분으로서 베이나이트 페라이트 및 소량의 구성성분으로서 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합물의 입자를 포함하는 응집체이다;
결정: 다결정성 물질에서의 개별적인 결정;
결정 입계: 하나의 결정학적 배향으로부터 다른 결정학적 배향으로의 전이에 상응하는 금속내 좁은 영역, 따라서 하나의 결정을 다른 결정으로부터 구분한다.
HAZ: 열 영향부;
HIC: 수소 유도된 균열;
대경각 경계 또는 계면(high angle boundary or interface): 대경각 결정 입계와 같이 효과적으로 거동하는 경계 또는 계면, 즉 전파중인 균열 또는 파면을 굴절시키는 경향이 있어서 파면 경로에서 지그재그형 전파를 유도한다;
대경각 결정 입계: 결정학적 배향이 약 8。 이상 상이한 2개의 인접한 결정들을 구분하는 결정 입계;
HSLA: 고강도 저합금;
상호임계적으로(intercritically) 재가열된; 약 Ac1 변태 온도 내지 약 Ac3 변태 온도 범위의 온도로 가열된(또는 재가열된);
저합금 강: 철 및 약 10중량% 미만의 총 합금 첨가물을 함유하는 강;
소경각 결정 입계(low angle grain boundary): 결정학적 배향이 약 8。 미만 상이한 2개의 인접한 결정들을 구분하는 결정 입계;
용접입열이 낮은 용접(low heat input welding): 약 2.5kJ/mm(7.6kJ/in) 이하의 아크 에너지를 사용하는 용접;
MA: 마텐자이트-오스테나이트;
주요(major): 본원 발명의 기재시 사용된 바와 같이, 약 50용적% 이상을 의미한다;
소량의(minor): 본원 발명의 기재시 사용된 바와 같이 약 50용적% 미만을 의미한다;
Ms 변태 온도: 냉각하는 동안 오스테나이트가 마텐자이트로 변태하기 시작하는 온도;
Nc: {Nc = 12.0*C + Mn + 0.8*Cr + 0.15*(Ni+Cu) + 0.4*Si + 2.0*V + 0.7*Nb + 1.5*Mo(여기서, C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo는 강 내의 이들 각각의 중량%를 나타낸다)}와 같이 강의 화학조성에 의해 정의되는 인자;
PF: 다각형 페라이트;
주로/주된: 본원 발명의 기재시 사용된 바와 같이, 약 50용적% 이상을 의미한다;
이전 오스테나이트 결정 입도: 열간 압연되는 강판에서의, 오스테나이트가 결정화되지 않는 온도 범위에서의 압연 전의 평균 오스테나이트 결정 입도;
급냉: 본원 발명의 기재시 사용된 바와 같이, 공기 냉각과는 대조적으로 강의 냉각 속도를 증가시키는 경향이 있도록 선택된 유체를 사용하는 임의의 수단에 의한 가속 냉각을 의미한다;
급냉 정지 온도(QST; Quench Stop Temperature): 강판의 두께 중간으로부터 전달된 열 때문에 급냉 종료 후 강판의 표면이 도달한 가장 높은 또는 실질적으로 가장 높은 온도;
RA: 잔류 오스테나이트;
슬라브: 임의의 칫수를 갖는 강 조각;
Sν: 강판에서 단위 용적당 대경각 경계들의 총 계면 면적;
TEM: 투과 전자 현미경;
인장 강도: 인장 시험에서, 초기 단면적에 대한 최대 하중의 비;
후단면 능력: 특히 약 25mm(1in) 이상의 두께에서 목적하는 미세조직 및 특성(예: 강도 및 인성)을 실질적으로 제공하는 능력;
두께 관통 방향: 압연 면에 수직인 방향;
TiC: 탄화티탄;
TiN: 질화티탄;
Tnr 온도: 당해 온도보다 낮은 온도에서는 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도;
TMCP: 제어 압연 냉각 가공(thermo-mechanical controlled rolling processing);
횡방향: 압연 면에 존재하되 강판 압연 방향에 수직인 방향;
UB: 상 베이나이트;
VAR: 진공 아크 재용융(vacuum arc remelted); 및
VIM: 진공 유도 용융(vacuum induction melted).

Claims (31)

  1. (i) 철과 합금 원소, C 0.03 내지 0.12중량%, Ni 1 내지 9중량%, Cu 1.0중량% 이하, Mo 0.8중량% 이하, Nb 0.01 내지 0.1중량%, Ti 0.008 내지 0.03중량%, Al 0.05중량% 이하 및 N 0.001 내지 0.005중량%를 포함하는 강 슬라브(steel slab)를 균질화하고, (ii) 강 슬라브 내의 니오븀 및 바나듐의 탄화물 및 탄질화물(carbonitride)을 모두 용해시키고, (iii) 강 슬라브 내에 초기 오스테나이트 미세 결정립을 확립시키는 제1 온도 범위인 955 내지 1100℃(1750 내지 2010℉)의 재가열 온도로 강 슬라브를 가열하는 단계(a),
    강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 압하(reducing)시켜 강판을 형성시키는 단계(b),
    강판을 Ar3 변태 온도 초과 내지 Tnr 온도(여기서, Tnr 온도는 당해 온도보다 낮은 온도에서는 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도임을 의미함) 미만인 제2 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 추가로 압하시키는 단계(c),
    강판을 10℃/초(18℉/초) 이상의 냉각 속도로 550℃(1022℉) 이하의 급냉 정지 온도까지 급냉시키는 단계(d) 및
    급냉을 정지시키는 단계(e)[이들 단계들은 강판의 미세조직을 (i) 50용적% 이상의 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 과립상 베이나이트(FGB) 또는 이들의 혼합물 및 (ii) 0 초과 내지 10용적%의 잔류 오스테나이트로 용이하게 변태시키기 위해 수행한다]를 포함하여, (i) 50용적% 이상의 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 과립상 베이나이트(FGB) 또는 이들의 혼합물 및 (ii) 0 초과 내지 10용적%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 강판을 제조하는 방법.
  2. 제1항에 있어서, 단계(e)가, "급냉을 정지시키는 단계(e)[이들 단계들은 강판의 미세조직을 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 결정립 저 베이나이트 또는 이들의 혼합물 및 0 초과 내지 10용적%의 잔류 오스테나이트 필름 층을 포함하는 50용적% 이상의 미세-적층된 미세조직으로 용이하게 변태시키기 위해 수행한다]"로 대체되는 방법.
  3. 제1항에 있어서, 단계(e)가 급냉을 정지시키는 단계(e)[이들 단계들은 강판의 미세조직을 50용적% 이상의 미세 과립상 베이나이트(FGB)로 용이하게 변태시키기 위해 수행한다]로 대체되는 방법.
  4. 삭제
  5. 제1항에 있어서, 단계(a)의 초기 오스테나이트 미세 결정립의 결정 입도가 120㎛ 미만인 방법.
  6. 제1항에 있어서, 단계(b)에서 강 슬라브의 두께 압하율이 30 내지 70%인 방법.
  7. 제1항에 있어서, 단계(c)에서 강판의 두께 압하율이 40 내지 80%인 방법.
  8. 제1항에 있어서, 강판을 급냉 정지 온도로부터 주위 온도로 공기 냉각시키는 단계를 추가로 포함하는 방법.
  9. 제1항에 있어서, 강판을 5분 이하 동안 급냉 정지 온도에서 등온으로 유지시키는 단계를 추가로 포함하는 방법.
  10. 제1항에 있어서, 강판을 5분 이하 동안 1.0℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 급냉 정지 온도에서 서냉시키는 단계를 추가로 포함하는 방법.
  11. 삭제
  12. 제1항에 있어서, 강 슬라브가 Ni 1 내지 6중량% 미만을 포함하는 방법.
  13. 제1항에 있어서, 강 슬라브가 Ni 1 내지 3중량% 미만과 추가로 Mn 1 내지 2.5중량% 이하를 포함하는 방법.
  14. 제1항에 있어서, 강 슬라브가 (i) Cr 1.0중량% 이하, (ii) Si 0.5중량% 이하, (iii) V 0.02 내지 0.10중량%, (iv) Mn 1 내지 2.5중량% 이하 및 (v) B 0.0020중량% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 첨가물을 추가로 포함하는 방법.
  15. 제1항에 있어서, 강 슬라브가 B 0.0004 내지 0.0020중량%를 추가로 포함하는 방법.
  16. 제1항에 있어서, 단계(e) 후에, 강판의 DBTT가 기재 강판과 이의 HAZ 둘 다에서 -62℃(-80℉) 미만이고 인장 강도가 830MPa(120ksi)를 초과하는 방법.
  17. 철과 합금 원소, C 0.03 내지 0.12중량%, Ni 1 내지 9중량%, Cu 1.0중량% 이하, Mo 0.8중량% 이하, Nb 0.01 내지 0.1중량%, Ti 0.008 내지 0.03중량%, Al 0.05중량% 이하 및 N 0.001 내지 0.005중량%를 포함하는 재가열된 강 슬라브로부터 제조된, (i) 50용적% 이상의 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 과립상 베이나이트(FGB) 또는 이들의 혼합물 및 (ii) 0 초과 내지 10용적%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 인장 강도가 830MPa(120ksi)를 초과하며, DBTT가 강판과 이의 HAZ 둘 다에서 -62℃(-80℉) 미만인 강판.
  18. 제17항에 있어서, 강 슬라브가 Ni 1 내지 6중량% 미만을 포함하는 강판.
  19. 제17항에 있어서, 강 슬라브가 Ni 1 내지 3중량% 미만과 추가로 Mn 1 내지 2.5중량% 이하를 포함하는 강판.
  20. 제17항에 있어서, (i) Cr 1.0중량% 이하, (ii) Si 0.5중량% 이하, (iii) V 0.02 내지 0.10중량%, (iv) Mn 1 내지 2.5중량% 이하 및 (v) B 0.0004 내지 0.0020중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 첨가물을 추가로 포함하는 강판.
  21. 제17항에 있어서, B 0.0004 내지 0.0020중량%를 추가로 포함하는 강판.
  22. 제17항에 있어서, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트의 래쓰, 미세 결정립 저 베이나이트의 래쓰 또는 이들의 혼합물과 10용적% 이하의 잔류 오스테나이트 필름 층을 포함하는 50용적% 이상의 미세-적층된 미세조직을 갖는 강판.
  23. 제22항에 있어서, 미세-적층된 미세조직이 미세 결정립 마텐자이트 및 미세 결정립 저 베이나이트의 래쓰들과 잔류 오스테나이트 필름 층들과의 사이에 대경각 계면(high angle interface)을 제공하는 제어 압연 냉각 가공에 의해 균열 경로의 지그재그형 전파(crack path tortuosity)를 최대화하도록 최적화된 강판.
  24. 제17항에 있어서, 베이나이트 페라이트 결정 및 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합물의 입자를 포함하는 50용적% 이상의 미세 과립상 베이나이트(FGB)로 이루어진 미세조직을 갖는 강판.
  25. 제24항에 있어서, 미세조직이 베이나이트 페라이트 결정들 사이 및 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합물의 입자들과 베이나이트 페라이트 결정들과의 사이에 대경각 계면을 제공하는 열가공 제어 압연 공정에 의해 균열 경로의 지그재그형 전파를 최대화하도록 최적화된 강판.
  26. 철과 합금 원소, C 0.03 내지 0.12중량%, Ni 1 내지 9중량%, Cu 1.0중량% 이하, Mo 0.8중량% 이하, Nb 0.01 내지 0.1중량%, Ti 0.008 내지 0.03중량%, Al 0.05중량% 이하 및 N 0.001 내지 0.005중량%를 포함하는 강판을 미세 결정립 래쓰 마텐자이트의 래쓰, 미세 결정립 저 베이나이트의 래쓰 또는 이들의 혼합물과 0 초과 내지 10용적%의 잔류 오스테나이트 필름 층을 포함하는 50용적% 이상의 미세-적층된 미세조직(당해 미세-적층된 미세조직은 미세 결정립 마텐자이트 및 미세 결정립 저 베이나이트의 래쓰와 잔류 오스테나이트 필름 층 사이에 대경각 계면을 제공하는 열가공 제어 압연 공정에 의해 균열 경로의 지그재그형 전파를 최대화하도록 최적화된다)을 생성하도록 가공함을 포함하여, 강판의 균열 전파 저항성(crack propagation resistance)을 향상시키는 방법.
  27. 제26항에 있어서, Ni 1.0 내지 3중량% 미만과 Cu 0.1 내지 1.0중량%를 가하고 BCC 안정화 원소의 첨가를 최소화함으로써 강판의 균열 전파 저항성을 보다 더 향시키고 용접시 강판의 HAZ의 균열 전파 저항성을 향상시키는 방법.
  28. 철과 합금 원소, C 0.03 내지 0.12중량%, Ni 1 내지 9중량%, Cu 1.0중량% 이하, Mo 0.8중량% 이하, Nb 0.01 내지 0.1중량%, Ti 0.008 내지 0.03중량%, Al 0.05중량% 이하 및 N 0.001 내지 0.005중량%를 포함하는 강판을 베이나이트 페라이트 결정 및 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합물의 입자를 포함하는 50용적% 이상의 미세 과립상 베이나이트(FGB)의 미세조직(당해 미세조직은 베이나이트 페라이트 결정들 사이 및 베이나이트 페라이트 결정과 마텐자이트와 잔류 오스테나이트와의 혼합물의 입자들 사이에 대경각 계면을 제공하는 열가공 제어 압연 공정에 의해 균열 경로의 지그재그형 전파를 최대화하도록 최적화된다)을 생성하도록 가공함을 포함하여, 강판의 균열 전파 저항성을 향상시키는 방법.
  29. 제28항에 있어서, Ni 1.0 내지 3중량% 미만과 Cu 0.1 내지 1.0중량%를 가하고 BCC 안정화 원소의 첨가를 최소화함으로써 강판의 균열 전파 저항성이 보다 더 향상되고 용접시 강판의 HAZ의 균열 전파 저항성이 향상되는 방법.
  30. (i) 철과 합금 원소, C 0.03 내지 0.12중량%, Ni 1 내지 9중량%, Cu 1.0중량% 이하, Mo 0.8중량% 이하, Nb 0.01 내지 0.1중량%, Ti 0.008 내지 0.03중량%, Al 0.05중량% 이하 및 N 0.001 내지 0.005중량%를 포함하는 강 슬라브를 균질화하고, (ii) 강 슬라브 내의 니오븀 및 바나듐의 탄화물 및 탄질화물을 모두 용해시키고, (iii) 강 슬라브 내에 초기 오스테나이트 미세 결정립을 확립시키는 제1 온도 범위인 955 내지 1100℃(1750 내지 2010℉)의 재가열 온도로 강 슬라브를 가열하는 단계(a),
    강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 압하시켜 강판을 형성시키는 단계(b),
    강판을 Ar3 변태 온도 초과 내지 Tnr 온도 미만인 제2 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과에 의해 추가로 압하시켜 강판의 오스테나이트 결정 길이 대 오스테나이트 두께의 평균 비가 100 미만이 되도록 하는 단계(c),
    강판을 10℃/초(18℉/초) 이상의 냉각 속도로 550℃(1022℉) 이하의 급냉 정지 온도까지 급냉시키는 단계(d) 및
    급냉을 정지시켜 (i) 50용적% 이상의 미세 결정립 저 베이나이트, 미세 결정립 래쓰 마텐자이트, 미세 과립상 베이나이트(FGB) 또는 이들의 혼합물과 (ii) 0 초과 내지 10용적%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 강판에 생성시키는 단계(e)를 포함하여, 강판의 횡방향 인성과 횡방향 DBTT를 향상시키기 위해, 오스에이징된 초고강도 강판의 가공 동안 오스테나이트 결정 길이 대 오스테나이트 결정 두께의 평균 비를 조절하는 방법.
  31. 삭제
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