KR101031945B1

KR101031945B1 - 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR101031945B1
Application number: KR1020107000992A
Authority: KR
Inventors: 가즈히로 후꾸나가; 류우지 우에모리; 요시유끼 와따나베; 요시히데 나가이; 리끼오 찌지이와
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2008-04-09
Filing date: 2009-04-03
Publication date: 2011-04-29
Also published as: CA2702427C; EP2360283B1; JP4410836B2; BRPI0905081A2; BRPI0905081B1; TW201009097A; EP2360283A4; US7918948B2; WO2009125820A1; US20100206440A1; EP2360283A1; CA2702427A1; CN101688262B; JP2009270194A; TWI340174B; KR20100027221A; CN101688262A

Abstract

저온 인성이 우수한 780㎫급의 고장력 강판의 제조 방법에 있어서, 질량％로, C:0.06 내지 0.15％, Si:0.05 내지 0.35％, Mn:0.60 내지 2.00％, P:0.015％ 이하, S:0.015％ 이하, Cu:0.1 내지 0.5％, Ni:0.1 내지 1.5％, Cr:0.05 내지 0.8％, Mo:0.05 내지 0.6％, Nb:0.005％ 미만, V:0.005 내지 0.060％, Ti:0.003％ 미만, Al:0.02 내지 0.10％, B:0.0005 내지 0.003％, N:0.002 내지 0.006％를 함유한 강편을 1050℃ 이상 1200℃ 이하의 온도로 가열하여, 870℃ 이상에서 열간 압연을 완료시키고, 10초 이상 90초 이하 경과 후, 840℃ 이상의 온도로부터 5℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하고, 그 후 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도에서 20분 이상 60분 이하의 템퍼링 처리를 실시한다.

Description

저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법{PROCESS FOR PRODUCTION OF 780㎫-GRADE HIGH-TENSILE-STRENGTH STEEL PLATES EXCELLENT IN LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS}

본 발명은, 저온 인성이 우수한 해양 구조물용 강 및 수압관 등에 대한 780㎫급 고장력 강판의 제조법에 관한 것이다.

인장 강도가 780㎫급이며, 또한 우수한 저온 인성을 갖는 강재를 제조하기 위해서는, 켄칭 조직(하부 베이나이트나 마르텐사이트)의 미세화가 유효하다고 일컬어지고 있다. 켄칭 조직을 미세하게 하기 위해서는, 강재를 냉각하기 전에 켄칭 조직이 되기 전의 오스테나이트 입경을 미세화해 둘 필요가 있다.

특히 직접 켄칭법(DQ)으로 제조하는 경우는, 제어 압연에 의해 오스테나이트 입경의 컨트롤이 가능하며, 오스테나이트 재결정 영역에서 압연을 함으로써 켄칭 조직이 되기 전의 오스테나이트 입경의 미세화가 가능하다.

그러나 압연시에 있어서의 강재의 오스테나이트 재결정 영역 및 미재결정 영역을 파악하는 것은 곤란하며, 오스테나이트 입경이 균일하지 않음에 의한 재질의 불안정성을 초래할 우려가 있다.

한편, 제어 압연을 최대한으로 활용하여 조직을 미세화함으로써, 우수한 저온 인성을 확보하는 것을 생각할 수 있다. 예를 들어, 일본 특허 출원 공개 평6-240355호 공보에는, Nb 첨가한 강재에 대해, 오스테나이트의 미재결정 영역인 780℃ 이하에서 마무리 압연을 실시함으로써, 후육 강판에 있어서 조직 미세화를 달성하고 판 두께 중심에 있어서 우수한 저온 인성을 확보하고 있다.

그러나 이 제조 방법에서는, 켄칭성이 크게 저하되어, 페라이트 조직이 주체가 되므로, 780㎫급의 고강도와 고인성을 확보하는 것이 어렵다. 나아가서는, 저온에서 압연하는 것이 필요해지므로, 생산성의 관점에서도 문제가 있다.

또한, 조직 미세화를 위해 첨가하는 Nb는, 용접부를 경화시키는 효과가 매우 높고, 그 결과 용접 열영향부(Heat Affected Zone;HAZ) 인성의 열화를 야기한다. 특히, 780㎫급 강과 같은 고강도 강에서는, 이 효과에 의한 HAZ 인성의 열화가 매우 크기 때문에 문제가 된다.

780㎫급 강도를 얻기 위해, 켄칭성을 높이는 효과가 큰 B를 첨가하는 것이 유효하다. 그러나 일본 특허 출원 공개 제2007-138203호 공보에 있는 바와 같이, B는 Nb와 동시에 첨가함으로써 경화 제2 상(相)의 생성을 촉진하고, 특히 HAZ 인성이 열화되는 것이 문제였다.

HAZ 인성의 개선에 Ti 첨가가 유효한 것이 알려져 있다. 이것은, Ti가 N 등과 결합하여, 미세한 석출물을 생성하여 입성장을 억제하는 효과가 얻어지기 때문이다. 그러나 일본 특허 출원 공개 제2000-8135호 공보에 있는 바와 같이 강도 확보를 목적으로 하여 C를 0.2％ 이상 포함하는 강인 경우, 모재 및 용접부에 매우 단단한 입자인 TiC를 형성하여, 인성을 열화시키는 것이 문제가 된다.

이상과 같이, 지금까지 Nb 프리(Nb-free), Ti 프리(Ti-free)로 하여 높은 강도와 우수한 저온 인성을 겸비한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법에 대해서는 아직 제안되어 있지 않은 것이 실정이다.

본 발명은, 상기 실정에 비추어, Nb 프리, Ti 프리로 한 780㎫급 고장력 강판의 판 두께 중심부에 있어서도 높은 강도와 우수한 저온 인성을 겸비하는 것이 가능한 해양 구조물 및 수압관 등에 대한 후강판에 적합한 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 해결하기 위해, 오스테나이트 입경을 미립화하는 Nb나 Ti를 첨가하지 않고, 적정한 압연 조건에서 압연을 실시한 결과, B의 켄칭성 향상 효과를 최대한으로 활용한 켄칭 조직을 얻고, 그 하부 조직을 미세하게 함으로써, 고강도와 고인성을 양립할 수 있고, 또한 Nb, Ti를 프리로 함으로써, 이들에 기인한 인성 열화에 대해서도 회피 가능해져, 판 두께 중심부에 있어서도 안정적으로 고강도·고저온 인성을 확보한 780㎫급 고장력 강판을 제조할 수 있는 것을 발견하여 본 발명을 완성하였다.

본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 질량％로,

C:0.06 내지 0.15％,

Si:0.05 내지 0.35％,

Mn:0.60 내지 2.00％,

P:0.015％ 이하,

S:0.015％ 이하,

Cu:0.1 내지 0.5％,

Ni:0.1 내지 1.5％,

Cr:0.05 내지 0.8％,

Mo:0.05 내지 0.6％,

Nb:0.005％ 미만,

V:0.005 내지 0.060％,

Ti:0.003％ 미만,

Al:0.02 내지 0.10％,

B:0.0005 내지 0.003％,

N:0.002 내지 0.006％

를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

BNP＝(N－(14/48)Ti)/B

로 규정되는 BNP가 1.5 초과 4.0 미만인 화학 성분의 강편을 1050℃ 이상 1200℃ 이하의 온도로 가열하여, 870℃ 이상에서 열간 압연을 완료시키고, 10초 이상 90초 이하 경과 후, 840℃ 이상의 온도로부터 5℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하고, 그 후 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도에서 20분 이상 60분 이하의 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법.

(2) 상기 강편이, 질량％로,

Ca:0.0035％ 이하,

REM:0.0040％ 이하

중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, Nb 프리, Ti 프리로 한 780㎫급 고장력 강판의 판 두께 중심부에 있어서도 높은 강도와 우수한 저온 인성을 겸비하는 것이 가능한 해양 구조물 및 수압관 등에 대한 후강판에 적합한 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다.

본 발명은, Nb 프리, Ti 프리로 함으로써, 구 오스테나이트 입경을 과잉으로 미세화하는 것을 회피하고, B를 최대한으로 활용하여 켄칭성을 확보함으로써, 판 두께 중심부에 있어서도 안정적으로 고강도·고저온 인성을 확보할 수 있는 기술이다.

본 발명의 대상이 되는 해양 구조물 및 수압관 등에 대한 후강판 등에 적합한 강재에서는, 780㎫급이라고 하는 높은 강도와 모재 및 용접부에 있어서의 -40℃에서의 인성이 요구된다. 고강도를 확보하기 위해서는, Nb나 Ti 등의 강 성분을 높게 하여 수냉함으로써 하부 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직 등의 켄칭 조직을 얻을 필요가 있지만, 강 성분이 높은 경우 인성 확보가 어려워, 특히 용접부에서의 저온 인성 확보가 큰 과제가 된다.

고강도와 용접부에서의 저온 인성을 양립시키기 위해서는, 가능한 한 높은 강 성분으로 하지 않고 강도를 확보할 필요가 있다. 이것을 해결하는 하나의 안으로서 B의 활용이 있고, 종래 적용되어 왔다.

B는, 오스테나이트 입계에 편석되어 입계를 안정화시킴으로써, 입계로부터의 변태를 억제하여 켄칭성을 높이고, 특히 고용 B량이 0.0005％ 이상이 되는 경우에 높은 켄칭성 향상 효과가 얻어진다고 알려져 있다. 그러므로, 제어 압연을 다용함으로써 오스테나이트립이 미세해져, 오스테나이트 입계 면적이 증가하는 결과, 고용 B의 입계에의 편석량이 부족한 상황이나, 오스테나이트 중에 많은 전위가 도입되는 결과, 파이프 확산이 촉진되어, 고용 B가 오스테나이트 입계에 편석되기 어려운 상황이 된 경우, 소정의 켄칭성이 얻어지지 않아 재질이 균일하지 않다는 문제가 있었다. 그것에 부가하여, B는 미량으로 효과를 발휘하는 원소이므로, 미묘한 조건의 차이에 의해 민감하게 반응하여, 재질이 변화되기 쉽다. 따라서, B를 안정적으로 사용하기 위해서는, 오스테나이트립을 미립화시키지 않고, 또한 다량의 전위를 도입시키지 않는 것이 유효하다.

본 발명자들은, 오스테나이트 입경을 미립화하는 Nb나 Ti를 첨가하지 않고, 적정한 압연 조건에서 압연을 실시하는 결과, B의 켄칭성 향상 효과를 최대한으로 활용한 켄칭 조직을 얻고, 그 하부 조직을 미세하게 함으로써, 고강도와 고인성을 양립할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, Nb, Ti를 프리로 함으로써, 이들에 기인한 인성 열화에 대해서도 회피 가능해졌다. 또한, 적정한 압연 조건에서 압연을 실시하여 오스테나이트 입경 50㎛ 이상을 확보함으로써, 켄칭성 확보에 필요한 고용 B를, 충분한 양 오스테나이트 입계에 편석시키는 것이 가능한 것을 발견하였다. 또한, 780㎫급 강도를 확보하기 위해, B에 의한 켄칭성 확보에 부가하여, 하기 [수학식 1]로 나타내어지는 탄소당량(Ceq)으로, 0.41 이상 0.61 이하로 할 필요가 있다. 하한을 0.42％로, 상한을 0.54％로 제한해도 지장없다.

이하에 본 발명의 한정 이유에 대해 설명한다. 우선, 본 발명 강재의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하의 조성에 대한 ％는, 질량％를 의미한다.

C:0.06 내지 0.15％

C는 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이며, 0.06％ 이상의 첨가가 필요하지만, 다량의 첨가는 저온 인성, 특히 HAZ의 인성 저하를 초래할 우려가 있으므로, 그 상한치를 0.15％로 한다. 바람직하게는, 하한을 0.08％ 또는 0.09％로, 상한을 0.12％ 또는 0.11％로 제한한다.

Si:0.05 내지 0.35％

Si는 탈산제로서, 또한 고용 강화에 의해 강의 강도를 증가시키는 데 유효한 원소이지만, 0.05％ 미만의 함유량에서는 그들의 효과가 적고, 0.35％를 초과하여 함유하면, HAZ 인성을 열화시킨다. 이로 인해, Si는 0.05 내지 0.35％로 한정하였다. 바람직하게는, 하한을 0.10％로, 상한을 0.30％ 또는 0.25％로 제한한다.

Mn:0.60 내지 2.00％

Mn은, 강의 강도를 증가시키므로 고강도화에는 유효한 원소이며, 켄칭성 확보의 관점에서 0.60％ 이상의 함유량이 필요하다. 단, 2.00％를 초과하는 Mn을 첨가하면 인성이 열화된다. 이로 인해, Mn은 0.60 내지 2.00％로 한정하였다. 바람직하게는, 상한을 0.70％ 또는 0.80％로, 상한을 1.20％ 또는 1.00％로 제한한다.

P:0.015％ 이하

P는, 입계에 편석하여 강의 인성을 열화시키므로, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.015％까지 허용할 수 있으므로, 0.015％ 이하로 한정하였다. 바람직하게는, 상한을 0.010％ 또는 0.008％로 제한한다.

S:0.015％ 이하

S는, 주로 MnS를 형성하여 강 중에 존재하고, 압연 냉각 후의 조직을 미세하게 하는 작용을 갖지만, 0.015％ 이상의 함유는, 판 두께 방향의 인성·연성을 저하시킨다. 이것을 회피하기 위해서는, S는 0.015％ 이하인 것이 필수이므로, S는 0.015％ 이하로 한정하였다. 바람직하게는, 상한을 0.010％, 0.006％ 또는 0.003％로 제한한다.

Cu:0.1 내지 0.5％

Cu는, 고용 강화 및 석출 강화에서 강판의 강도를 확보하기 위해 유효한 원소이며, 0.10％ 이상의 함유량이 필요하지만, 0.50％ 이상의 첨가는 열간 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 이로 인해, Cu는 0.1 내지 0.5％로 한정하였다. 바람직하게는, 하한을 0.15％로, 상한을 0.4％ 또는 0.3％로 제한한다.

Ni:0.1 내지 1.5％

Ni는, 강판의 강도 및 저온 인성 확보에 유효하며 0.10％ 이상의 함유량이 필요하지만, 매우 고가의 원소이므로, 1.50％ 이상의 첨가는 대폭의 비용 상승을 초래하게 된다. 이로 인해, Ni는 0.1 내지 1.5％로 한정하였다. 바람직하게는, 하한을 0.25％로, 상한을 1.2％로, 더욱 바람직하게는 하한을 0.65％로, 상한을 0.95％로 제한한다.

Cr:0.05 내지 0.8％

Cr은, 주로 고용 강화로 강판의 강도를 확보하기 위해 유효한 원소이며, 0.05％ 이상의 함유량이 필요하지만, 0.8％ 이상의 첨가는 강판의 가공성 및 용접성을 손상시키고, 또한 비용 상승을 초래한다. 이로 인해, Cr은 0.05 내지 0.8％로 한정하였다. 바람직하게는, 하한을 0.20％ 또는 0.30％로, 상한을 0.60％ 또는 0.45％로 제한한다.

Mo:0.05 내지 0.6％

Mo는, 석출 강화나 고용 강화에서 강판의 강도를 확보하기 위해 유효한 원소이며, 0.05％ 이상의 함유량이 필요하지만, 0.60％ 이상의 첨가는 강판의 가공성을 손상시키고, 또한 대폭의 비용 상승으로 된다. 이로 인해, Mo는 0.05 내지 0.6％로 한정하였다. 바람직하게는, 하한을 0.25 또는 0.30％로, 상한을 0.50％ 또는 0.45％로 제한한다.

Nb:0.005％ 미만

Nb는, 오스테나이트의 미재결정 영역을 확대하여, 페라이트의 미립화를 촉진하므로, 켄칭성의 저하를 초래하고, 또한 Nb 탄화물에 의해 HAZ 취화(脆化)가 발생하기 쉬워지므로, 가능한 한 함유하지 않는 것이 바람직하다. 그러나 0.005％는 허용 가능하므로, Nb는 0.005％ 미만으로 한정하였다. 바람직하게는 0.003％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.002％ 이하이다.

V:0.005 내지 0.060％

V는, 석출 강화에서 강판의 강도를 확보하기 위해 유효한 원소이며, 0.005％ 이상의 함유량이 필요하지만, 0.060％ 이상의 첨가는 강판의 용접성 및 인성을 손상시키므로, V는 0.005 내지 0.060％로 한정하였다. 바람직하게는, 하한을 0.025％ 또는 0.035％로, 상한을 0.050％ 또는 0.045％로 제한하는 것이 좋다.

Ti:0.003％ 미만

Ti는, C와 결합하여 TiC를 형성함으로써 모재 인성을 열화시킬 우려가 있고, 특히 780㎫급 강도의 강재에서 현저해지므로 가능한 한 함유하지 않는 것이 바람직하다. 그러나 0.003％ 미만은 허용할 수 있으므로, Ti는 0.003％ 미만으로 한정하였다. 바람직하게는 0.002％ 이하이다.

Al:0.02 내지 0.10％

Al은, N과 결합하여 AlN을 형성함으로써, 재가열시의 급격한 오스테나이트 입경의 조대화를 회피하는 효과가 있으므로, 0.02％ 이상의 첨가가 필요하지만, 0.10％의 첨가는 조대한 개재물을 형성하여, 인성을 열화시킬 우려가 있다. 이로 인해, Al은 0.02 내지 0.10％로 한정하였다. 판 두께 중심부의 강도 및 인성의 향상을 위해서는, 바람직하게는 0.04 내지 0.08％, 더욱 바람직하게는 0.05％ 내지 0.08％ 또는 0.06 내지 0.08％이다.

B:0.0005 내지 0.003％

B는, 켄칭성을 확보하기 위해 필요한 원소이며, 판 두께 중심부에 있어서 충분한 켄칭성 향상 효과를 얻기 위해 필요한 고용 B량인 0.0005％를 확보하기 위해서는, 0.0005％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나 0.003％ 이상의 첨가는, 과잉의 B에 의한 과도한 켄칭성의 상승에 의해, 저인성이 되는 것 및 과잉이 된 B가 조대한 질화물을 형성하여, 인성을 열화시킬 우려가 있다. 그로 인해, B는 0.0005 내지 0.003％로 한정하였다. 판 두께 중심부의 강도 및 인성의 향상을 위해서는, 바람직하게는 0.0005 내지 0.002％ 또는 0.0005 내지 0.0015％이다.

N:0.002 내지 0.006％

N은, Al과 결합하여 AlN을 형성함으로써, 재가열시의 급격한 오스테나이트 입경의 조대화를 회피하는 효과가 있지만, 0.006％ 이상의 첨가는 B와 결합함으로써 고용 B량을 감소시켜, 켄칭성의 저하를 초래할 우려가 있다. 그로 인해, N은 0.002 내지 0.006％로 한정하였다. 바람직하게는, 하한을 0.002％로, 상한을 0.004％로 제한하는 것이 좋다.

BNP:1.5 초과 4.0 미만

BNP는 켄칭성 확보에 필요한 Ti, N, B 밸런스를 구하는 하기 [수학식 2]로 나타내어지는 파라미터이며, 1.5 이하에서는 B가 과잉이 되어 인성 열화를 초래하고, 4.0 이상에서는 고용 B 부족에 의해 충분한 켄칭성을 얻을 수 없다. 그로 인해, BNP는 1.5 초과 4.0 미만으로 한정하였다. 판 두께 중심부의 강도 및 인성의 향상을 위해서는, 바람직하게는 하한을 1.8 또는 2.0 이상으로, 상한을 3.6, 3.2 또는 2.8로 제한한다.

이상이 본원 발명에 있어서의 필수인 원소이며, 이들의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 이하의 원소를 첨가하는 것도 유효하다.

Ca:0.0035％ 이하, REM:0.0040％ 이하 중 1종 또는 2종을 첨가

Ca 첨가에 의해, MnS의 형태를 제어하고, 저온 인성을 더욱 향상시키기 위해, 엄격한 HAZ 특성이 요구되는 경우는 선택하여 첨가할 수 있다. 또한, REM은 용강 중에서 미세 산화물, 미세 황화물을 형성하고 그 후에도 안정적으로 존재할 수 있으므로, 용접부에서 피닝 입자로서 유효하게 작용하고, 특히 대입열(大入熱) 용접 인성을 개선하는 작용이 있으므로, 특히 우수한 인성이 요구되는 경우에는 선택하여 첨가할 수 있다.

한편, 0.0035％를 초과하는 Ca의 첨가에서는, 강의 청정도를 손상시키고, 인성의 열화나 수소 유기 균열 감수성을 높여 버리므로, 0.0035％를 상한으로 하였다. REM은 0.0040％를 초과하는 첨가에서는, 정출물(晶出物)이 과잉이 되어 주조시의 래들 노즐 클로깅[Ladle nozzle clogging : 용강탕으로부터 턴디쉬(tundish)에 용강을 주입하기 위한 노즐에 용강이 막히는 현상]을 야기시킬 우려가 있으므로, 0.0040％를 상한으로 하였다.

다음에, 본 발명 강재의 제조 조건 한정의 이유에 대해 설명한다.

가열 온도에 대해서는, 1050℃ 이상 1200℃ 이하의 온도인 것이 필요하다. 1050℃ 미만의 가열에서는, 응고 중에 생성된 인성에 악영향을 미치는 조대한 개재물이 용해되지 않고 남을 가능성이 있다. 또한, 고온 가열하면 주조시에 냉각 속도를 제어하여 만들어진 석출물을 재용해시켜 버릴 가능성이 있다. 상술을 근거로 하면, 상 변태를 완료시키는 의미에서의 가열 온도로서는 1200℃ 이하로 충분하며, 그때 발생할 것이라 생각되는 결정립의 조대화도 미리 방지할 수 있다. 이상으로부터, 가열 온도를 1050℃ 이상 1200℃ 이하로 한정하였다. 바람직하게는, 1050℃ 이상 1150℃ 이하이다.

870℃ 이상에서 열간 압연을 완료시킬 필요가 있다. 그 이유로서, 870℃ 미만에서 압연을 실시한 경우, 오스테나이트의 재결정 온도와 미재결정 영역 온도에서의 압연이 되어, 오스테나이트 입경이 균일하지 않음으로써 재질이 불안정해지거나, 혹은 완전히 미재결정 영역 압연이 되어, 오스테나이트 입경이 50㎛ 이하로 미립화됨으로써, 오스테나이트 입계에 편석시켜야 할 고용 B가 부족할 우려가 있고, 그 결과 켄칭성이 저하되어 소요의 강도가 얻어지지 않게 되기 때문이다. 이로 인해, 870℃ 이상에서 열간 압연 완료로 한정하였다. 바람직하게는 880℃ 이상에서의 열간 압연 완료이다.

강편은 열간 압연을 완료시키고, 10초 이상 90초 이하 경과 후, 840℃ 이상의 온도로부터 5℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각시킬 필요가 있다. 10초 미만에서는 B가 충분히 오스테나이트 입계에 확산할 수 없고, 90초를 초과한 경우, B가 강 중 N과 결합하기 때문에 켄칭성이 저하되어, 소요의 강도가 얻어지지 않게 된다. 또한, 840℃ 미만으로부터 냉각을 개시하면 켄칭성의 관점에서 불리해져, 소요의 강도가 얻어지지 않을 가능성이 있다. 또한, 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는, 소요의 강도를 얻기 위해 필요한 하부 베이나이트 조직 혹은 마르텐사이트 조직을 균일하게 얻을 수 없다. 또한, 200℃를 초과하는 온도에서의 냉각 정지에서는, 하부 베이나이트 조직 혹은 마르텐사이트 조직에 있어서의 하부 조직(패킷, 블록 등)이 조대화됨으로써, 강도·인성 확보가 곤란해진다. 상기한 이유에 의해 강편은 열간 압연을 완료시킨, 10초 이상 90초 이하 경과 후, 840℃ 이상의 온도로부터 5℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각시키는 것으로 한정하였다. 바람직하게는, 860℃ 이상의 온도로부터의 냉각이다.

강편은 열간 압연을 완료하여 냉각한 후, 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도에서 20분 이상 60분 이하의 템퍼링 처리를 실시할 필요가 있다. 템퍼링 처리를 행하는 경우, 템퍼링 처리 온도가 고온이 될수록 강도 저하가 커지고, 650℃를 초과하면 그것이 현저해지므로, 소요의 강도가 얻어지지 않게 된다. 또한, 450℃ 미만의 템퍼링 처리에서는, 인성 개선 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 템퍼링 시간에 대해서는, 20분 미만에서는 인성 개선 효과가 충분히 얻어지지 않고, 60분을 초과하는 템퍼링 처리는 현저한 재질 변화가 없어, 열처리 시간의 확대에 수반되는 비용 상승 및 생산성의 저하를 초래한다. 상기한 이유에 의해, 강편은 열간 압연을 완료하여 냉각시킨 후, 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도에서 20분 이상 60분 이하의 템퍼링 처리를 실시하는 것으로 한정하였다.

다음에, 본 발명의 실시예에 대해 서술한다.

표 1의 화학 성분을 갖는 주편을 표 2 및 표 3에 나타내는 조건에서 열간 압연 및 템퍼링 처리를 행하여 강판으로 한 후, 기계적 성질을 평가하기 위해 시험을 행하였다. 인장 시험편은 각 강판의 판 두께의 1/4 및 1/2 부위로부터 JIS 4호 시험편을 채취하여, YS(0.2％ 내력), TS, El을 평가하였다. 모재 인성은 각 강판의 판 두께 1/4 및 1/2 부위로부터 JIS 2㎜ V노치 시험편을 채취하고, -40℃에서 샤르피 충격 시험을 행하여 얻어지는 충격 흡수 에너지값으로 평가하였다. 또한, HAZ 인성은, 용접 입열 5kJ/㎜ 상당의 재현 열사이클 시험을 실시한 강재를, -40℃에서의 샤르피 충격 시험에 의해 얻어지는 충격 흡수 에너지값에 의해 평가하였다. 또한, 모재 충격 시험 에너지값은 평균치로 100J 이상, HAZ 충격 시험 에너지값은 평균치로 50J 이상이 요망되는 특성이다.

표 4 및 표 5는 각 강에 있어서의 기계적 성질을 정리한 것을 나타낸다. 강 1 내지 25a는 본 발명의 예인 강판에 대해 나타낸 것이다. 표 1 및 표 2로부터 명백한 바와 같이 이들 강판은 화학 성분과 제조 조건의 각 요건을 만족하고 있고, 표 4에 나타내는 바와 같이, 모재 특성 및 HAZ 인성이 우수한 것을 알 수 있다. 또한, 규정 범위 내이면, Ca 및 REM을 첨가해도 양호한 기계적 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.

한편, 강 1 내지 25b는 표 1 및 표 2로부터 명백한 바와 같이 화학 성분은 만족하고 있지만, 제조 조건에서 본 발명으로부터 일탈한 것이다. 이들 강은, 표 4에 나타내는 바와 같이, 각각 재가열 온도(강 5b, 강 18b, 강 20b), 압연 종료 온도(강 8b, 강 11b, 강 22b), 압연 종료로부터 냉각 개시까지의 경과 시간(강 1b, 강 10b, 강 15b, 강 24b), 냉각 개시 온도(강 2b, 강 12b, 강 13b), 냉각 속도(강 7b, 강 9b, 강 14b, 강 23b), 냉각 정지 온도(강 3b, 강 19b, 강 21b), 템퍼링 온도(강 4b, 강 6b, 강 25b), 템퍼링 시간(강 16b, 강 17b)의 조건이 발명의 것과 상이하므로, 강도 혹은 HAZ 저온 인성이 열화되어 있다.

또한, 강 26 내지 45는 표 1로부터 명백한 바와 같이, 화학 성분에 대해 본 발명으로부터 일탈한 비교예를 나타낸 것이다. 이들 강은, 표 5에 나타내는 바와 같이, 각각 C량(강 39), Si량(강 37), Mn량(강 31), Cu량(강 27), Ni량(강 33), Cr량(강 41), Mo량(강 26), Nb량(강 29, 강 43), V량(강 30), Ti량(강 34, 강 44), Al량(강 36, 강 45), B량(강 35), N량(강 40), BNP(강 28, 강 42), Ca량(강 32), REM량(강 38)의 조건이 발명의 것과 상이하므로, 기계적 성질, 특히 저온에서의 인성(모재 및 HAZ)이 열화되어 있다.

본 발명에 따르면, Nb 프리, Ti 프리로 한 780㎫급의 강도와, 모재 및 HAZ부의 우수한 저온 인성, 즉 모재의 저온 인성 vE-40이 100J 이상, HAZ부의 저온 인성 vE-40이 50J 이상인 우수한 모재 저온 인성 및 HAZ 저온 인성을 겸비한 고장력 강판을 제조할 수 있어, 해양 구조물 및 수압관 등에 대한 후강판 등에 적절하게 이용할 수 있다고 하는 현저한 효과를 발휘하는 것이다.

Claims

질량％로,
C:0.06 내지 0.15％,
Si:0.05 내지 0.35％,
Mn:0.60 내지 2.00％,
P:0.015％ 이하,
S:0.015％ 이하,
Cu:0.1 내지 0.5％,
Ni:0.1 내지 1.5％,
Cr:0.05 내지 0.8％,
Mo:0.05 내지 0.6％,
Nb:0.005％ 미만,
V:0.005 내지 0.060％,
Ti:0.003％ 미만,
Al:0.02 내지 0.10％,
B:0.0005 내지 0.003％,
N:0.002 내지 0.006％
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기 [수학식 1]로 규정되는 탄소당량(Ceq)이 0.41 이상 0.61 이하이고,
하기 [수학식 2]로 규정되는 BNP가 1.5 초과 4.0 미만인 화학 성분의 강편을 1050℃ 이상 1200℃ 이하의 온도로 가열하여, 901℃이하 870℃ 이상에서 열간 압연을 완료시키고, 31초 이상 90초 이하 경과 후, 840℃ 이상의 온도로부터 5℃/s 이상의 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하고, 그 후 450℃ 이상 650℃ 이하의 온도에서 20분 이상 60분 이하의 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법.
[수학식 1]

[수학식 2]
제1항에 있어서, 상기 강편이, 질량％로,
Ca:0.0035％ 이하,
REM:0.0040％ 이하
중 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법.