KR101388334B1 - 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법 - Google Patents

내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

인장 강도가 600 MPa 이상의, 건설 산업 기계용 등으로서 바람직한 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재와 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, C, Si, Mn, Al, N, P, S 를 함유하고, 필요에 따라 Mo, Nb, V, Ti, Cu, Ni, Cr, W, B, Ca, REM, Mg 의 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 평균치가 판두께 방향 전체에 걸쳐 3 이상으로, 혹은, 추가로 라스 계면에 있어서의 시멘타이트 피복률이 50 % 이하이고, 혹은, 추가로 내지연 파괴 안전도 지수가 75 % 이상인 강이다. 또한, 상기 강을 주조 후, Ar3 변태점 이하로 냉각시키지 않고, 혹은 Ac3 변태점 이상으로 재가열 후, 미재결정역에 있어서의 압하율이 30 % 이상인 열간 압연을 실시하고, 계속해서 Ar3 변태점 이상으로부터 냉각 속도 1 ℃/s 이상으로 350 ℃ 이하의 온도까지 냉각시킨 후, Ac1 변태점 이하에서 템퍼링하는 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재의 제조 방법이다.

Description

내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법{HIGH TENSILE STEEL PRODUCTS EXCELLENT IN THE RESISTANCE TO DELAYED FRACTURE AND PROCESS FOR PRODUCTION OF THE SAME}
본 발명은, 내지연 파괴 특성 (delayed fracture resistance) 이 우수한 고장력 강재 (high tensile strength steels) 그리고 그 제조 방법에 관한 것으로, 인장 강도 (tensile strength) 가 600 MPa 이상, 특히 인장 강도가 900 MPa 이상에 있어서 내지연 파괴 특성이 우수한 것에 관한 것이다.
최근, 건설 산업 기계 (예를 들어, 크레인 (crane) 의 무브 (move) 나 크레인의 섀시 (chassis))·탱크 (tank)·팬스톡 (penstock)·파이프라인 (pipeline) 등의 강재 사용 분야에서는, 구조물 (structure) 의 대형화를 배경으로 하여 사용하는 강재의 고강도화가 지향됨과 함께, 강재의 사용 환경 (use environment) 의 가혹화가 진행되고 있다.
그러나, 이와 같은 강재의 고강도화 및 사용 환경의 가혹화는, 일반적으로 강재의 지연 파괴 감수성을 높이는 것으로 알려져 있고, 예를 들어 고력 볼트 (high tensile bolt) 의 분야에서는 JIS (Japanese Industrial Standards) B 1186 에서 F 11T 급 볼트 (인장 강도 1100 ∼ 1300 N/㎟) 에 대해서는 가능한 한 사용하지 않는 것으로 기재되어 있는 등, 고강도 강재의 사용은 한정적이다.
이 때문에, 일본 공개특허공보 평3-243745호, 일본 공개특허공보 2003-73737호, 일본 공개특허공보 2003-239041호, 일본 공개특허공보 2003-253376호 및, 일본 공개특허공보 2003-321743호 등으로, 성분의 적정화, 입계 강화, 결정립의 미세화, 수소 트랩 사이트의 활용, 조직 형태 제어, 탄화물의 미세 분산화 등의 다양한 기술을 이용하는 내지연 파괴 특성이 우수한 강판의 제조 방법이 제안되어 왔다.
그러나, 상기 일본 공개특허공보 평3-243745호, 일본 공개특허공보 2003-73737호, 일본 공개특허공보 2003-239041호, 일본 공개특허공보 2003-253376호 및, 일본 공개특허공보 2003-321743호 등에 기재되어 있는 방법에 의해서도, 강도 레벨이 높아지면, 어려운 부식 환경하에서 사용되는 경우에 요구되는 레벨의 내지연 파괴 특성을 얻는 것은 곤란하고, 특히 인장 강도가 900 MPa 이상인 높은 레벨로, 보다 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법이 요구되고 있었다.
본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 인장 강도가 600 MPa 이상, 특히 900 MPa 이상에 있어서, 종래의 강재보다 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명의 개시
지연 파괴는, 실온에서 강중을 확산 가능한 이른바 확산성 수소 (diffusible hydrogen) 가 응력 집중부 (stress concentration zone) 에 집적되고, 그 양이 재료의 한계값 (threshold limit value) 에 도달하면 발생하는 것으로 되어 있고, 그 한계값은 재료 강도나 조직 등에 의해 결정된다.
고강도강의 지연 파괴는, 일반적으로는 MnS 등의 비금속 개재물 (non-metallic inclusion) 등을 기점으로 하여, 구오스테나이트 입계 (prior austenite grain boundaries) 등을 따라 파괴하는 경우가 많다.
이 때문에, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 하나의 지침으로서, MnS 등의 비금속 개재물량을 줄이는 것이나 구오스테나이트 입계의 강도를 상승시키는 것을 들 수 있다.
본 발명자들은, 상기의 관점에서 강재의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해 예의 연구를 거듭한 결과, 특히 불순물 원소 (impurity elements) 인 P 및 S 의 함유량의 저하 및 미재결정역 (non-recrystallization region) 에 있어서의 압연 가공에 의한 결정립의 전신 (extension) 및 변형대 (deformation band) 의 도입에 의해, 비금속 개재물인 MnS 의 생성량이 저하되고, 또한, 구오스테나이트 입계에 편석되는 불순물 원소인 P 의 입계의 피복 밀도 (covering density) 의 저하 혹은, 추가로 라스 (lath) 의 계면에 석출되는 시멘타이트 (cementite) 량의 저하에 의해 구오스테나이트 입계의 강도 저하가 억제되고, 종래재보다 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 고장력 강재가 얻어진다는 것을 알아냈다.
본 발명은, 이상에서 나타낸 지견에 기초하여, 더욱 검토를 추가하여 이루어진 것으로서, 즉, 본 발명은,
1. 질량% 로, C : 0.02 ∼ 0.25 %, Si : 0.01 ∼ 0.8 %, Mn : 0.5 ∼ 2.0 %, Al : 0.005 ∼ 0.1 %, N : 0.0005 ∼ 0.008 %, P : 0.02 % 이하, S : 0.004 % 이하의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비 (aspect ratio) 의 평균치가 판두께 방향 전체에 걸쳐 3 이상인 것을 특징으로 하는 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재.
2. 추가로, S : 0.003 % 이하이고, 또한, 라스 계면에 있어서의 시멘타이트 피복률이 50 % 이하인 1 에 기재된 고장력 강재.
3. 추가로, 강 조성이, 질량% 로, Mo : 1 % 이하, Nb : 0.1 % 이하, V : 0.5 % 이하, Ti : 0.1 % 이하, Cu : 2 % 이하, Ni : 4 % 이하, Cr : 2 % 이하, W : 2 % 이하인 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 또는 2 에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재.
4. 추가로, 강 조성이, 질량% 로, B : 0.003 % 이하, Ca : 0.01 % 이하, REM : 0.02 % 이하, Mg : 0.01 % 이하인 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 내지 3 에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재.
5. 추가로, 강재에 수소를 함유시킨 후, 아연 도금 (zinc galvanizing) 에 의해 강중 수소를 밀봉하고, 그 후, 변형 속도 (strain rate) 가 1 × 10-3/초 이하인 저변형 속도 인장 시험 (slow strain rate test) 을 실시하고, 하기 식으로 구하는 내지연 파괴 안전도 지수 (safety index of delayed fracture resistance) 가 75 % 이상인 것을 특징으로 하는 1 내지 4 중 어느 하나에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재.
내지연 파괴 안전도 지수 (%) = 100 × (X1/X0)
여기서, X0 : 실질적으로 확산성 수소를 함유하지 않는 시험편의 리덕션
X1 : 확산성 수소를 함유하는 시험편의 리덕션
6. 상기 5 에 있어서, 상기 내지연 파괴 안전도 지수가 80 % 이상인 고장력 강재.
7. 상기 1 내지 4 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강을 주조 후, Ar3 변태점 (transformation temperature) 이하로 냉각시키지 않고, 혹은 Ac3 변태점 이상으로 재가열 후, 열간 압연을 개시하고, 미재결정역에 있어서의 압하율 (rolling reduction) 이 30 % 이상인 압연을 포함하는 열간 압연 (hot ro1ling) 에 의해 소정의 판두께로 하고, 계속해서 Ar3 변태점 이상으로부터 냉각 속도 (cooling rate) 1 ℃/s 이상으로 350 ℃ 이하의 온도까지 냉각시킨 후, Ac1 변태점 이하에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 5 에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재의 제조 방법.
8. 상기 7 에 기재된, Ac1 변태점 이하에서 템퍼링하는 방법에 있어서, 압연기 및 냉각 장치와 동일한 제조 라인상에 설치된 가열 장치를 사용하여, 370 ℃ 로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 템퍼링 온도까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 1 ℃/s 이상으로 하여, 판두께 중심부의 최고 도달 온도를 400 ℃ 이상으로 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 6 에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재의 제조 방법.
9. 상기 8 에 있어서, Ac1 변태점 이하에서 템퍼링하는 방법에 있어서, 추가로, 템퍼링 개시 온도로부터 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 2 ℃/s 이상으로 하는 특징으로 하는 6 에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도가 600 MPa 이상, 특히 900 MPa 이상에 있어서, 내지연 파괴 특성이 매우 우수한 고장력 강재의 제조가 가능해지고, 산업상 매우 유용하다.
본 발명에 의하면, 인장 강도가 600 MPa 이상, 특히 900 MPa 이상에서, 내지연 파괴 특성이 매우 우수한 고장력 강재의 제조가 가능해져, 산업상 매우 유용하다.
도 1 : 본 발명의 마르텐사이트 조직의 모식도를 나타낸다.
도 2 : 본 발명의 저속 가열 템퍼링 및 급속 가열 템퍼링인 경우의 라스 계면에 석출되는 시멘타이트의 모식도와 투과형 전자 현미경 (transmission electron microscope, TEM) (추출 레프리카 (extracted replica)) 의 사진을 나타낸다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
(성분 조성)
본 발명에 있어서의 성분의 한정 이유에 대해 서술한다. 화학 성분 조성을 나타내는 % 는 모두 질량% 이다.
C : 0.02 ∼ 0.25 %
C 는 강도를 확보하기 위해 함유하지만, 0.02 % 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 0.25 % 를 초과하면 모재 및 용접열 영향부의 인성 (靭性) 이 열화됨과 함께, 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, C 함유량을 0.02 ∼ 0.25 % 에 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.05 ∼ 0.20 % 이다.
Si : 0.01 ∼ 0.8 %
Si 는, 제강 단계의 탈산재 및 강도 향상 원소로서 함유하지만, 0.01 % 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 0.8 % 를 초과하면 입계가 취화 (脆化) 되어, 지연 파괴의 발생을 촉진시킨다. 따라서, Si 함유량을 0.01 ∼ 0.8 % 에 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.1 ∼ 0.5 % 이다.
Mn : 0.5 ∼ 2.0 %
*Mn 은, 강도를 확보하고, 또한 템퍼링할 때, 시멘타이트 중에 농축됨으로써, 치환형 원자인 Mn 의 확산이 시멘타이트의 성장을 율속시켜, 시멘타이트의 조대 (粗大) 화가 억제되기 때문에 함유하는데, 0.5 % 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 2.0 % 를 초과하면 용접열 영향부의 인성이 열화됨과 함께, 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, Mn 함유량을 0.5 ∼ 2.0 % 에 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.7 ∼ 1.8 % 이다.
Al : 0.005 ∼ 0.1 %
Al 는, 탈산재로서 첨가함과 동시에, 결정 입경의 미세화에도 효과가 있지만, 0.005 % 미만의 경우에는 그 효과가 충분하지 않고, 한편, 0.1 % 를 초과하여 함유하면, 강판의 표면에 흠집이 발생하기 쉬워진다. 따라서, Al 함유량을 0.005 ∼ 0.1 % 에 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.01 ∼ 0.05 % 이다.
N : 0.0005 ∼ 0.008 %
N 은, Ti 등과 질화물을 형성함으로써 조직을 미세화시키고, 모재 그리고 용접열 영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖기 때문에 첨가한다. 0.0005 % 미만의 첨가에서는 조직의 미세화 효과가 충분히 나타나지 않고, 한편, 0.008 % 를 초과하는 첨가는 고용 N 량이 증가되기 때문에 모재 및 용접열 영향부의 인성을 저해한다. 따라서, N 함유량을 0.0005 ∼ 0.008 % 에 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.001 ∼ 0.005 % 이다.
P : 0.02 % 이하
불순물 원소인 P 는, 템퍼링 처리시에 구오스테나이트 입계 등의 결정 입계에 편석되기 쉽고, 0.02 % 를 초과하면 인접 결정립의 접합 강도를 저하시켜, 저온 인성이나 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량을 0.02 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.015 % 이하이다.
S : 0.004 % 이하
불순물 원소인 S 는, 비금속 개재물인 MnS 를 생성하기 쉽고, 0.004 % 를 초과하면, 개재물의 양이 지나치게 많아져 연성 파괴의 강도가 저하되어, 저온 인성이나 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, S 함유량을 0.004 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.003 % 이하이다.
본 발명에서는, 원하는 특성에 따라 추가로 이하의 성분을 함유할 수 있다.
Mo : 1 % 이하
Mo 는, 퀀칭성 및 강도를 향상시키는 작용을 가짐과 동시에, 탄화물을 형성함으로써, 확산성 수소를 트랩하고, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 1 % 를 초과하는 첨가는 경제성이 떨어진다. 따라서, Mo 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 1 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.8 % 이하이다. 단, Mo 는 템퍼링 연화 저항을 크게 하는 작용을 갖고, 강도를 900 MPa 이상 확보하기 위해 0.2 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
Nb : 0.1 % 이하
Nb 는, 미량합금 원소로서 강도를 향상시킴과 동시에, 탄화물이나 질화물, 탄질화물을 형성함으로써, 확산성 수소를 트랩하고, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해 0.01 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1 % 를 초과하는 첨가는 용접열 영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Nb 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.1 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.05 % 이하이다.
V : 0.5 % 이하
V 는, 미량합금 원소로서 강도를 향상시킴과 동시에, 탄화물이나 질화물, 탄질화물을 형성함으로써, 확산성 수소를 트랩하고, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해 0.02 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5 % 를 초과하는 첨가는 용접열 영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, V 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.5 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.1 % 이하이다.
Ti : 0.1 % 이하
Ti 는, 압연 가열시 혹은 용접시에 TiN 을 생성하여, 오스테나이트 입자의 성장을 억제시키고, 모재 그리고 용접열 영향부의 인성을 향상시킴과 동시에, 탄화물이나 질화물, 탄질화물을 형성함으로써, 확산성 수소를 트랩하고, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해 0.005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1 % 를 초과하는 첨가는 용접열 영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Ti 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.1 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.05 % 이하이다.
Cu : 2 % 이하
Cu 는, 고용 강화 및 석출 강화에 의해 강도를 향상시키는 작용을 가지고 있다. 그 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 함유량이 2 % 를 초과하면, 강편 가열시나 용접시에 열간에서의 균열을 잘 발생시킨다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 2 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 1.5 % 이하이다.
Ni : 4 % 이하
Ni 는, 인성 및 퀀칭성을 향상시키는 작용을 가지고 있다. 그 효과를 얻기 위해 0.3 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 함유량이 4 % 를 초과하면, 경제성이 떨어진다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 4 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 3.8 % 이하이다.
Cr : 2 % 이하
Cr 은, 강도 및 인성을 향상시키는 작용을 가지고 있고, 또 고온 강도 특성이 우수하다. 또한, 템퍼링할 때, 시멘타이트 중에 농축됨으로써, 치환형 원자인 Cr 의 확산이 시멘타이트의 성장을 율속시키고, 시멘타이트의 조대화를 억제시키는 효과도 갖는다. 따라서, 고강도화되고, 또한 시멘타이트의 조대화를 억제시키는 경우에 적극적으로 첨가하고, 특히 인장 강도 900 MPa 이상의 특성을 얻기 위해 0.3 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 2 % 를 초과하면, 용접성이 열화된다. 따라서, Cr 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 2 % 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 1.5 % 이하이다.
W : 2 % 이하
W 는, 강도를 향상시키는 작용을 가지고 있다. 그 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 2 % 를 초과하면, 용접성이 열화된다. 따라서, W 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 2 % 이하로 한정한다.
B : 0.003 % 이하
B 는, 퀀칭성을 향상시키는 작용을 가지고 있다. 그 효과를 얻기 위해 0.0003 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.003 % 를 초과하면, 인성을 열화시킨다. 따라서, B 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.003 % 이하로 한정한다.
Ca : 0.01 % 이하
Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 불가결한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해 0.0004 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.01 % 를 초과하는 첨가는, 청정도나 내지연 파괴 특성의 저하를 초래한다. 따라서, Ca 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.01 % 이하로 한정한다.
REM : 0.02 % 이하
REM (주 : REM 이란 Rare Earth Metal 의 약자, 희토류 금속) 은, 강중에서 REM (rare-earth metal) (O, S) 으로서 REM 산황화물 (oxysulfide) 을 생성함으로써 결정 입계의 고용 S 량을 저감시켜 내 SR 균열 특성 (stress relief cracking resistance) (혹은, 내 PWHT 균열 특성 (post welded heat treatment cracking resistance) 이라고도 한다) 을 개선시킨다. 그 효과를 얻기 위해 0.001 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.02 % 를 초과하는 첨가는 침전 정대 (晶帶) 에 REM 산황화물이 현저하게 집적되어, 재질의 열화를 초래한다. 따라서, REM 을 첨가하는 경우에는, 그 첨가량을 0.02 % 이하로 한정한다.
Mg : 0.01 % 이하
Mg 은, 용선 탈유재로서 사용하는 경우가 있다. 그 효과를 얻기 위해 0.001 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.01 % 를 초과하는 첨가는 청정도의 저하를 초래한다. 따라서, Mg 을 첨가하는 경우에는, 그 첨가량을 0.01 % 이하로 한정한다.
[미크로 조직]
본 발명에 있어서의 미크로 조직의 한정 이유에 대해 서술한다.
본 발명의 고강도강을 구성하는 대표적인 조직은, 마르텐사이트 혹은 베이나이트이다. 특히, 본 발명의 마르텐사이트 조직은, 도 1 의 조직 모식도에 나타내는 복수의 특징적인 4 개의 조직 단위 (구오스테나이트 입자 (prior austenite), 패킷 (packet), 블록 (block), 라스 (lath)) 가 계층적으로 겹치는 미세하고 복잡한 형태를 갖는다. 여기서, 패킷이란, 평행하게 병렬된 동일한 정벽면 (habit plane) 을 갖는 라스 집단으로 이루어지는 영역으로 정의되고, 블록은 평행하고 또한 동일한 방위의 라스 집단으로 이루어진다.
본 발명에서는, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비 (도 1 에 있어서, 구오스테나이트 입자의 장축 a 와 단축 b 의 비 a/b) 의 평균치를 판두께 방향 전체에 걸쳐 3 이상, 바람직하게는 4 이상으로 한다.
구오스테나이트 입자의 애스펙트비를 3 이상으로 함으로써, 템퍼링 처리시에 구오스테나이트 입계나 패킷 경계 등에 편석되는 P 의 입계 피복률을 저감시켜 저온 인성 (low-temperature toughness) 및 내지연 파괴 특성을 향상시키고, 당해 미크로 조직 (microstructure) 을 판두께 방향 전체에 걸쳐 구비함으로써, 이들 특성을 구비한 균질한 강재로 한다.
구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 측정은, 예를 들어, 피크르산 (picric acid) 을 사용하여 구오스테나이트 입자를 현출 후, 화상 해석 (image analysis) 으로 평가하고, 예를 들어, 500 개 이상의 구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 단순 평균치로 한다.
본 발명에서, 애스펙트비의 평균치가, 판두께 방향 전체에 걸쳐 3 이상이란, 적어도, 강판 표면의 표면 하 1 ㎜, 판두께 1/4, 1/2, 3/4 부, 강판 이면의 표면 하 1 ㎜ 의 각 위치에 있어서의 애스펙트비의 평균치가 3 이상, 더욱 바람직하게는 4 이상인 경우를 가리킨다.
저자들은, 상기에 추가하여, 더욱 상세하게 연구한 결과, 특히, 도 1 의 블록 내에 생성되어 있는 다수의 미세한 라스 계면에 석출되는 시멘타이트량 (이후, 라스 계면의 시멘타이트 피복률이라고 한다) 을 50 % 이하로 함으로써, 구오스테나이트 입계의 강도 저하가 억제되어, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다는 것을 알아냈다. 라스 계면의 시멘타이트 피복률은, 더욱 바람직하게는 30 % 이하이다. 도 2 에 라스 계면에 석출된 시멘타이트의 모식도와 TEM 사진을 나타낸다.
도 2 에 나타내는 바와 같이, 라스 계면의 시멘타이트 피복률은, 나이탈 (질산 알코올 용액 (nital)) 을 사용하여 출현시킨 조직을 주사 전자 현미경으로 사진 촬영하고, 그 사진을 사용하여, 예를 들어, 50 개 이상의 라스 계면 상에 석출된 시멘타이트의 계면을 따른 길이 (Lcementite) 와 라스 계면 (LLath) 의 길이를 측정하고, 시멘타이트의 라스 계면을 따른 길이의 총합을 라스 계면 길이의 총합으로 나누고, 100 을 곱한 수치로 한다.
[내지연 파괴 안전도 지수]
본 발명에서는, 추가로, 강재에 수소를 함유시킨 후, 아연 도금에 의해 강중 수소를 밀봉하고, 그 후, 변형 속도가 1 × 10-3/초 이하의 저변형 속도 인장 시험을 실시하여, 하기 식으로 구하는 내지연 파괴 안전도 지수가 75 % 이상, 더욱 바람직하게는 80 % 이상인 것을 규정할 수 있다.
내지연 파괴 안전도 지수 (%) = 100 × (X1/X0)
여기서, X0 : 실질적으로 확산성 수소를 함유하지 않는 시험편의 리덕션
X1 : 확산성 수소를 함유하는 시험편의 리덕션
내지연 파괴 안전도 지수에 따라, 강재의 내지연 파괴 특성의 우열을 정량 적으로 평가할 수 있고, 본 지수가 높으면 높을수록, 내지연 파괴 특성이 우수하다고 할 수 있는데, 통상적인 대기 환경하에서의 강재 사용에 있어서는, 내지연 파괴 안전도 지수를 75 % 이상, 더욱 바람직하게는 80 % 이상으로 함으로써 실용적으로 충분히 양호한 내지연 파괴 특성을 얻을 수 있다. 단, 인장 강도가 1200 MPa 미만인 강종에 관해서는, 부식 환경이나 저온 환경 등의 가혹한 환경하에서 사용되는 경우나, 가공도도 가혹해지는 경우도 있다는 점에서 80 % 이상, 더욱 바람직하게는 85 % 이상의 내지연 파괴 안전도 지수를 갖는 것이 바람직하다.
[제조 조건]
본 발명은, 강판 (steel plate), 형강 (steel shapes) 및 봉강 (steel bar) 등 다양한 형상의 강재에 적용할 수 있고, 제조 조건에 있어서의 온도 규정은 강재 중심부에서의 것으로 하고, 강판은 판두께 중심, 형강은 본 발명에 관련된 특성을 부여하는 부위의 판두께 중심, 봉강에서는 직경 방향의 중심으로 한다. 단, 중심부 근방은 거의 동일한 온도 이력이 되므로, 중심 그 자체에 한정되는 것은 아니다.
주조 조건 (cast condition)
본 발명은, 어떠한 주조 조건으로 제조된 강재에 대해서도 유효하므로, 특별히 주조 조건을 한정할 필요는 없다. 용강으로부터 주편 (鑄片) 을 제조하는 방법이나, 주편을 압연하여 강편을 제조하는 방법은 특별히 규정되지 않는다. 전로법·전기로법 등에 의하여 용제된 강이나, 연속 주조·조괴법 등에 의하여 제조된 슬래브를 이용할 수 있다.
열간 압연 조건
주편을 압연하여 강편을 제조할 때, Ar3 변태점 이하로 냉각시키지 않고, 그대로 열간 압연을 개시해도 되고, 한번 냉각시킨 주편을 Ac3 변태점 이상으로 재가열한 후에 열간 압연을 개시해도 된다. 이것은, 이 온도역에서 압연을 개시하면, 본 발명의 유효성이 없어지지 않기 때문이다.
또한, 미재결정역에 있어서의 압하율을 30 % 이상, 바람직하게는 40 % 이상으로 하고, 압연은 Ar3 변태점 이상에서 종료하는 것으로 한다. 압하율 30 % 이상의 미재결정역 압연은, 열간 압연시에 오스테나이트 입자를 전신 (展伸) 시킴과 동시에 변형대를 도입하여, 템퍼링 처리시에 입계에 편석되는 P 의 입계 피복률을 저감시키기 위해서이다.
구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 높을수록, 유효 결정 입경 (파면 단위가 되는 결정립의 입자경 (effective grain size) 구체적으로는, 패킷) 이 미세화되고, 또한 P 의 구오스테나이트 입계나 패킷 경계 등의 입계 피복률이 작아지기 때문에, 내지연 파괴 특성이 향상된다.
본 발명에서는 Ar3 변태점 (℃) 및 Ac3 변태점 (℃) 을 구하는 식은 특별히 규정하지 않지만, 예를 들어 Ar3 = 910 - 310 C - 80 Mn - 20 Cu - 15 Cr - 55 Ni - 80 Mo, Ac3 = 854 - 180 C + 44 Si - 14 Mn - 17.8 Ni - 1.7 Cr 로 한다. 이들 식에 있어서 각 원소는 강중 함유량 (질량%) 으로 한다.
열간 압연 후의 냉각 조건
열간 압연 종료 후, 모재 강도 및 모재 인성을 확보하기 위해, Ar3 변태점 이상의 온도로부터 350 ℃ 이하의 온도까지 냉각 속도 1 ℃/s 이상에서, 강제 냉각을 실시한다. 강제·냉각 개시 온도를 Ar3 변태점 이상으로 하는 이유는, 오스테나이트 단상의 상태로부터 강판을 냉각시키기 위함이다. Ar3 변태점 미만의 온도역으로부터 냉각시킨 경우에는, 퀀칭 조직이 불균일해지고, 인성이나 내지연 파괴 특성의 열화를 초래한다. 강판의 온도가 350 ℃ 이하가 될 때까지 냉각시키는 이유는, 오스테나이트로부터 마르텐사이트 혹은 베이나이트로의 변태를 완료시켜, 모재를 강인화하고, 또한 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위함이다. 이 때의 냉각 속도는 1 ℃/s 이상, 바람직하게는 2 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 냉각 속도는, 열간 압연 종료 후, Ar3 변태점 이상의 온도로부터 350 ℃ 이하의 온도까지 냉각에 필요한 온도 차이를 그 냉각시키는 데 요구되는 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다.
템퍼링 조건
판두께 중심부에서의 최고 도달 온도가 Ac1 변태점 이하가 되는 소정의 온도에서 템퍼링 처리를 실시한다. Ac1 변태점 이하로 한정되는 이유는, Ac1 변태점을 초과하면 오스테나이트 변태를 일으켜 강도가 크게 저하되기 때문이다. 또한, 템퍼링은, 압연기 및 냉각 장치와 동일한 제조 라인상에서 냉각 장치의 하류측에 설치된 온라인 가열 장치를 사용하는 것이 바람직하다. 압연·퀀칭 처리로부터 템퍼링 처리까지 요구되는 시간을 단축시킬 수 있게 되어, 생산성 향상이 얻어지기 때문이다.
또, 템퍼링시의 승온 속도는, 0.05 ℃/s 이상이 바람직하다. 0.05 ℃/s 미만에서는, 템퍼링 처리시에 P 가 구오스테나이트 입계나 패킷 경계 등에 편석되는 양이 많아지고, 저온 인성이나 내지연 파괴 특성이 열화되기 때문이다. 또한, 템퍼링시의 승온 속도는 2 ℃/s 이하의 저속 가열이면, 템퍼링 온도에 있어서의 유지 시간은, 시멘타이트 등의 석출물의 성장을 억제시키고, 또한 생산성의 관점에서 30 min 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한 바람직한 템퍼링 조건은, 370 ℃ 로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 템퍼링 온도까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 1 ℃/s 이상의 급속 가열로 하여, 판두께 중심부의 최고 도달 온도를 400 ℃ 이상으로 템퍼링하는 것이 바람직하다.
평균 승온 속도를 1 ℃/s 이상으로 하는 이유는 구오스테나이트 입계나 패킷 경계 등에 편석되는 불순물 원소인 P 의 입계 피복 밀도를 저하시키고, 또한, 도 2 에 본 발명의 저속 가열 템퍼링 및 급속 가열 템퍼링인 경우의 라스 계면에 석출된 시멘타이트의 모식도와 TEM 사진의 비교를 나타내는데, 라스 계면에 석출되는 시멘타이트량의 저하를 달성하기 위함이다.
P 의 구오스테나이트 입계나 패킷 경계 등으로의 입계 편석을 보다 효과적으로 방지하는 경우, 추가로, 상기의 370 ℃ 로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 템퍼링 온도까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 1 ℃/s 이상의 급속 가열에 추가하여, 템퍼링 개시 온도로부터 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 2 ℃/s 이상의 급속 가열로 하는 것이 바람직하다.
템퍼링 개시 온도로부터 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 2 ℃/s 이상으로 한 이유는, 특히 이 온도역에 있어서 P 가 구오스테나이트 입계나 패킷 경계 등에 편석되기 쉽기 때문이다.
또, 370 ℃ 로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 템퍼링 온도까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 1 ℃/s 이상으로 하는 경우, 또한 템퍼링 개시 온도로부터 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 2 ℃/s 이상으로 하는 경우에는, 템퍼링 온도에 있어서의 유지 시간은, 생산성이나 시멘타이트 등의 석출물의 조대화에서 기인하는 내지연 파괴 특성의 열화를 방지하기 위해, 60 s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 승온 속도는, 냉각 후, 판두께 중심부에서의 최고 도달 온도가 Ac1 변태점 이하가 되는 소정의 온도까지의 재가열에 필요한 온도 차이를 재가열하는 데에 요구되는 시간으로 나눈 평균 승온 속도이다.
템퍼링 후의 냉각 속도는, 냉각 중에 있어서의 석출물의 조대화를 방지하기 위해, 템퍼링 온도 ∼ 200 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 0.05 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 템퍼링을 위한 가열은, 유도 가열 (induction heating), 통전 가열 (energization heating), 적외선 폭사 가열 (infra-red radiant heating), 분위기 가열 (furnace heating) 등의 어느 방식이어도 된다.
템퍼링 장치는, 압연기 및 직접 퀀칭 장치와 다른 제조 라인상에 설치된 가열 장치를 사용해도 되고, 압연기 및 직접 퀀칭 장치와 동일한 제조 라인상에 직결하여 설치된 가열 장치를 사용해도 된다. 어느 배치된 가열 장치라도, 본 발명의 효과가 손상되는 경우는 없다.
실시예 1
표 1 및 2 에 실시예에서 사용한 강의 화학 성분을 나타내고, 표 3 및 4 에 강판 제조 조건, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비를 나타낸다.
표 1 및 2 에 나타내는 화학 성분의 강 A ∼ Z, AA ∼ II 를 용제하여 슬래브 (슬래브 치수 : 100 ㎜ 높이 x 150 ㎜ 폭 x 150 ㎜ 길이) 로 주조하고, 가열로에서, 표 3 및 4 에 나타내는 가열 온도로 가열 후, 표 3 및 4 에 나타내는 미재결정역의 압하율로 열간 압연을 실시하여 강판으로 하였다. 열간 압연 후, 계속해서 표 3 및 4 에 나타내는 직접 퀀칭 개시 온도와 직접 퀀칭 정지 온도와 냉각 속도로 직접 퀀칭하고, 다음으로, 솔레노이드형 유도 가열 장치 (solenoid type induction heating apparatus) 를 사용하여 표 3 및 4 에 나타내는 템퍼링 개시 온도와 템퍼링 온도와 유지 시간으로, 템퍼링 처리를 실시하였다. 직접 퀀칭 (direct quenching) 은 냉각 속도 1 ℃/s 이상으로, 350 ℃ 이하의 온도까지의 강제 냉각 (수랭) 에 의해 실시하였다.
또, 판두께 중심부의 평균 승온 속도는, 강판의 통판 속도에 의해 제어하였다. 또한, 템퍼링 온도에서 유지하는 경우에는, 강판을 솔레노이드형 유도 가열 장치 내에서 왕복시켜 가열시킴으로써, 목표 가열 온도에 대해 ± 5 ℃ 의 범위 내에서 유지하였다.
또, 템퍼링 가열 후의 냉각은 표 3 및 4 에 나타내는 바와 같이 공랭 (air cooling) 으로 하였다. 템퍼링 온도나 퀀칭 온도 등의 판두께 중심부에 있어서의 온도는, 방사 온도계 (emission pyrometer) 에 의한 표면의 축차에 있어서의 온도 측정 결과로부터, 전열계산 (heat transfer calculation) 에 의해 구하였다.
표 5 및 6 에 얻어진 강판의 항복 강도 (yield strength), 인장 강도, 파면 천이 온도 (fracture appearance transition temperature) (vTrs), 내지연 파괴 안전도 지수를 나타낸다.
냉각 속도는, 직접 퀀칭 개시 온도로부터 직접 퀀칭 정지 온도 사이의 판두께 중심부에 있어서의 평균 냉각 속도로 하였다.
이하의 시험에 사용한 시험편은, 강판 길이 방향의 중앙부 및 강판 폭 방향의 1/4 위치로부터 시험편을 각 3 개 채취하였다.
구오스테나이트 입자의 애스펙트비는, 광학 현미경 (optical microscope) 을 사용하여, 피크르산에 의해 에칭 (etching) 한 조직을 강판 표면의 표면 하 1 ㎜, 판두께 1/4, 1/2, 3/4 부, 강판 이면의 표면 하 1 ㎜ 의 각 위치에서 사진 촬영하고, 각각 약 500 개의 구오스테나이트 입자의 애스펙트비를 측정하여, 그 평균치를 구하였다.
또, 항복 강도 및 인장 강도는, JIS Z2241 에 준거하여, 전체 두께 인장 시험편에 의해 측정하고, 인성은 JIS Z2242 에 준거하여, 판두께 중심부로부터 채취된 시험편을 사용한 샤르피 충격 시험에 의해 얻어지는 vTrs 로 평가하였다.
또한, 내지연 파괴 안전도 지수는, 봉 형상 시험편을 사용하여, 음극 수소 차징법 (cathodic hydrogen charging) 에 의해, 시험편 중의 확산성 수소량 (amount of diffusible hydrogen) 이 약 0.5 mass ppm 이 되도록 수소를 차징한 후, 시험편 표면에 아연 도금을 실시함으로써 수소를 밀봉하고, 그 후, 1 × 10-6/초의 변형 속도로 인장 시험을 실시하여, 파단된 시험편의 리덕션 (reduction of area) 을 구하고, 추가로 동일한 변형 속도로 수소를 차징하지 않은 시험편의 인장 시험도 실시하여, 하기의 식에 따라 평가하였다.
내지연 파괴 안전도 지수 (%) = 100 × (X1/X0)
여기서, X0 : 실질적으로 확산성 수소를 함유하지 않는 시험편의 리덕션
X1 : 확산성 수소를 함유하는 시험편의 리덕션
vTrs 의 목표는, 인장 강도 1200 MPa 미만의 강종에 관해서는 -40 ℃ 이하로 하고, 인장 강도 1200 MPa 이상의 강종에 관해서는 -30 ℃ 이하로 하였다. 한편, 내지연 파괴 안전도 지수의 목표는, 인장 강도 1200 MPa 미만의 강종에 관해서는 80 % 이상으로 하고, 인장 강도 1200 MPa 이상의 강종에 관해서는 75 % 이상으로 하였다.
표 3 및 4 에서 명확한 바와 같이, 미재결정역 압하율이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.18 ∼ 20 은, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비도 본 발명의 범위로부터 벗어나 있다.
또, 표 5 및 6 에서 명확한 바와 같이, 본 발명법에 의해 제조된 강판 No.1 ∼ 17 및 강판 No.33 ∼ 39 (본 발명예) 는, 화학 성분, 제조 방법, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 본 발명의 범위이고, 양호한 vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수를 얻을 수 있었다.
이에 대하여, 비교 강판 No.18 ∼ 32 및 강판 No.40 ∼ 44 (비교예) 는, vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수의 적어도 1 개가 상기 목표 범위를 벗어나 있다. 이하, 이들 비교예를 개별적으로 설명한다.
성분이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.29 ∼ 32 및 강판 No.40 ∼ 44 는, vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수의 적어도 1 개가 목표치에 도달하지 않았다.
미재결정역 압하율이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.18 ∼ 20 은, 내지연 파괴 안전도 지수가 목표치에 도달하지 않았다.
직접 퀀칭 개시 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.21 ∼ 23 은, vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수 모두가 목표치에 도달하지 않았다.
직접 퀀칭 정지 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.24 는 vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수 모두가 목표치에 도달하지 않았다.
냉각 속도 및 직접 퀀칭 정지 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.25 는, vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수 모두가 목표치에 도달하지 않았다.
템퍼링 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.26 ∼ 28 은 vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수 모두가 목표치에 도달하지 않았다.
실시예 2
표 7 및 8 에 나타내는 화학 성분의 강 A ∼ Z, AA ∼ II 를 용제하여, 실시예 1 과 동일한 제조 조건으로, 슬래브로 주조하고, 가열로에서 가열 후, 열간 압연을 실시하여 강판으로 하였다. 열간 압연 후, 이어서 직접 퀀칭하고, 다음으로, 솔레노이드형 유도 가열 장치를 사용하여 템퍼링을 실시하였다. 직접 퀀칭은 냉각 속도 1 ℃/s 이상으로 350 ℃ 이하의 온도까지의 강제 냉각 (수랭) 에 의해 실시하였다.
구오스테나이트 입자의 애스펙트비는, 실시예 1 과 동일하게 하여 구하고, 약 550 개의 구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 평균치로 하였다.
라스 계면의 시멘타이트 피복률은, 주사 전자 현미경을 사용하여, 나이탈에 의해 에칭된 조직을 판두께 1/4 의 위치에서 사진 촬영하고, 약 60 개의 라스 계면 상에 석출된 시멘타이트의 계면을 따른 길이 (LCementite) 와 라스 계면 (LLath) 의 길이를 측정하고, 시멘타이트의 라스 계면을 따른 길이의 총합을 라스 계면의 총합의 길이로 나누고, 100 을 곱한 수치로 하였다.
또, 항복 강도 및 인장 강도와 내지연 파괴 안전도 지수는, 실시예 1 과 동일하게 하여 구하였다.
vTrs 의 목표는, 인장 강도 1200 MPa 미만의 강종에 관해서는 -40 ℃ 이하로 하고, 인장 강도 1200 MPa 이상의 강종에 관해서는 -30 ℃ 이하로 하였다. 한편, 내지연 파괴 안전도 지수의 목표는, 인장 강도 1200 MPa 미만의 강종에 관해서는 85 % 이상으로 하고, 인장 강도 1200 MPa 이상의 강종에 관해서는 80 % 이상으로 하였다.
표 9 및 10 에 강판 제조 조건, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비, 라스의 시멘타이트 피복률을, 표 11 및 12 에 얻어진 강판의 항복 강도, 인장 강도, 파면 천이 온도 (vTrs), 내지연 파괴 안전도 지수를 나타낸다.
또한, 표 9 ∼ 12 에 나타내는 실시예에서의 구분은, 청구항 8 에 기재된 발명의 요건을 만족시키는 것을 본 발명예, 만족시키지 않는 것을 비교예로 하였다. No.1 ∼ 17 및 41 ∼ 47 은, 템퍼링 개시 온도로부터 370 ℃ 까지의 가열 속도를 2 ℃/s 이상으로 하는 것으로, 청구항 9 에 기재된 발명예이다.
No.35, 36 은 청구항 9 에 기재된 발명의 요건 중, 템퍼링 개시 온도로부터 370 ℃ 까지의 가열 속도를 2 ℃/s 이상으로 하는 요건을 만족시키고 있지 않지만, 청구항 8 에 기재된 발명의 요건을 만족시키고 있기 때문에 구분에 있어서 본 발명예이다.
표 9 및 10 에서 명확한 바와 같이, 미재결정역 압하율이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.18 ∼ 20 은, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 라스의 시멘타이트 피복률 모두가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있다.
또, 템퍼링 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.26 ∼ 28 은 라스의 시멘타이트 피복률이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있다.
또한, 템퍼링 개시 온도로부터 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도 및 370 ℃ 로부터 템퍼링 온도까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도의 적어도 1 개가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.30, 32 ∼ 34 는, 라스의 시멘타이트 피복률이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있다.
또, 표 11 및 12 로부터 명확한 바와 같이, 본 발명법에 의해 제조된 강판 No.1 ∼ 17 및 35, 36 (본 발명예) 은 화학 성분, 제조 방법, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비, 라스의 시멘타이트 피복률이 본 발명의 범위이고, 양호한 vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수를 얻을 수 있었다.
또한, 본 발명의 범위 내에서, 템퍼링 개시 온도 ∼ 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도만이 상이한 강판 No.4 와 강판 No.35, 및 강판 No.12 와 강판 No.36 을 비교하면, 템퍼링 개시 온도 ∼ 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도가 2 ℃/s 이상인 강판 No.4, 12 쪽이 각각 강판 No.35, 36 보다 우수한 vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수를 가지고 있다는 것을 알 수 있다.
이에 대하여, 비교 강판 No.18 ∼ 34 및 37 ∼ 40, 48 ∼ 52 (비교예) 는, vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수의 적어도 1 개가 상기 목표 범위를 벗어나 있다. 이하, 이들 비교예를 개별적으로 설명한다.
성분이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.37 ∼ 40 및 48 ∼ 52 는, vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수 모두가 목표치에 도달하지 않았다.
미재결정역 압하율이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.18 ∼ 20 은, 내지연 파괴 안전도 지수가 목표치에 도달하지 않았다.
직접 퀀칭 개시 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.21 ∼ 23 은, vTrs 및 내지연 파괴 안전도 지수의 적어도 1 개가 목표치에 도달하지 않았다.
직접 퀀칭 정지 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.24, 25 는, vTrs 가 목표치에 도달하지 않았다.
템퍼링 온도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.26 ∼ 28 은, vTrs 및 내수소 취화 안전도 지수의 어느 1 개가 목표치에 도달하지 않았다.
370 ℃ ∼ 템퍼링 온도까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 강판 No.29 ∼ 34 는, vTrs 및 내수소 취화 안전도 지수의 적어도 1 개가 목표치에 도달하지 않았다.
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Claims (20)

  1. 질량% 로, C : 0.02 ∼ 0.25 %, Si : 0.01 ∼ 0.8 %, Mn : 0.5 ∼ 2.0 %, Al : 0.005 ∼ 0.1 %, N : 0.0005 ∼ 0.008 %, P : 0.02 % 이하, S : 0.003 % 이하인 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 조성을 갖는 강을 주조 후, Ar3 변태점 이하로 냉각시키지 않고, 혹은 Ac3 변태점 이상으로 재가열 후, 열간 압연을 개시하고, 미재결정역에 있어서의 압하율이 30 % 이상인 압연을 포함하는 열간 압연을 행하고, 계속해서 Ar3 변태점 이상으로부터 냉각 속도 1 ℃/s 이상으로 350 ℃ 이하의 온도까지 냉각시킨 후, 압연기 및 냉각 장치와 동일한 제조 라인 상에 설치된 가열 장치를 사용하여, 템퍼링 개시 온도에서 370 ℃ 까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 6 ℃/s 이상으로 하고,
    또한 상기 370 ℃ 로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 템퍼링 온도까지의 판두께 중심부의 평균 승온 속도를 6.3 ℃/s 이상으로 하여, 판두께 중심부의 최고 도달 온도를 400 ℃ 이상으로 템퍼링하고,
    템퍼링 온도에 있어서의 유지 시간을 60 s 이내로 함으로써, 구 오스테나이트 입자의 애스펙트비의 평균치가 판두께 방향 전체에 걸쳐 3 이상이며, 또한, 라스의 계면에 있어서의 시멘타이트 피복률이 50 % 이하이고,
    상기 시멘타이트는 형상이 구상인 것을 특징으로 하는 고장력 강재의 제조 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로, 강 조성이, 질량% 로, Mo : 1 % 이하, Nb : 0.1 % 이하, V : 0.5 % 이하, Ti : 0.1 % 이하, Cu : 2 % 이하, Ni : 4 % 이하, Cr : 2 % 이하, W : 2 % 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고장력 강재의 제조 방법.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    추가로, 강 조성이, 질량% 로, B : 0.003 % 이하, Ca : 0.01 % 이하, REM : 0.02 % 이하, Mg : 0.01 % 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고장력 강재의 제조 방법.
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