KR101716265B1

KR101716265B1 - 후육 고인성 고장력 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101716265B1
Application number: KR1020157024160A
Authority: KR
Inventors: 시게키 기츠야; 나오키 마츠나가; 카츠유키 이치미야; 카즈쿠니 하세; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-03-15
Filing date: 2014-03-11
Publication date: 2017-03-14
Also published as: US10000833B2; KR20150114574A; CN105008570B; KR101806340B1; JP5928654B2; EP2942414A4; US20160010192A1; WO2014141697A1; CN105008570A; SG11201505732RA; JPWO2014141697A1; EP2942414A1; EP2942414B1; CA2899570A1; KR20170030095A; CA2899570C

Abstract

판두께 중심부의 강도·인성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다.　판두께 방향의 전역에 걸친 마이크로 조직이, 평균 구(舊)오스테나이트 입경(粒徑)으로 50㎛ 이하, 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 조직의 면적 분율이 80％ 이상이고, 특정 성분 조성을 갖는 후육 강판이다. 상기 특정 성분 조성의 연속 주조 슬래브를, 1200℃∼1350℃로 가열 후, 변형 속도가 3/s 이하이고 누적 압하율이 15％ 이상이 되는 열간 가공을 행하고, 그 후, 열간 압연, 열처리를 행한다.

Description

후육 고인성 고장력 강판 및 그의 제조 방법{THICK, TOUGH, HIGH TENSILE STRENGTH STEEL PLATE AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 건축, 교량, 조선, 해양 구조물, 건산기(construction and industrial machineries), 탱크, 펜스톡(penstocks) 등 강제 구조물에 이용되는, 강도, 인성 및 용접성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 적합하게는, 판두께 100㎜ 이상, 또한 항복 강도가 620㎫ 이상인 것에 관한 것이다.

최근, 강구조물의 대형화가 현저하게 진전되어, 사용되는 강재의 고강도화나 후육화가 현저하게 진행되고 있다. 판두께 100㎜ 이상의 후육의 강판은, 통상, 조괴법(ingot making method)에 의해 제조된 대형 강괴를 분괴 압연하여, 얻어진 분괴 슬래브를 열간 압연함으로써 제조된다. 그러나, 이 조괴-분괴 프로세스는 압탕부(hot tops)의 농후 편석부나 강괴 저부(ingot bottom)의 부편석부(negatively segregated areas)를 잘라 버릴 필요가 있기 때문에, 수율이 저하되어, 제조 비용이 상승하고, 공기(work period)가 길어진다.

한편, 연속 주조 슬래브를 소재로서 이용한 프로세스에서는 이러한 염려는 없기는 하지만, 연속 주조 슬래브의 두께가 조괴 슬래브에 비해 작기 때문에 제품두께까지의 압하율이 작아, 강재가 고강도화, 후육화된 경우, 필요한 특성을 확보하기 위해 첨가되는 합금 원소량이 증가하여, 중심 편석에 기인하는 센터 포로시티(center porosities)의 발생, 대형화에 의한 내질(internal quality)의 열화가 문제가 된다.

이 문제를 해결하기 위해, 종래, 연속 주조 슬래브로부터 극후강판을 제조하는 과정에서 센터 포로시티를 압착하여, 중심 편석부의 특성을 개선하는 것을 목적으로, 이하와 같은 기술이 제안되고 있다.

비특허문헌 1에는, 연속 주조 슬래브의 열간 압연시의 압연 형상비를 크게 함으로써, 센터 포로시티를 압착하는 기술이 기재되어 있다. 특허문헌 1, 2에는, 연속 주조 슬래브를 제조할 때에, 연속 주조기 중에서 롤(rolls) 또는 모루(anvils)를 이용하여 가공함으로써, 연속 주조 슬래브의 센터 포로시티를 압착하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 3에는, 연속 주조 슬래브로부터 누적 압하율이 70％ 이하인 후육 강판을 제조할 때에, 열간 압연 전에 단조(forged) 가공함으로써 센터 포로시티의 압착을 도모하는 기술이 기재되어 있다. 특허문헌 4에는, 전(全)압하율 35∼67％의 단조 및 후판 압연에 의해 연속 주조 슬래브로부터 극후강판을 제조함에 있어서, 단조 전에 소재의 판두께 중심부를 1200℃ 이상의 온도로 20시간 이상 유지하고, 단조의 압하율을 16％ 이상으로 하여, 센터 포로시티의 소멸에 더하여, 중심 편석대를 경감하여 내(耐)템퍼링 취화 특성의 개선을 도모하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 5에는, 연속 주조 슬래브에 크로스 단조(cross forged)를 실시한 후, 열간 압연함으로써, 센터 포로시티와 중심 편석의 개선을 도모하는 기술이 기재되어 있다. 특허문헌 6에는, 연속 주조 슬래브를 1200℃ 이상의 온도로 20시간 이상 유지하고, 단조의 압하율을 17％ 이상으로 하며, 후판 압연은 단조를 포함한 전압하율이 23∼50％의 범위에서 행하고, 후판 압연 후에 2회 퀀칭(quench) 처리를 행함으로써, 센터 포로시티의 소멸에 더하여, 중심 편석대를 경감한 인장 강도 588㎫ 이상의 후강판의 제조 방법에 관한 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 7에는, 특정한 성분을 갖는 연속 주조 슬래브를, 1100℃∼1350℃로 재가열 후 1000℃ 이상에 있어서의 변형 속도를 0.05∼3/s, 누적 압하량 15％ 이상으로 하는 용접성과 판두께 방향의 연성이 우수한 후강판의 제조 방법에 관한 기술이 기재되어 있다.

일본공개특허공보 소55-114404호 일본공개특허공보 소61-273201호 일본특허공보 제3333619호 일본공개특허공보 2002-194431호 일본공개특허공보 2000-263103호 일본공개특허공보 2006-111918호 일본공개특허공보 2010-106298호

철과 강, vol. 66(1980), No.2, P201-210

그러나, 비특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 내질이 양호한 강판을 얻기 위해 압연 형상비가 높은 압연을 반복하여 행하는 것이 필요하다. 이것은 압연기의 설비 사양의 상한을 초과하는 범위가 되어, 제조상의 제약이 발생한다.

특허문헌 1 및 2의 기술은, 연속 주조 설비를 개조하는 대규모 설비 투자가 필요해진다는 과제가 있고, 실시예에 있어서의 강판 강도도 불명하다. 특허문헌 3∼7의 기술은, 센터 포로시티의 저감, 중심 편석대의 개선에 유효하다. 그러나, 모두 실시예에 있어서의 강판 강도는 항복 강도가 620㎫ 미만으로 되어 있다. 항복 강도가 620㎫ 이상인 후육 강판에서는, 강도의 상승에 의해 인성이 저하된다. 또한, 판두께의 확대에 의해 냉각 속도가 저하되는 판두께 중심부에 있어서도 강도를 확보하기 위해서는, 합금 첨가량을 증가시킬 필요가 있다. 이러한 합금 첨가량이 많은 후육 강판을 제조하는 경우, 변형 저항의 증대에 의해 센터 포로시티가 충분히 압착되기 어려워 가공 후도 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 판두께 중심부의 신장 및 인성이 불충분한 것이 염려된다. 이와 같이, 기존의 설비를 이용하여, 항복 강도가 620㎫ 이상인 후육 고인성 고장력 강판 및 그의 제조 방법은 확립되어 있지 않다.

그래서, 본 발명은, 합금 원소의 첨가량이 많은, 항복 강도가 620㎫ 이상인 후육 고인성 고장력 강판이고, 판두께 중심부의 강도·인성이 우수한 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 대상으로 하는 판두께는 100㎜ 이상으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 항복 강도 620㎫ 이상이고, 판두께가 100㎜ 이상인 후강판을 대상으로, 판두께 중심부에 있어서의 강도, 인성과 마이크로 조직의 관계 및 당해 마이크로 조직을 달성하는 제조 조건에 대해서 예의 연구를 행했다. 본 발명은 얻어진 인식을 기초로 더욱 검토를 더하여 이루어진 것으로, 즉, 본 발명은,

1. 판두께 방향의 전역에 걸친, 마이크로 조직이 평균 구(舊)오스테나이트 입경(grain size)이 50㎛ 이하이고, 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 조직이 면적 분율로 80％ 이상인 판두께 100㎜ 이상의 후육 고인성 고장력 강판.

2. 항복 강도가 620㎫ 이상인 1에 기재된 후육 고인성 고장력 강판.

3. 강판의 판두께 방향 인장 시험에 있어서의, 파단 후의 수축(reduction of area)이 25％ 이상인 것을 특징으로 하는 1 또는 2에 기재된 후육 고인성 고장력 강판.

4. 질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0.40％ 이하, Mn: 0.5∼5.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Cr: 3.0％ 이하, Ni: 5.0％ 이하, Ti: 0.005％∼0.020％, Al: 0.010∼0.080％, N: 0.0070％ 이하, B: 0.0003∼0.0030％, (1) 식의 관계를 충족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 연속 주조 슬래브를, 1200℃∼1350℃로 가열 후, 1000℃ 이상에 있어서 변형 속도가 3/s 이하, 누적 압하량이 15％ 이상이 되는 열간 가공을 행하고, 그 후, 열간 압연, 퀀칭 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는, 판두께 방향의 전역에 걸친, 마이크로 조직이 평균 구오스테나이트 입경이 50㎛ 이하이고, 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 조직이 면적 분율로 80％ 이상인 판두께 100㎜ 이상의 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

Ceq^IIW＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5≥0.57···(1) 식에 있어서 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 하여 계산한다.

5. 항복 강도가 620㎫ 이상인 4에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

6. 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Mo: 1.00％ 이하, V: 0.200％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 4 또는 5에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

7. 추가로, 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％, REM: 0.0005∼0.0050％의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 4 내지 6 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

8. 연속 주조 슬래브를, 1200℃∼1350℃로 가열하고, 1000℃ 이상에 있어서의 변형 속도가 3/s 이하이고 누적 압하량이 15％ 이상이 되는 열간 가공을 행한 후, 방랭하고, 재차, Ac3점∼1200℃로 가열 후, 1패스당의 압하율이 4％ 이상인 패스를 적어도 2회 이상 포함하는 열간 압연을 행한 후, 방랭하고, Ac3점∼1050℃로 가열 후, 350℃ 이하가 될 때까지 급랭하고, 그 후, 450℃∼700℃에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 4 내지 7 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

9. 열간 가공 전에 연속 주조 슬래브의 폭방향을 100㎜ 이상 압하한 후, 변형 속도가 3/s 이하이고 누적 압하량이 15％ 이상이 되는 열간 가공을 행하는 것을 특징으로 하는 8에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 판두께 중심부의 내질이 우수한, 판두께 100㎜ 이상의 후강판이고, 항복 강도가 620㎫ 이상의 강도를 가짐과 함께, 인성도 우수한 후강판 및 그의 제조 방법이 얻어지고, 강구조물의 대형화, 강구조물의 안전성의 향상, 수율의 향상, 제조 공기의 단축에 크게 기여하여, 산업상 현격한 효과를 갖는다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서, 상세하게 설명한다.

[마이크로 조직]

본 발명에서는, 판두께 100㎜ 이상의 후육 강판이고, 항복 강도가 620㎫ 이상이며 우수한 인성을 확보하기 위해, 마이크로 조직을, 판두께 방향의 전역에 걸쳐, 평균 구오스테나이트 입경이 50㎛ 이하이고, 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 조직이 면적 분율로 80％ 이상으로 할 필요가 있다. 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 조직의 잔부의 조직은 특별히 규정하지 않는다. 또한, 본 발명에 있어서의 평균 구오스테나이트 입경은, 판두께 중앙 위치에 있어서의 구오스테나이트의 평균 입경으로 한다.

[성분 조성]

설명에 있어서, 각 원소의 함유량은 모두, 질량％이다.

C: 0.080∼0.200％

C는, 구조용 강에 요구되는 강도를 염가로 얻기 위해 유용한 원소로서, 그 효과를 얻기 위해 0.080％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.200％를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접부의 인성을 현저하게 열화시키기 때문에 상한을 0.200％로 했다. 바람직하게는 0.080％∼0.140％이다.

Si: 0.40％ 이하

Si는 탈산을 위해 첨가한다. 그러나, 0.40％를 초과하여 첨가하면 모재 및 용접 열영향부의 인성이 현저하게 저하되기 때문에, Si량은 0.40％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05％∼0.30％의 범위이다. 보다 바람직하게는 0.10％∼0.30％의 범위이다.

Mn: 0.5∼5.0％

Mn은 모재 강도를 확보하는 관점에서 첨가한다. 그러나, 0.5％ 미만의 첨가로는 그 효과가 충분하지 않다. 또한, 5.0％를 초과하여 첨가하면, 모재의 인성이 열화될 뿐만 아니라, 중심 편석을 조장하여 슬래브의 센터 포로시티를 대형화하기 때문에 상한을 5.0％로 한다. 바람직하게는 0.6∼2.0％의 범위이다. 보다 바람직하게는 0.6∼1.6％의 범위이다.

P: 0.015％ 이하

P는, 0.015％를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 현저하게 저하시키기 때문에 0.015％ 이하로 한다.

S: 0.0050％ 이하

S는, 0.0050％를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 현저하게 저하시키기 때문에, 0.0050％ 이하로 한다.

Cr: 3.0％ 이하

Cr은, 모재의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, 다량으로 첨가하면 용접성을 저하시키기 때문에, 3.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.1％∼2.0％이다.

Ni: 5.0％ 이하

Ni는, 강의 강도 및 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 유익한 원소이다. 그러나, 5.0％를 초과하여 첨가하면, 경제성이 현저하게 저하되기 때문에, Ni량의 상한은 5.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5％∼4.0％이다.

Ti: 0.005％∼0.020％

Ti는 가열시에 TiN을 생성하고, 오스테나이트의 조대화를 효과적으로 억제하여, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해, 0.005％ 이상 첨가한다. 그러나, 0.020％를 초과하여 첨가하면, Ti 질화물이 조대화되어 모재의 인성을 저하시키기 때문에, 0.005％∼0.020％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.008％∼0.015％의 범위이다.

Al: 0.010∼0.080％

Al은 용강을 탈산하기 위해 첨가된다. 그러나, 0.010％ 미만의 첨가로는 탈산 효과가 충분하지 않고, 0.080％를 초과하여 첨가하면 모재 중에 고용하는 Al량이 많아져, 모재 인성을 저하시키기 때문에, 0.010∼0.080％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.030∼0.080％의 범위로 한다. 보다 바람직하게는, 0.030∼0.060％의 범위이다.

N: 0.0070％ 이하

N은, Ti 등과 질화물을 형성함으로써 조직을 미세화하여, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그러나, 0.0070％를 초과하여 첨가하면, 모재 중에 고용하는 N량이 증대되어, 모재 인성이 현저하게 저하되고, 또한 용접 열영향부에 있어서도 조대한 탄질화물을 형성하여 인성을 저하시키기 때문에, 0.0070％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.0050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하이다.

B: 0.0003∼0.0030％

B는, 오스테나이트 입계(grain boundaries)에 편석함으로써 입계로부터의 페라이트 변태를 억제하여, 퀀칭성을 높이는 효과를 갖는다. 이 효과를 충분히 발휘시키기 위해 0.0003％ 이상 첨가한다. 0.0030％를 초과하여 첨가하면, 탄질화물로서 석출되어 퀀칭성을 저하시켜, 인성이 저하되기 때문에, 0.0003％∼0.0030％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0005∼0.0020％의 범위이다.

Ceq^IIW≥0.57％

본 발명에서는, 판두께 중심부에 있어서 항복 강도로 620㎫ 이상의 강도와 양호한 인성을 양립하기 위해 마이크로 조직을 만들 필요가 있다. 판두께가 100㎜ 이상이고 판두께 중심부의 냉각 속도가 저하되는 조건에서도 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 조직이 면적 분율로 80％ 이상으로 하기 위해서는, 하기의 (1) 식에서 정의하는 Ceq^IIW가 Ceq^IIW≥0.57％의 관계를 충족하도록 성분을 첨가할 필요가 있다.

Ceq^IIW＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5≥0.57··(1), 식 중의 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 첨가하지 않는 원소는 0으로 한다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성으로, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한 강도나 인성을 높이는 목적으로 Cu, Mo, V의 1종류 또는 2종류 이상을 함유할 수 있다.

Cu: 0.50％ 이하

Cu는, 인성을 손상시키는 일 없이 강의 강도의 향상을 도모할 수 있다. 그러나, 0.50％를 초과하여 첨가하면 열간 가공시에 강판 표면에 균열을 발생시키기 때문에, 첨가하는 경우는 0.50％ 이하로 한다.

Mo: 1.00％ 이하

Mo는, 모재의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, 1.00％를 초과하여 첨가하면 합금 탄화물의 석출에 의한 경도의 상승을 일으켜 인성을 저하시키기 때문에, 첨가하는 경우는, 상한을 1.00％로 한다. 바람직하게는, 0.20％∼0.80％의 범위이다.

V: 0.200％ 이하

V는 모재의 강도·인성 향상에 효과가 있고, 또한, VN으로서 석출함으로써 고용 N의 저하에 유효하다. 그러나, 0.200％를 초과하여 첨가하면 경질인 VC의 석출에 의해 인성이 저하되기 때문에, V를 첨가하는 경우는, 0.200％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.010∼0.100％의 범위이다.

또한 강도나 인성을 높이는 목적으로 Ca, REM의 1종류 또는 2종류 이상을 함유 할 수 있다.

Ca: 0.0005∼0.0050％

Ca는 황화물계 개재물의 형태 제어에 유용한 원소로서, 그 효과를 발휘시키는 경우는, 0.0005％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나 0.0050％를 초과하여 첨가하면, 청정도의 저하를 초래하여 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.0005∼0.0050％로 한다. 바람직하게는 0.0005％∼0.0025％의 범위이다.

REM: 0.0005∼0.0050％

REM도 Ca와 동일하게 강 중에서 산화물 및 황화물을 형성하여 재질을 개선하는 효과가 있고, 그 효과를 발휘시키는 경우는 0.0005％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.0050％를 초과하여 첨가해도, 그 효과가 포화되기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.0005∼0.0050％로 한다. 바람직하게는 0.0005∼0.0025％의 범위이다.

[제조 조건]

설명에 있어서, 온도 「℃」는, 슬래브, 강판의 판두께 중심부에 있어서의 온도로 한다. 본 발명에 있어서의 후강판의 제조 방법에서는, 강소재 중의 센터 포로시티 등의 주조 결함을 소실시키기 위해, 강소재에 열간 가공을 행하고, 한 번 방랭하고 재가열 후, 또는, 냉각하지 않고 그대로, 소망하는 판두께가 되도록 열간 압연을 행한다. 판두께 중심부의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판두께 중심 온도가 구해진다.

강소재의 열간 가공 조건

가열 온도: 1200℃∼1350℃

전술한 조성을 갖는 강을 전로(converter furnace), 전기로(electric furnace), 진공 용해로(vacuum melting furnace) 등, 통상 공지의 방법으로 용제하고, 연속 주조하여, 주편(강소재)으로 한 후, 1200℃∼1350℃로 재가열한다. 재가열 온도가 1200℃ 미만에서는, 소정의 열간 가공의 누적 압하량을 확보할 수 없고, 또한, 열간 가공시의 변형 저항이 높아, 1패스당의 충분한 압하량을 확보할 수 없게 된다.

그 결과, 패스수가 증가하여, 제조 능률의 저하를 초래하고, 또한, 강소재 중의 센터 포로시티 등의 주조 결함을 압착할 수 없게 되기 때문에, 1200℃ 이상으로 한다.

한편, 재가열 온도가 1350℃를 초과하면, 과대한 에너지를 소비하고, 가열시의 스케일에 의해 표면 흠집(surface defects)이 발생하기 쉬워져, 열간 가공 후의 손질 부하가 증대되기 때문에, 상한을 1350℃로 한다. 이하에 서술하는 열간 가공은, 적어도 슬래브 두께가 증대할 때까지, 연속 주조 슬래브의 폭방향을 압하한 후에 행하면, 센터 포로시티를 보다 확실히 압착할 수 있어, 바람직하다.

열간 가공 전의 폭방향 압하: 100㎜ 이상

열간 가공 전에 슬래브 두께를 증대시켜, 가공 여유부를 확보하기 위해 폭방향 압하를 행하는 것이 바람직하다. 또한, 폭방향 압하를 행하는 경우, 100㎜ 이상 행하면, 슬래브 폭의 양단으로부터 슬래브 폭의 1/4 위치에 있어서의 두께가 증대하고, 당해 위치에 많이 발생하기 쉬운 슬래브의 센터 포로시티의 효과적인 압착이 가능해지기 때문에, 100㎜ 이상 압하하는 것이 바람직하다. 또한, 압하량 100㎜ 이상은, 슬래브 폭 양단의 압하량의 합계로 한다.

열간 가공의 가공 온도: 1000℃ 이상

열간 가공의 가공 온도가 1000℃ 미만인 경우, 열간 가공시의 변형 저항이 높아지기 때문에, 열간 가공기로의 부하가 커져, 센터 포로시티를 확실히 압착할 수 없게 되기 때문에 1000℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 1100℃ 이상이다.

열간 가공의 누적 압하량: 15％ 이상

열간 가공의 누적 압하량이 15％ 미만인 경우, 강소재 중의 센터 포로시티 등의 주조 결함을 압착할 수 없기 때문에, 15％ 이상으로 한다. 연속 주조 슬래브의 폭방향을 열간 가공함으로써 슬래브의 판두께(두께)를 늘린 경우는, 그 두께로부터의 누적 압하량으로 한다.

또한, 판두께 120㎜ 이상의 후육 강판을 제조하는 경우는, 센터 포로시티를 확실히 압착하기 위해, 열간 가공시의 1패스당의 압하율을 7％ 이상이 되는 패스를 1패스 이상 확보하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 1패스당의 압하율이 10％ 이상의 범위이다.

열간 가공의 변형 속도: 3/s 이하

열간 가공의 변형 속도가 3/s를 초과하면, 열간 가공시의 변형 저항이 높아져, 열간 가공기로의 부하가 증대하여, 센터 포로시티를 압착할 수 없게 되기 때문에 3/s 이하로 한다.

또한, 변형 속도가 0.01/s 미만이 되는 경우, 열간 가공 시간이 길어짐으로써 생산성이 저하되기 때문에, 0.01/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.05/s∼1/s의 범위이다. 또한, 열간 가공에는 열간 단조, 열간 압연 등 공지의 방법을 이용할 수 있다. 경제성 및 자유도가 높은 점으로부터 열간 단조가 바람직하다.

전술한 조건으로 열간 가공을 행함으로써, 판두께 중심부에 있어서의 인장 시험시의 신장이 안정적으로 향상되는 효과가 얻어진다.

열간 가공 후의 방랭에 대해서

열간 가공 후는, 한 번 방랭하고 재가열 후, 또는, 냉각하지 않고 그대로, 소망하는 판두께가 되도록 열간 압연을 행한다.

열간 압연 조건

본 발명에서는, 열간 가공 후에 열간 압연하여 소망하는 판두께의 강판으로 하고, 얻어진 강판의 판두께 중심부에서도 620㎫ 이상의 항복 강도 및 양호한 인성을 확보하기 위해, 퀀칭 템퍼링 처리를 행한다.

열간 가공 후의 강소재의 재가열 온도: Ac3점∼1200℃

열간 가공 후의 강소재는, 오스테나이트 조직-상(phase)으로 하기 위해, Ac3 변태 온도 이상으로 가열한다. 1200℃를 초과하면, 오스테나이트 조직이 조대화되어 인성이 저하되기 때문에, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 한다. 또한, Ac3 변태점은, 하기의 식 (2)에 의해 계산되는 값을 이용한다.

Ac3＝937.2－476.5C＋56Si－19.7Mn－16.3Cu－26.6Ni－4.9Cr＋38.1Mo＋124.8V＋136.3Ti＋198.4Al＋3315B··(2)

(2) 식에서의 각 원소 기호는 각각의 합금 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.

1패스당의 압하율: 4％ 이상의 패스를 2회 이상

1패스당의 압하율: 4％ 이상으로 함으로써 판두께 방향의 전역에 걸쳐 오스테나이트의 재결정을 촉진하고, 2회 이상 행함으로써 오스테나이트립의 미세화, 정립화가 가능해진다. 그 결과, 퀀칭, 템퍼링시의 구오스테나이트립도 미세화되어 인성을 향상하는 것이 가능해진다. 1패스당의 압하율은 6％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

열간 압연 후의 열처리 조건

판두께 중심부에서의 강도와 인성을 얻기 위해, 본 발명에서는 퀀칭 템퍼링을 행한다. 퀀칭은, 열간 압연 후 방랭하고, Ac3점∼1050℃로 재가열하여, Ar3점 이상의 온도에서 350℃ 이하가 될 때까지 급랭한다. 재가열 온도를 1050℃ 이하로 하는 것은, 1050℃를 초과하는 고온의 재가열에서는 오스테나이트립의 조대화에 의해 모재 인성이 현저하게 저하되기 때문이다. 또한, Ar3 변태점은, 하기의 식 (3)에 의해 계산되는 값을 이용한다.

Ar3＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo··(3)

(3) 식에서의 각 원소 기호는 각각의 합금 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.

급랭의 방법은, 공업적으로는 수냉으로 하는 것이 일반적이다. 그러나, 냉각 속도는 가능한 한 빠른 편이 바람직하기 때문에, 냉각 방법은 수냉 이외라도 좋으며, 예를 들면 가스 냉각 등의 방법도 있다.

템퍼링 온도는 450℃∼700℃로 한다. 450℃ 미만에서는 잔류 응력의 제거 효과가 적고, 한편, 700℃를 초과하는 온도에서는, 여러 가지의 탄화물이 석출됨과 함께, 모재의 조직이 조대화되어, 강도, 인성이 대폭으로 저하되기 때문에, 450℃∼700℃로 한다.

강의 강인화를 목적으로 복수회 퀀칭하는 경우는, 최종의 퀀칭시에, Ac3점∼1050℃로 가열 후, 350℃ 이하가 될 때까지 급랭하고, 그 후 450℃∼700℃에서 템퍼링하는 것이 필요하다.

실시예

표 1에 나타낸 No.1∼29의 강을 용제하고, 판두께 310㎜의 강소재(연속 주조 슬래브)로 한 후, 여러 가지의 조건에 따른, 열간 가공 후의 열간 압연에 의해 판두께가 100㎜∼240㎜인 강판으로 했다. 그 후, 퀀칭, 템퍼링 처리를 행하고, 시료 No.1∼39의 제품을 제조하여, 하기의 시험에 제공했다.

조직 평가

퀀칭인 채의 강재의 L단면에 대해서 표면 및 판두께 중심으로부터 관찰면이 10×10(㎜)인 샘플을 채취하고, 나이탈 부식액으로 조직을 현출시켜 200배의 광학 현미경으로 5시야 관찰하여, 화상 해석에 의해 조직 분율을 평가했다. 또한, 평균 구오스테나이트 입경에 대해서는, L단면 관찰용 샘플을 채취하고, 피크르산으로 구γ립계를 현출시켜, 화상 해석에 의해 각 구γ립의 원상당 지름을 평가하여 그 평균값을 산출했다.

포로시티의 평가

판두께 중심부로부터 12.5두께×50길이(㎜)의 샘플을 채취하고, 광학 현미경에 의해 100㎛ 이상의 포로시티의 유무를 평가했다.

인장 시험

각 강판의 판두께 중심부로부터, 압연 방향과 직각 방향으로 둥근 막대 인장 시험편(Φ12.5㎜,　GL50㎜)을 채취하고, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전신장(total elongation;t.El)을 측정했다.

샤르피 충격 시험

각 강판의 판두께 중심부로부터 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2㎜ V노치 샤르피 시험편을 각 3개씩 채취하고, 각 시험편에 대해서 －40℃에서 샤르피 충격 시험에 의해 흡수 에너지(_VE_－40)를 측정하여, 그들의 평균값을 구했다.

판두께 방향 인장 시험

각 강판에 대해서 판두께 방향으로 둥근 막대 인장 시험편(φ10㎜)을 각 3개씩 채취하고, 파단 후의 수축을 측정하여, 그들의 평균값을 구했다.

표 2∼5에, 제조 조건과 상기의 시험 결과를 나타낸다. 표로부터, 강의 성분 조성이 본 발명에 적합한 강번 No.1∼16의 강판(시료 No.1∼16)은, 모두 YS가 620㎫ 이상, TS가 720㎫ 이상, t.El이 16％ 이상, 모재의 인성(_VE_－40)이 70J 이상, 수축이 25％ 이상으로, 모재의 강도 및 인성이 우수하다.

본 발명의 성분 조성을 벗어나는 강번 No.17∼28의 비교예의 강판(시료 No.17∼28)은, 모재의 YS가 620㎫ 미만, TS가 720㎫ 미만, t.El이 16％ 미만, 인성(_VE_－40)이 70J 미만 중 어느 1개 이상에 해당하고 있어 특성이 뒤떨어져 있다. 특히, 강번 28은 Ceq가 벗어나 있기 때문에, 판두께 중심부에서 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 분율이 80％ 미만으로 되어 있어, 항복 강도가 저하되어, 목표로 하고 있는 강도가 얻어지지 않는다.

또한, 시료 No.29∼39에 나타내는 바와 같이, 강의 성분 조성이 본 발명에 적합한 강판이라도 제조 조건이 본 발명에 적합하지 않은 경우, YS, TS, t.El, 인성(_VE_－40) 중 어느 1개 이상의 특성이 뒤떨어져 있다. 특히 시료 No.39는, 1패스당의 압하율이 4％ 이상인 패스 횟수가 부족하기 때문에, 판두께 전체에 걸쳐 평균 구오스테나이트 입경을 50㎛ 이하로 정돈할 수 없어, 모재 인성이 열화된다.

Claims

질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0％ 초과 0.40％ 이하, Mn: 0.5∼5.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Cr: 0％ 초과 3.0％ 이하, Ni: 0％ 초과 5.0％ 이하, Ti: 0.005％∼0.020％, Al: 0.010∼0.080％, N: 0.0070％ 이하, B: 0.0003∼0.0030％, (1) 식의 관계를 충족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 판두께 방향의 전역에 걸친, 마이크로 조직이 평균 구(舊)오스테나이트 입경(粒徑)이 50㎛ 이하이고, 마르텐사이트 및 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽 조직이 면적 분율로 80％ 이상이며, 항복 강도가 620㎫ 이상인 판두께 100㎜ 이상의 후육 고인성 고장력 강판.
Ceq^IIW＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5≥0.57···(1) 식에 있어서 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 하여 계산한다.
제1항에 있어서,
강판의 판두께 방향 인장 시험에 있어서의, 파단 후의 수축이 25％ 이상인 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고장력 강판.
질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0％ 초과 0.40％ 이하, Mn: 0.5∼5.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Cr: 0％ 초과 3.0％ 이하, Ni: 0％ 초과 5.0％ 이하, Ti: 0.005％∼0.020％, Al: 0.010∼0.080％, N: 0.0070％ 이하, B: 0.0003∼0.0030％, (1) 식의 관계를 충족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 연속 주조 슬래브를, 1200℃∼1350℃로 가열 후, 1000℃ 이상에 있어서 변형 속도가 3/s 이하, 누적 압하량이 15％ 이상이 되는 열간 가공을 행하고, 그 후, 열간 압연, 퀀칭 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는, 판두께 방향의 전역에 걸친, 마이크로 조직이 평균 구오스테나이트 입경이 50㎛ 이하이고, 마르텐사이트 및 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽 조직이 면적 분율로 80％ 이상이며, 항복 강도가 620㎫ 이상인 판두께 100㎜ 이상의 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
Ceq^IIW＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5≥0.57···(1) 식에 있어서 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 하여 계산한다.
제3항에 있어서,
추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Mo: 1.00％ 이하, V: 0.200％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제3항에 있어서,
추가로, 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％, REM: 0.0005∼0.0050％의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
추가로, 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％, REM: 0.0005∼0.0050％의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제3항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
연속 주조 슬래브를, 1200℃∼1350℃로 가열하고, 1000℃ 이상에 있어서의 변형 속도가 3/s 이하이고 누적 압하량이 15％ 이상이 되는 열간 가공을 행한 후, 방랭하고, 재차, Ac3점∼1200℃로 가열 후, 1패스당의 압하율이 4％ 이상인 패스를 적어도 2회 이상 포함하는 열간 압연을 행한 후, 방랭하고, Ac3점∼1050℃로 가열 후, 350℃ 이하가 될 때까지 급랭하고, 그 후, 450℃∼700℃에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
열간 가공 전에 연속 주조 슬래브의 폭방향을 100㎜ 이상 압하한 후, 변형 속도가 3/s 이하이고 누적 압하량이 15％ 이상이 되는 열간 가공을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
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