KR101791324B1

KR101791324B1 - 피로 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101791324B1
Application number: KR1020157032408A
Authority: KR
Inventors: 고이치 나카시마; 가즈쿠니 하세; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-06-25
Filing date: 2014-06-24
Publication date: 2017-10-27
Also published as: JPWO2014208082A1; WO2014208082A1; CN105229190A; KR20150140391A; JP6210112B2; CN105229190B

Abstract

판 두께 30㎜이상의 후 강판에 관한 것으로서, 피로 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법을 제공한다.　성분 조성이 질량%로, C：0.10∼0.20%, Si：0.50%이하, Mn：1.0∼2.0%, P：0.030%이하, S：0.0005∼0.0040%, Sol.Al：0.002∼0.07%, Ca：0.0005∼0.0050%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 주상의 페라이트와, 제2상의 베이나이트 및 의사 펄라이트인 피로 특성이 우수한 고강도 강재.

Description

피로 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL MATERIAL HAVING EXCELLENT FATIGUE PROPERTIES, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 판 두께 30㎜이상 50㎜이하의 후(厚) 강판에 관한 것으로서, 선박, 해양 구조물, 교량, 건축물, 탱크 등 구조 안전성이 강하게 요구되는 용접 구조물에 바람직하고, 피로 균열 발생 및 피로 균열 진전의 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

선박, 해양 구조물, 교량, 탱크 등의 구조물에 사용되는 강재는 강도, 인성 등의 기계적 성질이나 용접성이 우수한 것에 부가해서, 상시 가동에 있어서의 반복 하중이나, 바람, 지진 등에 기인하는 반복 진동에 대해, 구조물의 구조 안전성을 갖지 않으면 안 된다.

반복 하중이나 반복 진동에 대해서는 피로 특성이 우수한 것이 요구된다. 특히, 부재의 파단과 같은 종국적인 파괴를 방지하기 위해서는 강재가 갖는 피로 균열의 발생과 진전을 억제하는 것이 효과적이라고 생각한다.

일반적인 용접 구조물의 경우, 용접 지단부(止端部)는 응력 집중부가 되기 쉽고, 용접에 의한 인장 잔류 응력도 작용하기 때문에 피로 균열의 발생원으로 되는 경우가 많다. 그 방지책으로서, 용접 지단부를 토우(toe) 용접하거나, 숏 피닝에 의해 압축 잔류 응력을 도입하는 것이 알려져 있다.

그러나, 용접 구조물에는 다수의 용접 지단부가 있고, 또 비용적으로도 부담이 크다. 이 때문에, 이들 방법은 공업적인 규모에서의 실시에는 부적당하며, 용접 구조물의 내(耐)피로 특성의 향상은 사용되는 강재 자체의 피로 특성의 향상에 의해 도모되는 경우가 많다.

비특허문헌 1은 한정된 성분의 강으로 랩 스케일의 특수한 열처리를 반복해서 제조한 2종류의 강재의 피로 균열 전파 거동을 논한 것이다. 본 문헌에는 연질 상(비커스 경도：148) 중에 경질 상(비커스 경도：565, 상의 분율：36.4%, 상의 평균 사이즈：149㎛)을 균일 분산시킨 강재 A와, 경질 상(비커스 경도：546, 상의 분율：39.2%)으로 연질 상(비커스 경도：149)을 그물코형상으로 둘러싼 강재 B의 피로 균열 전파성을 조사한 결과, 강재 B가 피로 균열 전파 속도가 크게 저감하는 것이 상세한 고찰과 함께 기술되어 있다.

특허문헌 1에는 금속 조직을 경질부의 소지와 이 소지에 분산된 연질부로 이루어지고, 이 2부분의 경도 차가 비커스 경도에서 150이상인 것을 특징으로 하는 피로 균열 진전 억제 효과를 갖는 강판이 기재되어 있다.

특허문헌 2에는 금속 조직이 페라이트와 경질 제2상을 포함하는 조직으로 이루어지고, 또한 강판 표면에 평행한 단면 조직에 있어서의 상기 경질 제2상이 면적분율：20∼80%, 비커스 경도：250∼800, 평균 원 상당 직경：10∼200㎛이고 또한 경질 제 2 상간의 최대 간격：500㎛이하인 것을 특징으로 하는 피로 강도가 우수한 후 강판이 기재되어 있다.

특허문헌 3에는 금속 조직이 면적율에서 60∼85%의 베이나이트 조직, 합계 0∼5%의 마텐자이트 조직과 펄라이트 조직, 잔부가 페라이트 조직인 것을 특징으로 하는 내피로 균열 진전성이 우수한 강판이 기재되어 있다.

특허문헌 1 :일본국 특허공보 제2962134호 특허문헌 2 :일본국 특허공보 제3860763호 특허문헌 3 :일본국 특허공보 제4466196호

비특허문헌 1 : H.SUZUKI AND A.J.MCEVILY :Metallurgical Transactions A, Volume 10A, P475∼481, 1979

그러나, 비특허문헌 1에 기재된 강은 5단계의 열처리를 필요로 하는 것이며, 공업제품 규모에서 공정 생산을 실행하기 위해서는 코스트나 생산성의 관점에서 현실적이지 못하다. 또, 피로 균열 전파 특성과 상반되어 연성이 저하하고 있으며, 이러한 강을 구조물에 적용할 수는 없다.

특허문헌 1, 2에 대해서도, 열간 압연의 전후에 열처리를 적용하기 때문에, 공정 생산상의 효율성의 면에서 바람직하지 않다. 예를 들면, 특허문헌 2에서는 후육재의 특성 향상을 위해, 확산 열처리-열간 압연-2상역 열처리를 실시하고 있다.

특허문헌 3에서는 비교적 판 두께가 작은 15㎜ 판 두께재를 대상으로 하고 있으며, 판 두께 30㎜이상의 후육재에는 대응하고 있지 않다. 후육재의 강도 확보를 위해서는 C 등의 합금 원소 첨가가 필요하다. 그러나, 특허문헌 3에서는 C량이 최대 0.1%이며 후육화된 경우의 강도 부족이 우려된다.

또, 상기의 어느 발명도, 피로 균열 발생과 피로 균열 진전 중의 어느 하나의 개선을 도모하고 있으며, 양 특성을 겸비한 강판의 검토는 이루어지고 있지 않다. 피로 균열 발생의 억제는 피로 강도의 증대, 즉 모(母)강판의 항복 응력을 증대함으로써 향상된다. 그러나, 고강도 강일수록 피로 균열 선단에서의 응력 집중이 커져 피로 균열 진전이 조장된다.

그래서, 본 발명은 판 두께 30㎜이상 50㎜이하의 후 강판에 관한 것으로서, 피로 균열 발생 및 피로 균열 진전의 저항성이 우수한 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제의 달성을 위해 예의 연구를 거듭하고, 판 두께 30㎜이상 50㎜이하의 후 강판에서도 우수한 피로 특성을 갖는 고강도 후 강판에 대해 이하의 지견을 얻었다.

１．판 두께 30㎜를 넘는 후 강판에 대해, 내피로 균열 발생 및 내피로 균열 진전성의 양 특성을 동시에 향상시키기 위해서는 주상의 페라이트와, 제2상의 베이나이트 및 의사 펄라이트로 구성되는 혼합 조직으로 하는 것이 중요하다. 이러한 조직은 적절한 조건 범위에서 제조하는 것에 의해 실현될 수 있다. 본 발명에서는 C량을 0.10%이상 함유함으로써, 제2상의 면적분율 증가에 의한 고강도화를 안정적으로 달성할 수 있다.

２．또한 고강도 후육재에 있어서, 피로 특성을 확보하기 위해, Ca 첨가에 의한 황화물 제어가 유효하게 작용한다. Ca는 CaS를 형성하는 것에 의해 S를 고정시키고, MnS와의 복합 개재물을 생성한다. MnS가 단독으로 존재하는 경우에는 압연시에 신장되고 파괴의 기점이 된다. 그러나, CaS를 MnS와의 복합 개재물로 함으로써 모상(母相)에 미세 분산되고, 피로 균열 발생 및 피로 균열 진전의 저항성이 향상한다.

본 발명은 상기 지견에 또한 검토를 부가해서 이루어진 것이며, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 성분 조성이 질량%로, C：0.10∼0.20%, Si：0.50%이하, Mn：1.0∼2.0%, P：0.030%이하, S：0.0005∼0.0040%, Sol.Al：0.002∼0.07%, Ca：0.0005∼0.0050%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 주상의 페라이트와, 제2상의 베이나이트 및 의사 펄라이트인 피로 특성이 우수한 고강도 강재.

[2] 성분 조성이 또한 질량%로, Ti：0.003∼0.03%, Nb：0.005∼0.05% 중에서 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 피로 특성이 우수한 고강도 강재.

[3]　성분 조성이 또한 질량%로, Cr：0.1∼0.5%, Mo：0.02∼0.3%, V：0.01∼0.08%, Cu：0.1∼0.6%, Ni：0.1∼0.5% 중에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 피로 특성이 우수한 고강도 강재.

[4]　성분 조성이 또한 O：0.0040%이하를 함유하고, 또한 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [4] 중의 어느 하나에 기재된 피로 특성이 우수한 고강도 강재.

0＜(Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8…(1)

단, 식(1) 중의 Ca, O, S는 각 성분의 함유량(질량%)을 나타낸다.

[5] [1] 내지 [4] 중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 950∼1250℃로 가열 후, Ar₃점 이상에서 누적 압하율 50%이상의 압연을 실행하고, Ar₃점 -60℃이상의 온도역에서 600℃이하 350℃이상의 온도역까지 5℃/s이상의 냉각 속도로 가속 냉각하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.

[6] 상기 냉각 속도는 상기 [1] 내지 [3] 중의 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재의 CCT도에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도 이하인 것을 특징으로 하는 [5]에 기재된 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.

[7] 상기 가속 냉각 후, 또한 Ac₁점 이하의 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 특징으로 하는 [5] 또는 [6]에 기재된 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 내피로 균열 발생 및 내피로 균열 진전성이 우수한 강재 및 그 제조 방법이 얻어진다. 가령, 응력 집중부나 용접부 등으로부터 피로 균열이 경년적으로 발생했다고 해도, 그 후의 전파를 늦추어, 강 구조물의 안전성을 높이는 것이 가능하며 산업상 극히 유용하다.

도 1은 강 소재의 CCT도(연속 냉각 변태도)를 나타내는 모식도이다.

본 발명의 성분 조성, 제조 조건 및 금속 조직의 규정에 대해 상세하게 설명한다.

１．성분 조성에 대해

이하에, 본 발명의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 %는 모두 질량%로 한다.

C：0.10∼0.20%

C는 구조용 강으로서 필요한 강도를 얻기 위해 0.10%이상의 함유량이 필요하다. 그러나, 0.20%를 넘어 함유하면, 용접성을 해치므로 C량은 0.10∼0.20%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.10∼0.18%의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.11∼0.17%의 범위이다.

Si：0.50%이하

Si는 탈산 원소로서 유익한 원소이며, 0.01%이상의 함유에서 그 효과를 발휘한다. 그러나, 0.50%를 넘어 함유하면 모재 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 저하하는 동시에 용접성이 현저하게 저하한다. 이 때문에, Si량은 0.50%이하로 한다. 바람직하게는 0.05∼0.40%의 범위이다.

Mn：1.0∼2.0%

Mn은 모재 강도를 확보하는 관점에서 첨가한다. 그러나, 1.0%미만의 함유에서는 그 효과가 충분하지 않다. 또, 2.0%를 넘어 함유하면, 과잉하게 담금질성을 높이고, 열 영향부의 인성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, Mn량은 1.0∼2.0%의 범위로 한다. 바람직하게는 1.0∼1.8%의 범위이다. 더욱 바람직하게는 1.0∼1.6%의 범위이다.

P：0.030%이하

P는 0.030%를 넘어 함유하면, 모재 및 열 영향부의 인성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, P량은 0.030%이하로 한다. 바람직하게는 0.02%이하이다.

S：0.0005∼0.0040%

S는 소요의 CaS 혹은 MnS를 생성하기 위해 0.0005%이상 필요하고, 0.0040%를 넘어 함유하면 모재의 인성을 열화시킨다. 따라서, S량은 0.0005∼0.0040%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.001∼0.0035%의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.001∼0.0030%의 범위이다.

Sol.Al：0.002∼0.07%

Sol.Al은 강의 탈산상 0.002%이상이 필요하고, 0.01%이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.07%를 넘어 함유하면 모재의 인성을 저하시킨다. 따라서, Sol.Al량은 0.002∼0.07%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.005∼0.07%의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.01∼0.06%의 범위이다.

Ca：0.0005∼0.0050%

Ca는 CaS를 형성하는 것에 의해 S를 화학적으로 고정시키고, MnS와의 복합 개재물을 생성한다. MnS가 단독으로 존재하는 경우에는 압연시에 신장되고 파괴의 기점이 된다. 그러나, MnS와의 복합 개재물로 함으로써 모상에 미세 분산되고, 피로 균열 발생의 저항성이 향상한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 적어도 0.0005%이상 함유할 필요가 있다. 그러나, 0.0050%를 넘어 함유해도 효과가 포화된다. 이 때문에, Ca량은 0.0005∼0.0050%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.001∼0.0040%의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.001∼0.0030%의 범위이다.

이상이 본 발명의 기본 화학 성분이며, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 또한, 강도, 인성을 높일 목적으로 Ti, Nb 중에서 선택되는 1종 이상을 선택 원소로서 함유해도 좋다.

Ti：0.003∼0.03%

인성을 더욱 향상시키기 위해, Ti를 함유할 수 있다. Ti는 압연 전의 가열시에 TiN을 생성하고, 오스테나이트 입경을 미세화하며, 인성을 향상시킨다. 그 함유량이 0.003%미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 0.03%를 넘어 함유해도 효과가 포화된다. 이 때문에, Ti를 함유하는 경우에는 Ti량은 0.003∼0.03%의 범위로 하는 것이 바람직하다.

Nb：0.005∼0.05%

강도를 향상시키기 위해, Nb를 함유할 수 있다. 그 함유량이 0.005%미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 0.05%를 넘으면 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Nb를 함유하는 경우에는 그 양은 0.005∼0.05%의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.005∼0.030%의 범위이다.

본 발명의 고강도 강재는 상기 조성에 부가해서, 또한 강도를 향상시킬 목적으로 Cr, Mo, V, Cu, Ni중에서 선택되는 1종 이상을 선택 원소로서 함유해도 좋다.

Cr：0.1∼0.5%

Cr은 0.1%미만에서는 그 효과가 불충분하고, 0.5%를 넘어 함유하면 용접성이 저하한다. 이 때문에, Cr을 함유하는 경우에는 Cr량은 0.1∼0.5%의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.1∼0.4%의 범위이다.

Mo：0.02∼0.3%

Mo는 0.02%미만에서는 그 효과가 불충분하고, 0.3%를 넘어 함유하면 용접성이 현저하게 저하한다. 이 때문에, Mo를 함유하는 경우에는 Mo량은 0.02∼0.3%의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.02∼0.20%의 범위이다.

V：0.01∼0.08%

V는 0.01%미만에서는 그 효과가 불충분하고, 0.08%를 넘어 함유하면 현저하게 인성이 저하한다. 그 때문에, V를 함유하는 경우에는 V량은 0.01∼0.08%의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.01∼0.07%의 범위이다.

Cu：0.1∼0.6%

Cu는 0.1%미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 0.6%를 넘어 함유하면 Cu 깨짐의 우려가 높아진다. 이 때문에, Cu를 함유하는 경우에는 Cu량은 0.1∼0.6%의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.1∼0.3%의 범위이다.

Ni：0.1∼0.5%

Ni의 함유량이 0.1%미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 0.5%를 넘어 함유하면 강재 코스트의 상승이 현저하다. 이 때문에, Ni를 함유하는 경우에는 Ni량은 0.1∼0.5%의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.1∼0.4%의 범위이다.

본 발명의 고강도 강재는 상기 성분 조성 이외에, O를 0.0040%이하로 하는 것이 바람직하다.

O：0.0040%이하

O는 0.0040%를 넘어 함유하면 인성이 열화하기 때문에 0.0040%이하로 한다.

본 발명의 고강도 강재는 또한 하기 식(1)을 만족시키는 것이 바람직하다.

0＜(Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8…(1)

단, 식 중의 Ca, O, S는 각 성분의 함유량(질량%)을 나타낸다.

Ca, O 및 S는 상기 식(Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S가 0초과 0.8이하의 관계를 만족시키도록 함유시킬 필요가 있다. 이 경우에는 CaS상에 MnS가 석출한 복합 황화물의 형태로 된다. MnS가 단독으로 존재하는 경우에는 압연시에 신장되고 파괴의 기점이 된다. 그러나, CaS를 MnS와의 복합 개재물로 함으로써 모상에 미세 분산되고, 피로 균열의 발생을 억제한다. (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S의 값이 0.8을 넘으면, MnS는 생성되지 않고, O와 S가 Ca산황화물로서 모두 정출(晶出)한다. 이 때문에, 그 사이즈가 조대하게 되어, 모상/개재물 계면의 응력 집중이 커져 피로 강도를 확보하기 어려워진다. (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S가 0이하인 경우에는 CaS가 정출하지 않기 때문에, S는 MnS 단독의 형태로 석출하고, 이 MnS가 강판 제조시의 압연으로 신장되어 미세 분산이 유지되지 않는다. 따라서, (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S는 0초과 0.8이하의 범위로 한다.

２．금속 조직에 대해

인장 강도 510MPa이상의 고강도화를 도모하기 위해, 금속 조직은 실질적으로 페라이트와 베이나이트 및 의사 펄라이트의 혼합 조직으로 한다. 실질적으로 페라이트와 베이나이트 및 의사 펄라이트의 혼합 조직은 이들 합계의 면적분율이 95%이상이고, 잔부로서 마텐자이트, 섬형상 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등을 1종 또는 2종 이상을 면적분율에서 5%이하 함유하는 조직이다.

또한, 주상은 면적분율에서 50%를 넘는 조직이며, 주상의 페라이트는 페라이트의 면적분율이 55%이상인 것이 바람직하다. 또, 제2상은 면적분율이 50%미만의 조직이다.

판 두께 30㎜이상 50㎜이하의 후육재에 대해 고강도화와 피로 특성의 향상을 도모하기 위해서는 제2상으로서 베이나이트와 의사 펄라이트를 합계, 면적분율에서 15%이상 분산하는 것이 바람직하다. 면적분율에서 15%이상으로 함으로써 모재의 강도, 피로 강도의 향상이 기대된다. 또한, 의사 펄라이트는 탄화물과 페라이트상이 층형상으로 분산하는 펄라이트(라멜라형상 펄라이트)에 대해, 라멜라형상이 무너져 탄화물이 만곡되거나, 괴상으로 분산되는 괴상 탄화물을 주체로 한 조직이며, 일부 라멜라형상 탄화물을 포함하는 경우(탄화물 전량에 대해 면적분율에서 40%이하)도 있다. 탄화물의 형태가 괴상인 경우, 라멜라형상의 경우에 대해 모상/제2상 계면에서의 응력 집중이 저하하고, 피로 균열 발생이 억제되며 피로 강도가 향상한다고 고려된다.

３．제조 방법에 대해

상기한 조성을 갖는 강을 전로, 전기로 등의 용제 수단에서 상법에 의해 용제하고, 연속 주조법 또는 조괴∼분괴법 등으로 상법에 의해 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한, 용제 방법, 주조법에 대해서는 상기한 방법에 한정되는 것은 아니다. 또한, 경제성의 관점에서 전로법에 의한 제강 프로세스와 연속 주조 프로세스에 의한 강편의 주조를 실행하는 것이 바람직하다. 그 후, 성능을 원하는 형상으로 압연한다. 이하, 본 발명의 제조 조건을 나타낸다.

본 발명에 있어서 규정되는 강의 온도 조건은 강편 혹은 강판 판 두께 방향의 평균 온도를 가리키는 것으로 한다. 판 두께 방향의 평균 온도는 판 두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법을 이용하고, 판 두께 방향의 온도 분포를 계산하는 것에 의해, 판 두께 방향의 평균 온도를 구할 수 있다.

(1) 가열 온도：950∼1250℃

열간 압연을 실행함에 있어서, 강편을 완전하게 오스테나이트화할 필요가 있기 때문에, 가열 온도를 950℃이상으로 한다. 한편, 1250℃를 넘는 온도까지 강편을 가열하면, 오스테나이트립의 조대화가 시작되며, 인성에 악영향을 미치기 때문에, 가열 온도는 950∼1250℃의 범위로 한다. 인성의 관점에서, 바람직한 가열 온도의 범위는 1000℃∼1100℃이다.

(2) Ar₃점 이상에서의 누적 압하율：50%이상

압연에 있어서는 결정립을 미세하게 유지해서 인성을 향상시키기 위해, Ar₃점 이상의 온도역에서 가공 왜곡을 도입한다. 누적 압하율에 대해서는 50%이상으로 하는 것에 의해, 변태 후의 페라이트 결정립이 충분히 미세화되어 인성 향상이 도모된다. 따라서, 압연 중의 누적 압하율을 Ar₃점 이상에서 50%이상으로 한다. 또한, Ar₃점은 하기 식(2)에서 구할 수 있다.

Ar₃=910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-55[%Ni]-15[%Cr]-80[%Mo]　　　(2)

여기서, 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미하며, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.

열간 압연 온도가 페라이트 변태 개시 온도를 하회한 경우, 압하 중에 페라이트를 생성하여 강도가 저하하기 때문에, 열간 압연 종료 온도는 적어도 Ar₃점 이상으로 한다.

(3) 냉각 개시 온도：Ar₃점 -60℃이상

냉각 개시 온도가 너무 낮으면, 가속 냉각의 전단계에서 페라이트 생성량이 많아지고 강도가 저하한다. 이 때문에, Ar₃-60℃이상의 온도부터 냉각을 개시한다.

(4) 냉각 속도：5℃/s이상

열간 압연에 계속해서 가속 냉각을 실시한다. 냉각 속도를 5℃/s이상으로 하는 것에 의해, 조직이 조대화되는 일 없이 세립 조직이 얻어지고, 목표로 하는 우수한 강도, 인성 및 피로 특성을 얻을 수 있다. 냉각 속도가 5℃/s미만에서는 조직이 조대화되는 동시에 페라이트 분율이 크게 되어 버려, 목표로 하는 모재 강도, 피로 강도, 내피로 균열 진전성이 얻어지지 않는다. 또, 냉각 속도의 상한으로서는 상기의 성분 조성을 갖는 강 소재의 CCT도에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도 이하인 것이 바람직하다. 냉각 속도가 페라이트 변태 노즈에 가해지는 냉각 속도 초과에서는 베이나이트 분율이 높아져 버려, 목표의 내피로 균열 진전성, 모재의 연성 및 인성이 얻어지지 않는다. 원하는 조직을 얻기 위해, 이 냉각 속도 범위내에서 판 두께는 바람직하게는 30㎜∼50㎜이다.

또한, CCT도(연속 냉각 변태도)는 상기 성분 조성을 갖는 강재로부터 φ8×12㎜의 원주형 샘플을 복수개 채취하고, 열간 가공 재현 시험 장치에서 압연에 대응하는 가공과 각종 냉각 속도에서의 냉각 패턴으로 가공 열처리하고, 동시에 시험편의 팽창을 측정하여 변태 온도를 조사하는 통상의 방법으로 작성한다. 도 1에 나타내는 바와 같은 얻어진 CCT도의 페라이트 변태 노즈(페라이트 변태가 일어나는 영역 중, 가장 냉각 속도가 빠른 측)를 통과하는 일정 냉각 속도의 곡선(CCT도는 횡축(시간)이 대수이기 때문에 곡선으로 됨)의 냉각 속도를 구한다. 본 발명에서는 CCT도에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도 이하 5℃/s이상의 냉각 속도에서 냉각하는 것에 의해, 의사 펄라이트가 생성되고, 피로 강도가 향상한다.

(5) 냉각 정지 온도：600∼350℃

냉각 정지 온도를 600℃이하 350℃이상으로 하는 것에 의해, 열간 압연 및 그것에 계속되는 냉각에 의해서 얻어진 원하는 조직을 형성할 수 있다. 냉각 정지 온도가 600℃보다 높으면 베이나이트나 의사 펄라이트의 분산량이 불충분하게 되고, 350℃보다 낮으면 연성·인성을 확보하는 것이 곤란하게 된다. 냉각 정지 온도로서는 550℃이하 400℃이상이 더욱 바람직하다.

(6) 템퍼링 온도：Ac₁점 이하

강재의 형상 보정이나 연성, 인성의 향상이 필요한 경우, 가속 냉각 후에 Ac₁점 미만에서 템퍼링할 수 있다. 템퍼링 온도가 Ac₁점을 넘으면 섬형상 마텐자이트가 생성되고, 인성이 열화한다. 또한, Ac₁점은 하기 식(3)에서 구할 수 있다.

Ac₁=723-11[%Mn]+29[%Si]-17[%Ni]+17[%Cr]　　　　　(3)

여기서, 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미하며, 함유하지 않는 경우에는 0으로 한다.

<실시예 1>

표 1에 나타내는 성분 조성의 강편에 대해, 표 2에 나타내는 제조 조건에서 판 두께 30∼50㎜의 공시강을 제작하고, 얻어진 강판의 금속 조직 관찰, 기계적 성질 및 피로 강도, 피로 균열 진전 특성을 조사하였다. 또한, CCT도(연속 냉각 변태도)에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도는 표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 강재로부터 φ10×12㎜의 원주형 샘플을 복수개 채취하고, 열간 가공 재현 시험 장치에서 압연에 대응하는 가공과 각종 냉각 속도에서의 냉각 패턴으로 가공 열처리하고, 동시에 시험편의 팽창을 측정하여 변태 온도를 조사하는 통상의 방법으로 작성해서 구하였다.

[표 1]

[표 2]

조직 관찰은 임의의 개소로부터 채취한 시료를 연마한 샘플을 이용해서, 3%나이탈 부식액에 의해 에칭한 압연 방향 단면(L단면)의 판 두께 1/4 위치에서 실시하였다. 또, 광학 현미경 관찰에 의해, 페라이트, 베이나이트, 의사 펄라이트의 면적율을 측정하였다. 이들 값은 1샘플에 대해 5시야에서 실시하고, 그들 총 시야에서의 평균값으로서 구하였다.

인장 특성은 압연 방향과 직각 방향(C방향)으로 채취한 전체 두께×표점간 거리 200㎜의 시험편(NKV1호 시험편)을 이용해서 NK선급 K편의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성을 구하였다.

인성은 2㎜V 노치 샤르피 충격 시험편(NKV4호 시험편)을 판 두께 1/4 위치로부터 압연 방향에 대해 평행하게 채취하고, NK선급 K편의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하고, 시험 온도 -40℃에서의 3개의 평균값(vE-40(J))으로 평가하였다.

피로 강도는 φ12㎜×표점간 거리 24㎜의 환봉 인장 시험편을 이용해서 100만회 반복 응력 부하시의 값으로 평가하였다. 시험편은 JIS Z2273에 준거하여, 판 두께 50㎜재는 판 두께 1/4위치, 판 두께 30㎜재는 판 두께 1/2위치로부터 채취하였다.

피로 균열 진전 특성은 ASTM E647에 준거하여, 판 두께 25㎜의 CT 시험편을 이용해서 C방향으로 균열이 진전할 때의 피로 균열 진전 시험에서 조사하였다. 시험편은 판 두께 50㎜재는 판 두께 1/4위치, 판 두께 30㎜재는 판 두께 1/2위치로부터 채취하였다. 시험 조건은 응력비 0.1, 실온 대기중에서 실행하고, 응력 확대 계수 범위(ΔK)에서 25MPa·m^1/2 일 때의 피로 균열 진전 속도를 평가하였다.

시험 결과를 표 3에 나타낸다.

[표 3]

시험 결과는 항복 응력 YS：390N/㎟이상, 인장 강도 TS：510N/㎟이상, 신장：19%이상, vE-40：100J이상, 피로 강도：340MPa이상, 피로 균열 진전 속도：1.0×10^-7(m/cycle) 이하를 합격 여부의 판정 기준으로 하였다.

표 3으로부터, 본 발명예인 No.1-1∼8-1에서는 모두 항복 응력 YS가 390N/㎟ 이상, 인장 강도 TS가 510N/㎟이상에서 우수한 모재 특성을 갖고 있는 것이 확인되었다. 또, 본 발명 강은 피로 강도가 340MPa이상, 피로 균열 진전 속도가 1.0×10^-7(m/cycle)이하에서 피로 특성에도 우수하다. 한편, 화학 성분이나 제조 조건이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예인 No.9-1∼12-1은 상기 중의 어느 1개 이상의 특성이 뒤떨어져 있다.

<실시예 2>

표 4에 나타내는 성분 조성의 강편에 대해, 표 5에 나타내는 제조 조건에서 판 두께 30∼50㎜의 공시강을 제작하고, 얻어진 강판의 금속 조직 관찰, 기계적 성질 및 피로 강도, 피로 균열 진전 특성을 조사하였다. 또한, CCT도(연속 냉각 변태도)에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도는 표 4에 나타내는 성분 조성을 갖는 강재로부터 φ10×12㎜의 원주형 샘플을 복수개 채취하고, 열간 가공 재현 시험 장치에서 압연에 대응하는 가공과 각종 냉각 속도에서의 냉각 패턴으로 가공 열처리하고, 동시에 시험편의 팽창을 측정하여 변태 온도를 조사하는 통상의 방법으로 작성해서 구하였다.

[표 4]

[표 5]

조직 관찰은 임의의 개소로부터 채취한 시료를 연마한 샘플을 이용해서, 3% 나이탈 부식액에 의해 에칭한 압연 방향 단면(L단면)의 판 두께 1/4 위치에서 실시하였다. 또, 광학 현미경 관찰에 의해, 페라이트, 베이나이트, 의사 펄라이트의 면적율을 측정하였다. 이들 값은 1샘플에 대해 5시야에서 실시하고, 그들 총 시야에서의 평균값으로서 구하였다.

인장 특성은 압연 방향과 직각 방향(C방향)으로 채취한 전체 두께×표점간 거리 200㎜의 시험편(NKV1호 시험편)을 이용해서, NK선급 K편의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성을 구하였다.

피로 균열 진전 특성은 ASTM E647에 준거하여, 판 두께 25㎜의 CT 시험편을 이용해서 C방향으로 균열이 진전할 때의 피로 균열 진전 시험에서 조사하였다. 시험편은 판 두께 50㎜재는 판 두께 1/4위치, 판 두께 30㎜재는 판 두께 1/2위치로부터 채취하였다. 시험 조건은 응력비 0.1, 실온 대기 중에서 실행하고, 응력 확대 계수 범위(ΔK)에서 25MPa·m^1/2 일 때의 피로 균열 진전 속도를 평가하였다.

시험 결과를 표 6에 나타낸다.

[표 6]

시험 결과는 항복 응력 YS：390N/㎟이상, 인장 강도 TS：510N/㎟이상, 신장：19%이상, vE-40：100J이상, 피로 강도：340MPa이상, 피로 균열 진전 속도：8.5×10^-8(m/cycle) 이하를 합격 여부의 판정 기준으로 하였다.

표 6으로부터, 본 발명예인 No.1-2∼8-2에서는 모두 항복 응력 YS가 390N/㎟이상, 인장 강도 TS가 510N/㎟이상에서 우수한 모재 특성을 갖고 있는 것이 확인되었다. 또, 본 발명 강은 피로 강도가 340MPa이상, 피로 균열 진전 속도가 8.5×10^-8(m/cycle)이하에서 피로 특성에도 우수하다. 식 (1)이 0초과 0.8이하인 것에 의해, 내피로 균열 진전성에 의해 우수한 고강도 강재가 얻어진다고 할 수 있다. 한편, 화학 성분이나 제조 조건이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예인 No.9-2∼16-2는 상기 중의 어느 1개 이상의 특성이 뒤떨어져 있다.

Claims

성분 조성이 질량%로, C：0.10∼0.20%, Si：0초과∼0.50%이하, Mn：1.0∼2.0%, P：0.030%이하, S：0.0005∼0.0040%, Sol.Al：0.002∼0.07%, Ca：0.0005∼0.0050%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 주상의 페라이트와, 제2상의 베이나이트 및 의사 펄라이트이고,
피로 균열 진전 속도가 8.5×10^-8(m/cycle)이하이고,
주상의 페라이트의 면적분율이 55%이상이고, 제2상의 베이나이트 및 의사 펄라이트의 합계의 면적분율이 15%이상이며,
판두께가 30mm이상 50mm미만인 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재.
제 1 항에 있어서,
성분 조성이 또한 질량%로, Ti：0.003∼0.03%, Nb：0.005∼0.05% 중에서 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
성분 조성이 또한 질량%로, Cr：0.1∼0.5%, Mo：0.02∼0.3%, V：0.01∼0.08%, Cu：0.1∼0.6%, Ni：0.1∼0.5% 중에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
성분 조성이 또한 O：0.0040%이하를 함유하고, 또한 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재.
0＜(Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8…(1)
단, 식(1) 중의 Ca, O, S는 각 성분의 함유량(질량%)을 나타낸다.
제 3 항에 있어서,
성분 조성이 또한 O：0.0040%이하를 함유하고, 또한 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재.
0＜(Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8…(1)
단, 식(1) 중의 Ca, O, S는 각 성분의 함유량(질량%)을 나타낸다.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 950∼1250℃로 가열 후, Ar₃점 이상에서 누적 압하율 50%이상의 압연을 실행하고, 열간 압연 종료 온도가 Ar₃점 이상이며, Ar₃점 -60℃이상의 온도역에서 600℃이하 350℃이상의 온도역까지 5℃/s이상의 냉각 속도로 가속 냉각하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 냉각 속도는 상기 성분 조성을 갖는 강 소재의 CCT도에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도 이하인 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 가속 냉각 후, 또한 Ac₁점 이하의 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 가속 냉각 후, 또한 Ac₁점 이하의 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 3 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 950∼1250℃로 가열 후, Ar₃점 이상에서 누적 압하율 50%이상의 압연을 실행하고, 열간 압연 종료 온도가 Ar₃점 이상이며, Ar₃점 -60℃이상의 온도역에서 600℃이하 350℃이상의 온도역까지 5℃/s이상의 냉각 속도로 가속 냉각하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 10 항에 있어서,
상기 냉각 속도는 상기 성분 조성을 갖는 강 소재의 CCT도에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도 이하인 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 10 항에 있어서,
상기 가속 냉각 후, 또한 Ac₁점 이하의 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 11 항에 있어서,
상기 가속 냉각 후, 또한 Ac₁점 이하의 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 4 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 950∼1250℃로 가열 후, Ar₃점 이상에서 누적 압하율 50%이상의 압연을 실행하고, 열간 압연 종료 온도가 Ar₃점 이상이며, Ar₃점 -60℃이상의 온도역에서 600℃이하 350℃이상의 온도역까지 5℃/s이상의 냉각 속도로 가속 냉각하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
상기 냉각 속도는 상기 성분 조성을 갖는 강 소재의 CCT도에 있어서의 냉각 곡선이 페라이트 변태 노즈에 가해질 때의 냉각 속도 이하인 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
상기 가속 냉각 후, 또한 Ac₁점 이하의 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.
제 15 항에 있어서,
상기 가속 냉각 후, 또한 Ac₁점 이하의 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 특징으로 하는 피로 특성이 우수한 고강도 강재의 제조 방법.