KR102183900B1

KR102183900B1 - 강

Info

Publication number: KR102183900B1
Application number: KR1020187022566A
Authority: KR
Inventors: 신야 데라모토; 신고 야마사키; 아츠시 몬덴
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2016-02-19
Filing date: 2016-02-19
Publication date: 2020-11-27
Also published as: EP3418411A1; EP3418411A4; KR20180099873A; EP3418411B1; CN108603260B; US20190032178A1; JPWO2017141424A1; CN108603260A; JP6590000B2; WO2017141424A1

Abstract

본 발명의 일 형태에 관한 강은, 질량％로, C: 0.08 내지 0.12％, Si: 0.05 내지 0.50％, Mn: 1.00 내지 3.00％, P: 0.040％ 이하, S: 0.020％ 이하, Cr: 1.0 내지 2.5％, Cu: 0.01 내지 0.50％, Ni: 0.75 내지 3.20％, Mo: 0.10 내지 0.50％, Nb: 0.005 내지 0.050％, Al: 0.010 내지 0.100％, N: 0.0050 내지 0.0150％, V: 0 내지 0.300％, Ca: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0100％, 및 Mg: 0 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지며, 원 상당 직경이 5㎛ 초과인 Mn 황화물의 개수 밀도가 0 내지 10개/㎟이고, 원 상당 직경이 1.0 내지 5.0㎛인 상기 Mn 황화물의 평균 애스펙트비가 1.0 이상, 10.0 이하이다.

Description

강

본 발명은 ??칭 템퍼링 후에, 고강도를 가지면서 또한 저온 인성이 우수한 강에 관한 것이다.

근년, 에너지 사정의 변화에 따라, 새로운 에너지 자원을 개발하자는 움직임이 세계의 각지에서 활발화해졌다. 이러한 상황 하에 있어, 육상에서의 개발 자원이 고갈됨에 따라, 해저 유전에 주목이 모이게 되어, 석유 굴삭의 리그를 사용한 개발이, 대륙붕 부근을 중심으로 하는 광범위한 지역에서 실시되게 되었다. 특히 근년, 심해에서 조업되는 해저 석유 굴삭용 리그로 대표되는 해상 구조물이 증가하고 있어, 대형 허리케인에 의한 굴삭 리그에 대한 피해를 방지하기 위해서, 굴삭 리그 계류용 체인의 고강도화가 요구되고 있다. 체인의 파단은, 리그의 쓰러짐 등의 중대 사고로 직결된다. 중요 과제인 안전성 확보를 위해서, 체인의 고강도화 및 고인성화의 양쪽이 지향되게 되었다. 구체적으로는, 인장 강도 1200MPa 이상이며, 또한 -20℃에서의 샤르피 충격값이 75J/㎠ 이상인 체인이 요구된다.

이러한 체인은, φ50mm 이상의 열간 압연 봉강을 소정 길이로 절단하고, 원환상으로 성형 후, 맞대어진 단부면을 플래시 버트 용접하여 사슬을 제작한다. 플래시 버트 용접 후에, 사슬 고리의 중앙에 스터드가 압입되는 경우도 있다. 그 후, 체인에 ??칭 템퍼링 처리를 실시함으로써, 고강도 및 고인성을 체인에 부여한다.

고강도 고인성 체인용강의 발명예로서, 예를 들어 특허문헌 1 내지 6 등이 있다. 그러나, 어느 문헌이든, 인장 강도가 800 내지 1000MPa인 체인의 제공을 목표로 하고 있어, 강의 강도를 1200MPa 이상으로 한 경우에 대하여 검토되어 있지 않다. 근년에는, 더 한층의 고강도화가 체인에 요구되고 있지만, 일반적으로, 강재를 고강도화하면 강재의 인성이 저하되고, 이에 의해 강재의 충격값이 저하된다는 것이 알려져 있다. 이들 문헌에서 제시되어 있는 강을 1200MPa 이상의 강도로 한 경우, 목적으로 하는 충격값을 얻을 수 없다.

일본 특허 공개 (소)58-22361호 공보 일본 특허 공개 (소)58-96856호 공보 일본 특허 공개 (소)59-159972호 공보 일본 특허 공개 (소)59-159969호 공보 일본 특허 공개 (소)62-202052호 공보 일본 특허 공개 (소)63-203752호 공보

본 발명의 과제는, ??칭 템퍼링 후에 고강도이면서 또한 저온 인성(특히 저온에서의 파괴 인성)에 우수한 강을 제공하는 것이다. 구체적으로는, 인장 강도가 1200MPa 이상이 되도록 ??칭 템퍼링을 행한 경우에, -20℃에서의 샤르피 충격값이 75J/㎠ 이상이 되는 강을 제공하는 것이다.

본 발명의 요지는, 다음과 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 강은, 단위 질량％로, C: 0.08 내지 0.12％, Si: 0.05 내지 0.50％, Mn: 1.00 내지 3.00％, P: 0.040％ 이하, S: 0.020％ 이하, Cr: 1.00 내지 2.50％, Cu: 0.01 내지 0.50％, Ni: 0.75 내지 3.20％, Mo: 0.10 내지 0.50％, Nb: 0.005 내지 0.050％, Al: 0.010 내지 0.100％, N: 0.0050 내지 0.0150％, V: 0 내지 0.300％, Ca: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0100％, 및 Mg: 0 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 원 상당 직경이 5㎛ 초과인 Mn 황화물의 개수 밀도가 0 내지 10개/㎟이며, 원 상당 직경이 1.0 내지 5.0㎛인 상기 Mn 황화물의 평균 애스펙트비가 1.0 이상, 10.0 이하이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강은, 단위 질량％로, V: 0.010 내지 0.300％를 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강은, 단위 질량％로, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Zr: 0.0005 내지 0.0100％, 및 Mg: 0.0005 내지 0.0100％로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.

본 발명에 따르면, ??칭 템퍼링 후에, 인장 강도 1200MPa 이상이고, 또한 -20℃에서의 샤르피 충격값이 75J/㎠ 이상인 강을 제공할 수 있다.

본 발명자는, 고강도이고, 또한 저온 인성이 우수한 강을 실현하기 위해서, 다양한 연구를 계속한 바, 하기의 지견을 얻었다.

(a) ??칭 템퍼링 후의 강에 1200MPa 이상의 인장 강도를 부여하기 위해서는, 강의 C 함유량은 0.08％ 이상으로 할 필요가 있다.

(b) Ni, Mo, 및 Nb의 모두를 강이 함유한 경우, 강의 저온 인성이 개선된다. 본 발명자들은, Ni, Mo, 및 Nb의 모두를 강이 함유한 경우, 강의 충격값이 향상된다는 것을 알아내었다. 이것은, Ni, Mo, 및 Nb의 모두를 강이 함유한 경우, 통상은 파괴 기점이 될 수 있는 강 중의 시멘타이트가, 파괴 기점이 되지 않을 수준까지 미세화되기 때문이라고 생각된다. 또한, Ni, Mo, 및 Nb의 모두를 강이 함유한 경우, 마르텐사이트 조직의 블록 사이즈가 미세해지므로, 강의 연성 취성 천이 온도가 저하되어, 취성 파괴가 저온에서도 발생하기 어려워진다고 추정된다.

(c) 본 발명자들은, 파괴 기점이 될 수 있는 Mn 황화물의 입경 및 애스펙트비를 작게 함으로써, 강의 저온 인성이 향상된다는 것을 알아내었다.

이상의 지견에 기초하여, 본 발명자들은, 높은 강도와 높은 저온 인성을 갖는 구조 부품, 특히 체인을 제조 가능한 강의 화학 성분, 개재물 상태, 및 제조 방법을 알아내었다. 이하에, 본 실시 형태에 관한 강의 구체적 양태를 설명한다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강은, ??칭 템퍼링 후에 인장 강도가 1200MPa 이상이며 또한 -20℃에서의 샤르피 충격값이 75J/㎠ 이상이 되는 효과를 갖는 강이지만, ??칭 템퍼링 전의 강도 및 충격값은 특별히 한정되지 않는다. 이하, 특별히 언급이 없는 한, 강도 및 인성 등의 기계적 특성을 설명하는 기재는, ??칭 템퍼링 후의 본 실시 형태에 관한 강에 관한 것이다.

이하에, 본 실시 형태에 관한 강의 각 합금 원소의 함유량의 한정 이유에 대해 설명한다. 합금 원소의 함유량 단위「％」는, 질량％를 의미한다.

C: 0.08 내지 0.12％

C는, 강의 강도를 결정하는 중요한 원소이다. ??칭 템퍼링 후에 1200MPa 이상의 인장 강도를 얻기 위하여, C 함유량의 하한은 0.08％로 한다. 한편, C 함유량이 과잉인 경우, 강이 과도하게 고강도가 되어 강의 인성이 저하된다. 또한, C 함유량이 과잉인 경우, 파괴 기점이 되는 시멘타이트의 양이 증가하여 강의 인성이 현저하게 저하된다. 따라서, C 함유량의 상한을 0.12％로 한다. C 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.11％이다. C 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.09％이다.

Si: 0.05 내지 0.50％

Si는, 강재의 강도를 확보하는 작용과 함께, 탈산제로서의 작용도 갖는다. Si 함유량이 0.05％ 미만인 경우, 탈산 작용이 충분히 얻어지지 않고, 강 중의 비금속 개재물이 증가하여, 강의 인성을 저하시킨다. 한편, 0.50％를 초과하여 Si를 함유시킨 경우, Si가 강의 인성 저하를 야기한다. 따라서, Si 함유량을 0.05 내지 0.50％로 한다. Si 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.40％, 0.30％ 또는 0.20％이다. Si 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.06％, 0.07％ 또는 0.08％이다.

Mn: 1.00 내지 3.00％

Mn은, 원하는 ??칭성 확보를 위하여 필수적인 성분이다. ??칭 템퍼링 후의 강의 인장 강도를 1200MPa 이상으로 하기 위해 충분한 ??칭성을 확보하기 위해서는, Mn 함유량의 하한값은 1.0％로 한다. 한편, Mn 함유량이 과잉인 경우, 강의 인성이 저하되므로, Mn 함유량의 상한값은 3.00％로 한다. Mn 함유량의 상한값은, 바람직하게는 2.90％, 2.80％ 또는 2.70％이다. Mn 함유량의 하한값은, 바람직하게는 1.10％, 1.20％ 또는 1.30％이다.

P: 0.040％ 이하

P는, 강의 제조 공정에서 강에 혼입되는 불순물이다. P 함유량이 0.040％를 초과하면, 강의 인성을 허용 한도 이상으로 저하시키므로, P의 함유량은 0.040％ 이하로 제한한다. P 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.030％, 0.025％ 또는 0.020％이다. 본 실시 형태에 관한 강은, P를 필요로 하지 않으므로, P 함유량의 하한값은 0％이지만, 정련 설비의 능력 등을 고려하면, P 함유량의 하한값을 0.001％, 0.002％ 또는 0.003％로 해도 된다.

S: 0.020％ 이하

S는, P와 마찬가지로, 강의 제조 공정에서 강에 혼입되는 불순물이다. S 함유량이 0.020％를 초과하면, S가 강 중에 다량의 Mn 황화물을 형성하여, 강의 인성을 저하시킨다. 따라서, S 함유량은 0.020％ 이하로 제한된다. S 함유량이 0.020％ 이하인 경우, Mn 황화물의 개수 밀도가 충분히 저감되어, 강의 인성이 높게 유지된다. S 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.015％, 0.012％, 또는 0.010％이다. 본 실시 형태에 관한 강은, S를 필요로 하지 않으므로, S 함유량의 하한값은 0％이지만, 정련 설비의 능력 등을 고려하면, S 함유량의 하한값을 0.001％, 0.002％ 또는 0.003％로 해도 된다.

Cr: 1.00 내지 2.50％

Cr은, 강의 ??칭성을 증대시키는 작용이 있다. ??칭 템퍼링 후의 강의 인장 강도를 1200MPa 이상으로 하기 위해 충분한 ??칭성을 확보하기 위해서, Cr 함유량의 하한값을 1.00％로 한다. 한편, Cr 함유량이 과잉인 경우, 강의 인성이 저하된다. 따라서, Cr 함유량의 상한값은 2.50％로 한다. Cr 함유량의 상한값은, 바람직하게는 2.40％, 2.30％ 또는 2.20％이다. Cr 함유량의 하한값은, 바람직하게는 1.30％, 1.40％ 또는 1.50％이다.

Cu: 0.01 내지 0.50％

Cu는, 강의 ??칭성 및 내식성의 향상을 위하여 유효한 원소이다. ??칭 템퍼링 후의 강의 인장 강도를 1200MPa 이상으로 하기 위해 충분한 ??칭성 및 내식성을 확보하기 위해서, Cu 함유량의 하한값은 0.01％로 한다. 한편, Cu 함유량이 과잉인 경우, 강의 인성이 저하된다. 따라서, Cu 함유량의 상한값은 0.50％로 한다. Cu 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.40％, 0.30％ 또는 0.20％이다. Cu 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.02％, 0.03％ 또는 0.05％이다.

Ni: 0.75 내지 3.20％

Ni는, 강의 인성 향상을 위하여 극히 유효한 원소이며, ??칭 템퍼링 후의 인장 강도가 1200MPa 이상인 본 실시 형태에 관한 강의 고인성화를 위하여 필수적인 원소이다. Ni 함유량이 0.75％ 미만이면, 그 효과를 충분히 발휘시키기가 어렵다. 한편, Ni 함유량이 3.20％를 초과하면, 인성 개선 효과가 포화된다. 따라서, Ni 함유량을 0.75 내지 3.20％로 한다. Ni 함유량의 상한값은, 바람직하게는 3.15％, 3.10％ 또는 3.05％이다. Ni 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.80％, 0.85％ 또는 0.90％이다.

Mo: 0.10 내지 0.50％

Mo는, Ni 및 Nb와 함께 강 중에 함유된 경우, 강의 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다는 것을 본 발명자들은 알아내었다. 이것은, Ni 및 Nb와 동시에 Mo가 강 중에 함유된 경우, 통상은 파괴 기점이 될 수 있는 강 중의 시멘타이트가, 파괴 기점이 되지 않을 수준까지 미세화되기 때문이라고 생각된다. 또한, Ni 및 Nb와 동시에 Mo가 강 중에 함유된 경우, 마르텐사이트 조직의 블록 사이즈가 미세해지므로, 강의 연성 취성 천이 온도가 저하되어, 취성 파괴가 저온에서도 발생하기 어려워진다고 추정된다. Mo 함유량이 0.10％ 미만이면, 그 효과를 충분히 발휘시키기가 어렵다. 한편, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면, 인성 개선 효과가 포화된다. 따라서, Mo 함유량을 0.10 내지 0.50％로 한다. Mo 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.47％, 0.45％ 또는 0.42％이다. Mo 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.15％, 0.20％ 또는 0.25％이다.

Nb: 0.005 내지 0.050％

Nb는, Ni 및 Mo와 함께 강 중에 함유된 경우, 강의 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이것은, Ni 및 Mo와 함께 Nb가 강 중에 함유된 경우, 통상은 파괴 기점이 될 수 있는 강 중의 시멘타이트가, 파괴 기점이 되지 않을 수준까지 미세화되기 때문이라고 생각된다. 또한, Ni 및 Mo와 함께 Nb가 강 중에 함유된 경우, 마르텐사이트 조직의 블록 사이즈가 미세해지므로, 강의 연성 취성 천이 온도가 저하되어, 취성 파괴가 저온에서도 발생하기 어려워진다고 추정된다. Nb 함유량이 0.005％ 미만이면, 그 효과를 충분히 발휘시키기가 어렵다. 한편, Nb 함유량이 0.050％를 초과하면, 인성 개선 효과가 포화된다. 따라서, Nb 함유량을 0.005 내지 0.050％로 한다. Nb 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.045％, 0.040％ 또는 0.035％이다. Nb 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.007％, 0.010％ 또는 0.015％이다.

Al: 0.010 내지 0.100％

Al은, 탈산 작용 이외에도, AlN으로서 석출시킨 경우에 금속 조직의 결정립도를 조정하고, 금속 조직을 세립화하는 작용이 있다. Al 함유량이 0.010％ 미만이면, 충분한 세립화 효과를 얻을 수 없으므로, 강의 인성이 저하된다. 한편, 0.100％를 초과하여 Al을 강 중에 함유시키면, AlN의 석출량이 포화하고, 강 중의 알루미나계 비금속 개재물이 증가하여 강의 인성을 저하시킨다. 따라서, Al 함유량을 0.010 내지 0.100％로 한다. Al 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.090％, 0.070％ 또는 0.050％이다. Al 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.012％, 0.015％ 또는 0.018％이다.

N: 0.0050 내지 0.0150％

N은, Al과 결합하여, 금속 조직의 결정립도의 조정을 위하여 유효한 AlN을 석출시키는 작용이 있다. N 함유량이 0.0050％ 미만이면, 이 작용이 충분히 발휘되지 않는다. 한편, 0.0150％를 초과하여 N을 강 중에 함유시키면, 고용 N이 증대되어, 강의 인성을 저하시킨다. 따라서, N 함유량을 0.0050 내지 0.0150％로 한다. N 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.0140％, 0.0130％ 또는 0.0120％이다. N 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.0055％, 0.0060％ 또는 0.0065％이다.

V: 0 내지 0.300％

본 실시 형태에 관한 강은, V를 필요로 하지 않는다. 따라서 V 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나 V는, VN으로서 석출시킨 경우에, 금속 조직의 결정립도를 조정하여, 금속 조직을 세립화하는 작용이 있다. 따라서, 임의 원소로서, V를 0.010％ 이상, 0.020％ 이상 또는 0.030％ 이상 함유시켜도 된다. 한편, 0.300％를 초과하여 V를 강 중에 함유시키면, ??칭 시의 가열 시에 조대한 VN이 강 중에 잔존하고, 이 조대 VN이 ??칭 템퍼링 후의 강의 인성을 저하시킨다. 따라서, V 함유량을 0.300％ 이하로 한다. V 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.250％ 이하, 0.200％ 또는 0.150％이다.

Ca: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0100％ 이하, 및 Mg: 0 내지 0.0100％로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상

본 실시 형태에 관한 강은, Ca, Zr 및 Mg을 필요로 하지 않는다. 따라서 Ca, Zr 및 Mg 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나 Ca, Zr 및 Mg는 모두, 산화물을 형성하고, MnS의 정출 핵이 되어, MnS를 균일 미세 분산시켜 강의 충격값을 향상시키는 효과가 있다. 따라서, 임의 원소로서, Ca를 강 중에 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상 함유시켜도 되고, Zr을 강 중에 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상 함유시켜도 되고, Mg을 강 중에 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상 함유시켜도 된다. 한편, Ca, Zr 및 Mg 각각의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 과잉량의 산화물 및 황화물 등의 경질 개재물이 생성되어, 강의 인성을 저하시킨다. 따라서, Ca, Zr, 및 Mg 각각의 상한값은 0.0100％ 이하로 한다. Ca 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.0090％, 0.0070％, 또는 0.0050％이며, Zr 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.0090％, 0.0070％, 또는 0.0050％이며, Mg 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.0090％, 0.0070％, 또는 0.0050％이다.

잔부: Fe 및 불순물

본 실시 형태에 관한 강의 합금 성분의 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석 혹은 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 관한 강에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용됨을 의미한다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 강의 개재물 상태의 한정 이유에 대해 설명한다.

원 상당 직경이 5㎛ 초과인 Mn 황화물의 개수 밀도가 0 내지 10개/㎟

원 상당 직경이 5㎛ 초과인 Mn 황화물(이하, 「조대 Mn 황화물」이라고 칭함)은, 강의 저온 인성을 크게 저하시키므로, 조대 Mn 황화물의 개수 밀도를 실질적으로 0개/㎟로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 조대 Mn 황화물의 개수 밀도의 하한값은 0개/㎟이다. 그러나, 개수 밀도가 10개/㎟ 이하이면 저온 인성은 심각하게 손상되지 않는다. 따라서, 조대 Mn 황화물의 개수 밀도의 상한값은, 10개/㎟로 한다. 조대 Mn 황화물의 개수 밀도의 상한값은, 바람직하게는 9개/㎟, 8개/㎟ 또는 7개/㎟이다.

원 상당 직경이 1.0 내지 5.0㎛인 Mn 황화물의 평균 애스펙트비가 1.0 이상, 10.0 이하

원 상당 직경이 1.0 내지 5.0㎛인 Mn 황화물(이하, 「미세 Mn 황화물」이라고 칭함)은, 조대 Mn 황화물보다도, 강의 인성에 미치는 악영향이 적다. 그러나, Mn 황화물의 긴 직경을 Mn 황화물의 짧은 직경으로 나눔함으로써 산출할 수 있는 Mn 황화물의 애스펙트비가 과도하게 큰 미세 Mn 황화물은, 조대 Mn 황화물과 마찬가지로, 파괴 기점이 되어 강의 인성을 저하시킬 수 있다. 본 발명자들은, 미세 Mn 황화물의 평균 애스펙트비를 10.0 이하로 하면, 미세 Mn 황화물을 거의 무해화할 수 있음을 알아내었다. 미세 Mn 황화물의 평균 애스펙트비의 바람직한 상한값은, 9.0, 7.5 또는 6.0이다. 미세 Mn 황화물의 긴 직경과 짧은 직경이 동일한 경우, 미세 Mn 황화물의 애스펙트비는 1.0이 되므로, 미세 Mn 황화물의 평균 애스펙트비의 하한은 1.0으로 한다.

파괴 기점이 될 수 있는 Mn 황화물을 미세 분산시키고, 또한 그 애스펙트비를 저하시키는 것은, 강의 저온 인성을 개선하기 위해서 매우 유효하다. 또한, Mn 황화물의 상태는, 통상의 조건 하에서 행하여지는 ??칭 템퍼링의 전후에서 변화하지 않으므로, ??칭 템퍼링 전에 Mn 황화물의 상태가 상술한 바와 같이 제어되면, ??칭 템퍼링 후에 있어서도 Mn 황화물의 상태가 유지되어, 상술한 효과를 얻을 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서, 미세 Mn 황화물의 개수 밀도를 한정할 필요는 없다. 매우 다량의 미세 Mn 황화물은, 강의 인성을 손상시킬 우려가 있지만, S 함유량이 상술된 범위 내이면, 미세 Mn 황화물의 개수 밀도가, 강의 인성을 손상시킬 정도로 증대되는 경우는 없다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 미만인 Mn 황화물(이하, 「초미세 Mn 황화물」이라고 칭함)은 파괴 기점이 되지 않으므로, 초미세 Mn 황화물의 애스펙트비 및 개수 밀도는 특별히 규정되지 않는다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서, Mn 황화물(조대 Mn 황화물 및 미세 Mn 황화물)은 거의 균일하게 분산되므로, Mn 황화물의 상태를 규정하는 장소는 특별히 한정되지 않는다.

Mn 황화물의 상태의 특정 방법은 이하와 같다. 먼저, 강의 단면을 경면 연마하고, 다음에 단면이 임의의 10개소 이상에서 배율 1000배의 광학 현미경 사진을 촬영한다. 이것에 의해 얻어진 10매의 사진을, 예를 들어 Luzex(등록 상표) 등의 화상 해석 소프트웨어를 사용하여 처리함으로써, 강에 포함되는 Mn 황화물의 상태, 즉 조대 Mn 황화물의 개수 밀도와, 미세 Mn 황화물의 평균 애스펙트비를 구할 수 있다. 본 실시 형태에 관한 강에 있어서, Mn 황화물은 가공 방향으로 연신하고 있다. 예를 들어 강이 열간 압연되어 있는 경우, Mn 황화물은 열간 압연 방향으로 연신하고 있다. 따라서, 광학 현미경 사진을 촬영하는 단면은, 가공 방향(예를 들어 열간 압연 방향)에 평행으로 형성될 필요가 있다. 한편, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서, Mn 황화물은 거의 균일하게 분산되므로, 광학 현미경 사진을 촬영하는 개소는 특별히 규정되지 않는다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 강의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 강의 제조 방법은, 본 실시 형태에 관한 강의 화학 성분을 갖는 용강을 연속 주조하여 주편을 얻는 공정과, 주편에 균열 확산 처리를 2회 이상 행하는 공정을 구비한다. 용강을 연속 주조하는 공정의 조건은 특별히 한정되지 않는다. 주편에 균열 확산 처리를 행하는 공정에서는, 먼저 주편이 1300℃ 내지 1350℃의 온도 범위 내까지 가열되고, 이어서 주편의 온도가 이 온도 범위 내에 300 내지 18000초 유지되고, 또한 주편이 900℃ 이하에서 냉각된다. 또한, 균열 확산 처리는 2회 이상 행해진다.

(균열 확산 처리 공정)

균열 확산 처리는, 주편에 포함되는 Mn 황화물을 미세 분산시키기 위하여 행해진다. 연속 주조 시에, 주편 중에는 조대 Mn 황화물이 정출된다. 주편을 1300℃ 내지 1350℃의 온도 범위 내까지 가열하고, 이 온도 범위 내에서 300 내지 18000초 유지함으로써, 이 조대 Mn 황화물이 용체화되고, 주편을 900℃ 이하로 냉각함으로써, Mn 황화물이 석출한다. 용체화 및 석출에 의해, Mn 황화물은 미세화된다.

주편의 유지 온도가 1300℃ 미만인 경우, 및 주편의 온도 유지 시간이 300초 미만인 경우, Mn 황화물이 충분히 용체화되지 않는다. 또한, 균열 확산 처리가 1회밖에 행하여지지 않았을 경우, Mn 황화물은 충분히 미세화되지 않는다. 강의 Mn 황화물의 분산 상태를 상술의 범위 내로 하기 위해서는, 상술한 조건의 균열 확산 처리를 2회 이상 행할 필요가 있다. 주편의 냉각 정지 온도가 900℃ 초과로 하여, 다음의 균열 확산 처리를 개시한 경우, Mn 황화물이 냉각 시에 석출되지 않으므로, Mn 황화물의 미세화가 불충분해진다.

또한, 주편의 가열 온도가 1350℃ 초과인 경우, 주편의 연성이 저하되어 균열의 문제가 생긴다. 또한, 주편의 가열 시간이 18000초 초과인 경우, 경제성을 고려하면 바람직하지 않다.

상술한 처리에 의해 Mn 황화물이 충분히 미세화된 주편에는, 그 후, 임의의 가공 및 열처리를 행할 수 있다. 예를 들어, 이 주편에 분괴 압연 및 열간 압연을 행하여 봉강으로 하고 이 봉강에 체인 가공을 행하여 체인을 얻을 수 있다. 또한, 체인 가공을 행할 때 또는 행한 후에, 체인에 ??칭 템퍼링을 행할 수 있다. 상술한 방법에 의해 얻어지는 주편에 포함되는 Mn 황화물은 충분히 미세화되어 있으므로, 통상의 조건에서 행하여지는 분괴 압연, 열간 압연 및 체인 가공 및 ??칭 템퍼링에 의해, 주편에 포함되어 있는 미세 Mn 황화물이, 상술된 규정 범위 외가 되는 경우는 없다고 추정된다.

본 실시 형태에 관한 강은, 인장 강도가 1200MPa 이상이 되도록 ??칭 템퍼링 되었다고 해도, -20℃에서의 샤르피 충격값을 75J/㎠ 이상으로 유지할 수 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강은, ??칭 템퍼링용 강으로서 사용되는 것이 특히 바람직하다.

예를 들어, 본 실시 형태에 관한 강에, 900℃로 가열하여 30분 유지하고 나서 수랭하는 ??칭 처리를 행하고, 또한 135℃로 가열하여 30분 유지하는 템퍼링 처리를 행하면, 인장 강도가 1200MPa 이상이며, 또한 -20℃에서의 샤르피 충격값이 75J/㎠ 이상인 강이 얻어진다. 이 ??칭 템퍼링 조건에서 열처리된 후의 본 실시 형태에 관한 강은, 원 상당 직경이 5㎛ 초과인 Mn 황화물의 개수 밀도가 0 내지 10개/㎟이며, 원 상당 직경이 1.0 내지 5.0㎛인 상기 Mn 황화물의 평균 애스펙트비가 1.0 이상, 10.0 이하이고, 시멘타이트의 평균 입경이 0.05㎛ 이하이고, 마르텐사이트 블록의 평균 사이즈가 5.5㎛ 이하이다. 본 실시 형태에 관한 강은, 0.08％ 이상의 C를 함유하고 있으므로, 이 ??칭 템퍼링 조건에서 열처리된 경우, 1200MPa 이상의 인장 강도를 갖는다. 통상이면, 강의 인장 강도를 1200MPa 이상으로 한 경우, 인성(특히 저온 인성)이 손상된다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 강은, 0.75 내지 3.20％의 Ni와, 0.10 내지 0.50％의 Mo와, 0.005 내지 0.050％의 Nb를 함유하고 있으므로, 이 ??칭 템퍼링 조건에서 열처리된 경우, 마르텐사이트 블록 및 시멘타이트가 충분히 미세화되어, 높은 저온 인성을 갖는다. 또한, 이 ??칭 템퍼링 조건에서 열처리된 후의 본 실시 형태에 관한 강은, ??칭 템퍼링 전의 본 실시 형태에 관한 강과 동일하게, 원 상당 직경이 5㎛ 초과인 Mn 황화물의 개수 밀도가 0 내지 10개/㎟이며, 원 상당 직경이 1.0 내지 5.0㎛인 상기 Mn 황화물의 평균 애스펙트비가 1.0 이상, 10.0 이하이므로, 높은 저온 인성을 갖는다.

또한, 상술된 조건의 ??칭 템퍼링은, 본 실시 형태에 관한 강의 용도의 일례에 지나지 않는다. 본 실시 형태에 관한 강에는, 목적에 따라, 임의의 조건의 열처리를 행할 수 있다. 또한, 상술된, ??칭 템퍼링 조건의 일례에 기초하는 열처리가 행하여진 후의 본 실시 형태에 관한 강의 특징은, 본 실시 형태에 관한 강의 기술적 범위를 한정하는 것은 아니다. 본 실시 형태에 관한 강의 과제는, 인장 강도가 1200MPa가 되도록 열처리를 행한 후에, -20℃에서의 샤르피 충격값을 75J/㎠ 이상으로 하는 것이다. 이 과제를 해결하기 위해서, 상술한 바와 같이, 열처리 전의 화학 성분 및 Mn 황화물 상태를 제어하는 것이 필요하다. 그러나, 그 이외의 구성, 예를 들어 열처리 전의 마르텐사이트 및 시멘타이트의 상태 등의 제어는, 본 실시 형태에 관한 강의 과제의 해결을 위하여 필요하기 때문이다.

또한, 통상 조건의 ??칭 템퍼링은, Mn 황화물 상태에 영향을 주지 않는다. 따라서, ??칭 템퍼링 후의 강의 Mn 황화물 상태가 상술된 규정 범위 내에 있는 경우, 그 강은, ??칭 템퍼링 전의 Mn 황화물 상태도 상술된 규정 범위내였다고 추정된다.

본 실시 형태에 관한 강은, 높은 인장 강도와 높은 저온 인성이 필요한 해저 석유 굴삭 리그 계류용 체인 등의 재료로서 사용된 경우, 특히 뛰어난 효과를 발휘할 수 있다.

실시예

본 발명을 실시예에 의해 이하에 상세하게 설명한다. 또한, 이들 실시예는 본 발명의 기술적 의의, 효과를 설명하기 위한 것이고, 본 발명의 범위를 한정하는 것은 아니다.

<실시예 1>

표 1에 나타내는 화학 조성의 강 A를 연속 주조하여 주편을 얻고, 이어서 주편에 1회 또는 2회 이상의 균열 확산 처리 공정을 행하며, 또한 주편에 분괴압연 공정을 행하여, 한 변이 162mm인 정사각형의 압연 소재를 얻었다. 표 2에, 균열 확산 처리 조건 및 균열 확산 처리 횟수를 나타낸다. 그 후, 압연 소재에 열간 압연을 행하여, 직경 86㎜의 환봉강으로 했다. 이어서, 환봉강을 절단하고, 900℃로 가열하여 30분 유지하고, 또한 수랭하는 ??칭 처리를 행한 후, 135℃로 가열하여 30분 유지하는 템퍼링 처리를 행하여, 환봉강 No.A1 내지 A5를 얻었다. 이 ??칭 조건 및 템퍼링 조건은, 본 발명의 강을 사용하여 체인을 작성할 때에 권장되는 열처리 조건과 동일하다.

??칭 템퍼링 후의 환봉강 No. A1 내지 A5 각각의 C 단면의 1/4D부(환봉강의 표면으로부터 환봉강의 직경 D의 약 1/4의 깊이 영역)로부터, JIS14A호 인장 시험편 3개와, JIS4호 V 노치 샤르피 충격 시험편 4개를 제작했다. 인장 시험은, JIS Z 2241에 준거하여, 상온에서 20㎜/min의 속도로 실시했다. 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242에 준거하여, -20℃에서 실시했다.

또한, ??칭 템퍼링 후의 환봉강 No. A1 내지 A5 각각의 C 단면의 1/4D부에서 한 변이 10mm인 정사각형의 샘플을 잘라내고, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 강의 조직 및 개재물의 상태를 관찰했다. 강 중에 있는 Mn 황화물을 관찰하기 위해서, 단면을 경면 연마한 후, 광학 현미경을 사용하여 배율 1000배의 조직 사진을 10매 촬영하고, 이들 사진에 포함되는 Mn 황화물의 원 상당 직경과 애스펙트비를 화상 해석(Luzex(등록 상표))에 의해 구했다. 또한, 강 중에 있는 시멘타이트를 관찰하기 위해서, 나이탈 부식액으로 단면의 부식을 행하고, 주사형 전자 현미경을 사용하여 배율 5000배의 조직 사진을 5매 촬영하고, 이들 사진에 포함되는 시멘타이트의 평균 입경을 화상 해석(Luzex(등록 상표))에 의해 구했다. 또한, 샘플에 대해, 후방 산란 전자선 회절 패턴을 사용한 결정 방위 해석을 행하고, 이 해석으로 얻어진, 방위차 각 15° 이상의 대각 입계(High angle Grain Boundary)로 둘러싸인 결정립의 면적 가중치 부여 평균 원 상당 직경을, 마르텐사이트 블록의 평균 입경이라 했다.

상술한 실험 결과를 표 1 및 표 2에 나타낸다. 표 1은, 강 A의 화학 성분(즉, No. A1 내지 No. A5의 강의 화학 성분)을 나타낸다. 표 2는, No. A1 내지 No. A5의 강을 제조했을 때의 확산 균열 처리 조건 및 확산 균열 처리 횟수 및 상술한 조건에서 ??칭 템퍼링된 후의 No. A1 내지 No. A5의 강의 원 상당 직경 1.0 내지 5.0㎛의 Mn 황화물의 평균 애스펙트비, 원 상당 직경 5.0㎛ 초과의 Mn 황화물의 개수 밀도, 인장 강도, 충격값, 시멘타이트의 평균 입경 및 마르텐사이트 블록의 평균 사이즈를 나타낸다. 표 2에 있어서, 본 발명의 규정 범위 외인 값에는 밑줄이 그어져 있다. 또한, 상술한 조건의 ??칭 템퍼링은, Mn 황화물의 상태에 영향을 주지 않으므로, 표 2에 개시된 ??칭 템퍼링 후의 No. A1 내지 No. A5의 강 Mn 황화물의 상태는, ??칭 템퍼링 전의 No. A1 내지 No. A5의 강의 그것과 동일하다.

표 1 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명예인 No. A1 및 A2의 강은, 화학 조성 및 제조 조건이 적절했으므로, Mn 황화물의 형태가 본 발명의 규정 범위 내가 되었다. 이에 의해, No.A1 및 A2의 강은, ??칭 템퍼링 후에 인장 강도 1200MPa 이상이고, 또한 -20℃에서의 샤르피 충격값이 75J/㎠ 이상이 되었다. 이에 반하여, 비교예인 No. A3 내지 A5 강은, 제조 조건이 부적절했으므로, Mn 황화물의 조대화 또는 Mn 황화물의 애스펙트비의 증대가 발생하여, ??칭 템퍼링 후의 저온 인성이 부족했다.

<실시예 2>

표 3에 나타내는 화학 조성의 강 B 내지 AH를 연속 주조하여 주편을 얻고, 이어서 주편에, 유지 온도 1300℃이면서 또한 유지 시간 7200초인 균열 확산 처리를 2회 행하고, 또한 주편에 분괴 압연을 행하여 한 변이 162mm인 정사각형의 압연 소재를 얻었다. 그 후, 압연 소재에 열간 압연하여, 직경 86㎜의 환봉강을 얻었다. 이어서, 이들 환봉강을 절단하고, 900℃로 가열하여 30분 유지하며, 또한 수랭하는 ??칭 처리를 행한 후, 135℃로 가열하여 30분 유지하는 템퍼링 처리를 행하여, 환봉강 No. B 내지 AH를 얻었다. 이 ??칭 조건 및 템퍼링 조건은, 본 발명 강을 사용하여 체인을 작성할 때에 권장되는 열처리 조건과 동일하다.

??칭 템퍼링 후의 환봉강 No. B 내지 AH 각각의 C 단면의 1/4D부로부터, JIS14A호 인장 시험편 3개와, JIS4호 V 노치 샤르피 충격 시험편 4개를 제작했다. 인장 시험은, JIS Z 2241에 준거하여, 상온에서 20㎜/min의 속도로 실시했다. 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242에 준거하여, -20℃에서 실시했다.

또한, ??칭 템퍼링 후의 환봉강 No. B 내지 AH 각각의 C 단면의 1/4D부로부터 한 변이 10mm인 정사각형의 샘플을 잘라내고, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 강의 조직 및 개재물의 상태를 관찰했다. 강 중에 있는 Mn 황화물을 관찰하기 위해서, 단면을 경면 연마한 후, 광학 현미경을 사용하여 배율 1000배의 조직 사진을 10매 촬영하고, 이들 사진에 포함되는 Mn 황화물의 원 상당 직경과 애스펙트비를 화상 해석(Luzex(등록 상표))에 의해 구했다. 또한, 강 중에 있는 시멘타이트를 관찰하기 위해서, 나이탈 부식액으로 단면의 부식을 행하고, 주사형 전자 현미경을 사용하여 배율 5000배의 조직 사진을 5매 촬영하고, 이들 사진에 포함되는 시멘타이트의 평균 입경을 화상 해석(Luzex(등록 상표))에 의해 구했다. 또한, 샘플에 대해, 후방 산란 전자선 회절 패턴을 사용한 결정 방위 해석을 행하고, 이 해석으로 얻어진, 방위차 각 15° 이상의 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 면적 가중치 부여 평균 원 상당 직경을 마르텐사이트 블록의 평균 입경이라 했다.

상술한 실험 결과를 표 3 및 표 4에 나타낸다. 표 3은, No. B 내지 AH의 강의 화학 성분을 나타낸다. 표 4는, 상술한 조건에서 ??칭 템퍼링된 후의 No. B 내지 AH의 강의 원 상당 직경 1.0 내지 5.0㎛의 Mn 황화물의 평균 애스펙트비, 원 상당 직경 5.0㎛ 초과의 Mn 황화물의 개수 밀도, 인장 강도, 충격값, 시멘타이트의 평균 입경 및 마르텐사이트 블록의 평균 사이즈를 나타낸다. 표 3 및 표 4에 있어서, 본 발명의 규정 범위 외인 값에는 밑줄이 그어져 있다. 또한, 상술한 조건의 ??칭 템퍼링은, Mn 황화물의 상태에 영향을 주지 않으므로, 표 4에 개시된 ??칭 템퍼링 후의 No. B 내지 AH의 강의 Mn 황화물의 상태는, ??칭 템퍼링 전의 No. B 내지 AH의 강의 그것과 동일하다.

표 3 및 표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명예인 No. B 내지 U의 강은, 모두 화학 조성 및 Mn 황화물의 상태가 본 발명의 규정 범위 내이다. 이에 따라, No. B 내지 U의 강은, ??칭 템퍼링 후에 인장 강도가 1200MPa 이상이 되고, 또한 -20℃에서의 샤르피 충격값이 75J/㎠ 이상이 되었다.

이에 반하여, 비교예인 No. V, W, X, Y, Z 및 AA의 강은, Mo, Nb, 및 Ni 중의 1종 이상의 함유량이 부족하거나 또는 함유되어 있지 않으므로, ??칭 템퍼링 후에, 파괴 기점이 되는 시멘타이트가 조대하게 되고, 또한 마르텐사이트 블록의 평균 사이즈가 조대하게 되어, 저온 인성이 부족했다.

비교예인 No. AB의 강은, C의 함유량이 부족했으므로, 필요한 인장 강도가 ??칭 템퍼링 후에 얻어지지 않았다. 한편, 비교예인 No. AC의 강은 C의 함유량이 과잉이었으므로, 과도하게 고강도가 되어, ??칭 템퍼링 후에 저온 인성이 부족했다.

비교예인 No. AD의 강은 Si 함유량이 과잉이고, No. AE의 강은 Mn 함유량이 과잉이었다. 이들 과잉 Si 또는 Mn이 강의 인성을 저하시켰으므로, ??칭 템퍼링 후의 No. AD 및 No. AE의 강의 저온 인성은 부족했다.

비교예인 No. AF의 강은, Cr의 함유량이 부족했으므로, 충분한 ??칭성이 얻어지지 않아, ??칭 템퍼링 후에 저온 인성이 부족했다.

비교예인 No. AG의 강은, S 함유량이 과잉이었으므로, 과잉량의 Mn 황화물이 형성되어, ??칭 템퍼링 후에 저온 인성이 부족했다. 비교예인 No. AH의 강은, N 함유량이 과잉이었으므로, 고용 N 함유량이 과잉이 되어, ??칭 템퍼링 후에 저온 인성이 부족했다.

Claims

단위 질량％로,
C: 0.08 내지 0.12％,
Si: 0.05 내지 0.50％,
Mn: 1.00 내지 3.00％,
P: 0.040％ 이하,
S: 0 초과 0.020％ 이하,
Cr: 1.00 내지 2.50％,
Cu: 0.01 내지 0.50％,
Ni: 0.75 내지 3.20％,
Mo: 0.10 내지 0.50％,
Nb: 0.005 내지 0.050％,
Al: 0.010 내지 0.100％,
N: 0.0050 내지 0.0150％,
V: 0 내지 0.300％,
Ca: 0 내지 0.0100％,
Zr: 0 내지 0.0100％, 및
Mg: 0 내지 0.0100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지며,
원 상당 직경이 5㎛ 초과인 Mn 황화물의 개수 밀도가 0 내지 10개/㎟이고,
원 상당 직경이 1.0 내지 5.0㎛인 Mn 황화물의 평균 애스펙트비가 1.0 이상, 10.0 이하인
것을 특징으로 하는 강.
제1항에 있어서, 단위 질량％로,
V: 0.010 내지 0.300％
를 함유하는 것을 특징으로 하는 강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 단위 질량％로,
Ca: 0.0005 내지 0.0100％,
Zr: 0.0005 내지 0.0100％, 및
Mg: 0.0005 내지 0.0100％
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 강.