KR102351770B1 - Ni 함유 강판의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 실시형태에 따른 제조 방법은, 소정의 화학 성분 조성을 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 강을, 열간 압연한 후, 800℃ 이상 820℃ 이하의 소입 온도로부터 소입하는 소입 공정, 690℃ 이상 710℃ 이하의 가열 온도에서 유지 후에, 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 중간 열처리 공정, 및 570℃ 이상 600℃ 이하의 소려 온도에서 소려하는 소려 공정을 이 순서로 포함하고, 중간 열처리 시의 가열 온도 및 유지 시간, 및 소려 시의 가열 온도 및 유지 시간에 의해 규정되는 파라미터 H를 1.73×10-6 이상 1.96×10-6 이하로 한다.

Description

Ni 함유 강판의 제조 방법
본 개시는, Ni 함유 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
근년, 세계적인 에너지 수요의 증대와 그에 수반하는 지구 환경의 악화가 문제가 되고 있다. 그 때문에, 클린한 에너지원으로서의 천연 가스(LNG)의 수요가 급증하고 있다. 이 천연 가스(LNG)의 수요 증대에 수반하여, 최근, LNG 저장용 탱크의 건설이 국내외에서 적극적으로 추진되고 있다. 이와 같은 상황에서, LNG 저장용 탱크의 본체에 사용되는 저온 인성이 우수한 고Ni 강판(이하, 간단히 「강판」이라고 하는 경우가 있다)의 수요가 증대하고 있다.
고Ni 강판은, 비교적 염가이고, Ni의 첨가에 의한 매트릭스의 인성 향상, 열처리에 의한 조직의 미세화, 극저온의 조건하에서도 안정한 잔류 오스테나이트(이하, 「잔류 γ」라고 하는 경우가 있다)의 존재에 의한 인성의 향상 등의 작용 효과에 의해 우수한 저온 인성을 가짐이 알려져 있다. 고Ni 강판 중에서도 Ni 함유량이 약 9질량%인 강판(9% Ni강)은, 1963년에 LNG 저장용의 탱크에 사용된 이래, 탱크용 재료로서 많은 실적을 올리고 있고, 향후도 사용량의 증대가 기대되고 있다.
전술한 바와 같이, 고Ni 강판에서는, 잔류 γ의 존재에 의해 저온 인성이 크게 향상된다. 그러나, 강판에 가공이 실시되어, 큰 소성 변형이 부여되었을 경우, 잔류 γ는 마르텐사이트에 가공 유기 변태를 일으키는 경우가 있다. 가공 유기 변태가 발생했을 경우, 잔류 γ량이 감소하여, 저온 인성이 열화될 가능성이 있다.
이와 같은 상황 속에서, 고Ni 강판에 있어서, 큰 소성 변형이 부여되었을 경우에도, 저온 인성을 열화시키지 않는 여러 가지 기술이 검토되고 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 판두께가 40mm를 초과하는 극후재여도 충분한 저온 인성을 갖는 함Ni강의 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 1에서는, 소재인 Ni 함유 강으로서, C, Ni 및 Mn을 소정의 범위로 함유하고, 또한 불순물 중의 P 및 S를 각각 0.001중량(질량)% 이하로 극히 낮게 억제한 것을 사용한다. 그리고, 이 강을 열간 압연한 후에, 특정의 조건에서 2회 소입(燒入)과 소려(燒戾)의 처리를 실시한다. 이것에 의해, 저온 인성을 향상시키고 있다.
또한, 특허문헌 1에서는, 도 2에 있어서, 상기의 열처리 후에 추가로 인장 예비 변형을 5% 주고 나서 250℃×1시간의 시효 처리를 실시한 것에 대해서, -196℃에서의 압연 방향(L 방향) 및 이것에 직각의 방향(C 방향)의 샤르피 충격 에너지를 조사한 결과가 나타나 있다. 특허문헌 1에는, 도 2에 의하면, P를 0.001중량(질량)% 이하로 하는 것에 의해, 강판 자체 및 용접 이음새의 저온 인성이 비약적으로 향상되었다고 기재되어 있다.
일본 특허공개 평6-179909호 공보
특허문헌 1에서는, P 함유량의 상한을 0.001질량%로 규제할 필요가 있다. 그렇지만, P 함유량의 상한을 0.001질량%로 하기 위해서 청정도를 높이면, 생산성이 악화되는 문제가 있다.
본 발명의 실시형태는 이와 같은 상황에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은, P 함유량이 0.001질량%를 초과하는 경우에도, 소성 변형 부여 후의 저온 인성이 우수한 Ni 함유 강판의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
본 발명의 실시형태의 태양 1은,
C: 0.040질량% 이상 0.060질량% 이하,
Si: 0.10질량% 이상 0.30질량% 이하,
Mn: 0.50질량% 이상 0.70질량% 이하,
P: 0.0010질량% 이상 0.0025질량% 이하,
S: 0.0010질량% 이하,
Ni: 9.10질량% 이상 9.40질량% 이하,
Al: 0.020질량% 이상 0.050질량% 이하, 및
N: 0.0050질량% 이하
를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 강을, 열간 압연한 후,
800℃ 이상 820℃ 이하의 소입 온도로부터 소입하는 소입 공정,
690℃ 이상 710℃ 이하의 가열 온도에서 유지 후에, 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 중간 열처리 공정, 및
570℃ 이상 600℃ 이하의 소려 온도에서 소려하는 소려 공정
을 이 순서로 포함하고,
상기 중간 열처리 공정 및 상기 소려 공정에 있어서, 하기 식(1)로 표시되는 파라미터 H를, 1.73×10-6 이상 1.96×10-6 이하로 하는, Ni 함유 강판의 제조 방법이다.
H={(DNi,L×tL)0.5＋(DNi,T×tT)0.5}×[Ni]＋{(DC,L×tL)0.5＋(DC,T×tT)0.5}×[C]···(1)
여기에서,
tL: 중간 열처리 공정에 있어서의 가열 유지 시간(초)
tT: 소려 공정에 있어서의 가열 유지 시간(초)
[Ni]: Ni 함유량(질량%)
[C]: C 함유량(질량%)
DNi,L=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/TL)
DNi,T=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/TT)
DC,L=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/TL)
DC,T=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/TT)
한편,
TL: 중간 열처리 공정에 있어서의 가열 온도(K)
TT: 소려 온도(K)
본 발명의 실시형태의 태양 2는,
상기 강은, 이하의 (a)∼(d) 중 어느 하나 이상인 태양 1에 기재된 제조 방법이다.
(a) 상기 C의 함유량이, 0.045질량% 이상 0.060질량% 이하,
(b) 상기 Si의 함유량이, 0.15질량% 이상 0.30질량% 이하,
(c) 상기 Mn의 함유량이, 0.60질량% 이상 0.70질량% 이하, 및
(d) 상기 Al의 함유량이, 0.020질량% 이상 0.045질량% 이하
본 발명의 실시형태의 태양 3은,
상기 강은, 추가로 Cu: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, Cr: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, Mo: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, V: 0.1질량% 이하, Nb: 0.1질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하 및 B: 0.005질량% 이하 중 1종 이상을 포함하는, 태양 1 또는 2에 기재된 제조 방법이다.
본 발명의 실시형태에 의하면, P 함유량이 0.001질량%를 초과하는 경우에도, 소성 변형 부여 후의 저온 인성이 우수한 Ni 함유 강판을 제조할 수 있다.
[도 1] 도 1은, 본 발명의 실시형태에 있어서, 파라미터 H와 소성 변형 부여 후의 취성 파면율의 관계를 나타낸 도면이다.
본 발명자는 예의 검토한 결과, 중간 열처리 시의 가열 온도 및 유지 시간, 및 소려 시의 가열 온도 및 유지 시간에 의해 규정된 파라미터 H를 소정 범위로 제어하는 것에 의해, P 함유량이 0.001질량%를 초과하는 경우에도, 소성 변형 부여 후의 저온 인성(이하, 「변형 시효 특성」이라고 하는 경우가 있다)이 우수한 강판을 제조할 수 있음을 발견한 것이다.
도 1은, 파라미터 H와, 변형 시효 특성의 지표가 되는, 소성 변형 부여 후의 취성 파면율의 관계를 나타낸 도면이다. 도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명자는, 파라미터 H를 1.73×10-6 이상 1.96×10-6 이하로 하는 것에 의해, 소성 변형 부여 후의 취성 파면율을 5% 이하로 할 수 있어, 변형 시효 특성이 우수한 강판을 제조할 수 있음을 발견한 것이다.
파라미터 H를 제어하는 것에 의해, P 함유량이 0.001질량%를 초과하는 경우에도 변형 시효 특성이 향상되는 메커니즘의 상세는 불명하다. 그러나, 현 시점에서, 본 발명자는, 그 메커니즘을 다음과 같이 생각하고 있다.
P 함유량이 많아지면, P가 오스테나이트 입계에 많이 편석되어, 일반적으로 입계를 취화시킨다. 이 때문에, P 함유량이 많아지면, 변형 시효 특성이 악화될 수 있다.
본 발명의 실시형태에서는, 파라미터 H를 제어하는(즉, 중간 열처리 시의 가열 온도 및 유지 시간, 및 소려 시의 가열 온도 및 유지 시간을 제어하는) 것에 의해, 금속 조직 중의 C 및 Ni의 확산을 제어한다. 구체적으로는, 파라미터 H를 크게 하면, 중간 열처리 시 및 소려 시에 있어서의 C 및 Ni의 확산이 촉진되고, 파라미터 H를 작게 하면, 중간 열처리 시 및 소려 시에 있어서의 C 및 Ni의 확산이 억제된다. 본 발명의 실시형태에서는, 파라미터 H를 소정 범위로 제어하여, 중간 열처리 시 및 소려 시에 있어서의 C 및 Ni의 확산을 제어하고, 그 결과, C 및 Ni의 잔류 γ로의 농축을 제어한다.
여기에서, 강판에 소성 변형이 부여되어도 잔류 γ가 가공 유기 변태하지 않고 잔존하는, 잔류 γ의 안정성은, C 및 Ni의 잔류 γ로의 농축이 크게 기여하고 있다. 그 때문에, C 및 Ni의 잔류 γ로의 농축을 제어하여 적절하게 한 본 발명의 실시형태에서는, P 함유량이 많아지는 것에 의한 변형 시효 특성의 악화를 보상하여, 우수한 변형 시효 특성을 갖는 강판을 제조할 수 있다고 생각된다.
1. 화학 성분 조성
이하에 본 발명의 실시형태에서 제조되는 강판의 화학 성분 조성에 대해 설명한다.
하기의 설명에서는, 기본이 되는 원소, C, Si, Mn, P, S, Ni, Al 및 N에 대해 우선 설명하고, 추가로 선택적으로 첨가해도 되는 원소에 대해 설명한다.
[C: 0.040질량% 이상 0.060질량% 이하]
C는, 강판의 강도를 증가시키는 원소이며, 원하는 고강도를 확보하기 위해서는, 0.040질량% 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.060질량%를 초과하는 함유는, 저온 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, C 함유량은, 0.040질량% 이상 0.060질량% 이하로 한다. C 함유량의 하한은, 보다 강도 상승에 기여시키기 위해서, 바람직하게는 0.045질량%이다.
[Si: 0.10질량% 이상 0.30질량% 이하]
Si는 탈산재로서 작용함과 함께, 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.10질량% 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.30질량%를 초과하여 다량으로 함유하면, 소려 취화 감수성이 높아진다. 이 때문에, Si 함유량은, 0.10질량% 이상 0.30질량% 이하로 했다. Si 함유량의 하한은, 보다 강도 상승에 기여시키기 위해서, 바람직하게는 0.15질량%이다.
[Mn: 0.50질량% 이상 0.70질량% 이하]
Mn은, 강도 상승에 기여시키기 위해서, 0.50질량% 이상의 첨가를 필요로 한다. 한편, 0.70질량%를 초과하여 Mn을 첨가했을 경우, 소려 취화 감수성의 증대를 초래하여, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Mn 함유량은, 0.50질량% 이상 0.70질량% 이하로 한다. Mn 함유량의 하한은, 보다 강도 상승에 기여시키기 위해서, 바람직하게는 0.60질량%이다.
[P: 0.0010질량% 이상 0.0025질량% 이하, S: 0.0010질량% 이하]
P, S는 모두 인성을 저하시키는 원소이므로 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 각각 0.0025질량% 이하, 0.0010질량% 이하(0질량%를 포함하지 않는다)의 범위에서 허용할 수 있다.
P에 관해서는, 경제적인 관점에서 0.0010질량% 이상 0.0025질량% 이하 첨가한다. 경제성을 고려하여, 더욱 바람직하게는, 0.0015질량% 이상 0.0025질량% 이하이다.
[Ni: 9.10질량% 이상 9.40질량% 이하]
Ni는, 본 발명의 실시형태에 있어서 필수의 원소이며, 저온에 있어서 고인성을 강판에 부여하는 효과를 갖지만, 9.10질량% 미만에서는 그 효과는 부족하다. 한편, 9.40질량%를 초과하여 다량으로 첨가해도 그 효과는 포화에 이르고, 또한 경제적이지 않기도 하다. 이 때문에, Ni 함유량은, 9.10질량% 이상 9.40질량% 이하로 했다.
[Al: 0.020질량% 이상 0.050질량% 이하]
Al은 탈산제로서 0.0020질량% 이상의 첨가를 필요로 하지만, 0.050질량%를 초과하여 첨가하면 청정도가 저하된다. 그 때문에, Al 함유량은, 0.020질량% 이상 0.050질량% 이하로 했다. Al 함유량의 상한은, 보다 청정도를 높이기 위해, 바람직하게는 0.045질량%이다.
[N: 0.0050질량% 이하]
N은 고용 상태에서는 인성을 저하시키지만, AlN이 되어 결정립을 미세화하는 효과도 있다. 따라서, N은 결정립이 조대화되지 않는 범위에서 가능한 한 저감한다. 이 때문에, N을 0.0050질량% 이하(0질량%를 포함하지 않는다)로 했다.
[잔부]
바람직한 하나의 실시형태에서는, 잔부는, 철 및 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 의해 가지고 오게 되는 미량 원소(예를 들어, As, Sb, Sn 등)의 혼입이 허용된다. 한편, 예를 들어, P 및 S와 같이, 통상, 함유량이 적을수록 바람직하고, 따라서 불가피 불순물이지만, 그 조성 범위에 대해 상기와 같이 별도 규정하고 있는 원소가 있다. 이 때문에, 본 명세서에 있어서, 잔부를 구성하는 「불가피 불순물」이라고 하는 경우는, 별도 그 조성 범위가 규정되고 있는 원소를 제외한 개념이다.
그러나, 이 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 실시형태에 따른 제조 방법에 의해 제조되는 강판의 특성을 유지할 수 있는 한, 임의의 그 외의 원소를 추가로 포함해도 된다. 그와 같이 선택적으로 함유시킬 수 있는 그 외의 원소를 이하에 예시한다.
[Cu: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, Cr: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, Mo: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, V: 0.1질량% 이하, Nb: 0.1질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하 및 B: 0.005질량% 이하 중 1종 이상]
Cu, Cr, Mo, V, Nb, Ti 및 B는, 강도 향상에 기여하는 원소이며, 필요에 따라서 선택하여 1종 이상 함유해도 된다. 강도 향상에 기여시키기 위해, Cu는 0.01질량% 이상, Cr은 0.01질량% 이상, 및 Mo는 0.01질량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 모재의 인성 저하의 원인이 되기 때문에, Cu는 0.20질량% 이하, Cr은 0.20질량% 이하, Mo는 0.20질량% 이하, V는 0.1질량% 이하, Nb는 0.1질량% 이하, Ti는 0.1질량% 이하, 및 B는 0.005질량% 이하 첨가하는 것이 바람직하다.
2. 제조 방법
다음에 본 발명의 실시형태에 따른 제조 방법에 대해 설명한다.
이하의 제조 방법의 설명에서는, 그와 같은 제조 방법에 의해 원하는 금속 조직을 얻을 수 있어, 각종의 특성을 향상시킬 수 있는 메커니즘에 대해 설명하고 있는 경우가 있다. 이들은 본 발명자가 현 시점에서 얻어지고 있는 지견에 의해 생각한 메커니즘이지만, 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것은 아님에 유의되고 싶다.
본 발명자는, 소정의 화학 성분 조성을 갖는 압연재를 소정의 소입 온도로부터 소입하고, 상세는 후술하는 파라미터 H가 소정 범위가 되도록 가열 시간 및 유지 시간을 엄격하게 제어하여 중간 열처리 및 소려를 행하는 것에 의해, P 함유량이 0.001질량%를 초과하는 경우에도, 우수한 변형 시효 특성을 가진 강판을 제조할 수 있음을 발견한 것이다.
이하에 그 상세를 설명한다.
우선, 종래의 방법에 의해, 상기 화학 성분 조성의 요건을 만족시키는 제강 원료를, 전로 등의 통상의 용제로로 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브(소재강)로 하는 것이 바람직하다. 얻어진 소재강을, 종래의 방법에 의해 열간 압연 가능한 온도로 가열한 후, 열간 압연(AR: As-Roll)을 실시하여 원하는 판두께(예를 들어, 32mm)의 강판으로 한다.
[소입 공정(소입 온도: 800℃ 이상 820℃ 이하)]
계속하여, 균일한 마르텐사이트 조직을 얻기 위해, 800℃ 이상 820℃ 이하의 소입 온도까지 재가열하고 나서 급랭하여, 소입 처리를 실시한다. 급랭은, 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 행하는 것이 바람직하다. 급랭은, 예를 들어 수랭 등에 의해 행한다. 예를 들어 수랭이면, 평균 냉각 속도는, 충분히 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상이 된다. 소입 온도가 820℃를 초과하면, 오스테나이트립이 재결정에 의해 조대화되고, 그 결과, 강판의 저온 인성이 악화될 수 있다. 한편, 소입 온도가 800℃ 미만이면, 소입이 불충분해져, 변형 시효 특성의 열화를 초래함과 함께, 강판의 강도가 부족할 가능성이 있다.
[중간 열처리 공정(690℃ 이상 710℃ 이하의 가열 온도에서 유지 후에, 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각)]
계속하여, 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 2상역인 690℃ 이상 710℃ 이하의 가열 온도(중간 열처리 온도)로 재가열하고, 당해 가열 온도에 도달하고 나서 소정 시간 유지한 후에 냉각한다. 냉각은, 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 행한다. 냉각은, 예를 들어 수랭 등에 의해 행한다. 예를 들어 수랭이면, 평균 냉각 속도는, 충분히 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상이 된다.
전술한 소입 공정에 의해 얻어진 균일한 마르텐사이트 조직은, 2상역의 가열 온도까지 가열되면, 페라이트 조직과 오스테나이트 조직으로 변태한다. 그리고, 가열 유지되는 공정을 거쳐, C 및 Ni가 오스테나이트 조직으로 확산하고, 그 결과, 오스테나이트 조직에 C 및 Ni가 농축된다. 그 후, 급랭되는 것에 의해, 오스테나이트 조직은 마르텐사이트 조직으로 변태하여, 청정한 페라이트 조직과, C 및 Ni가 농축된 마르텐사이트 조직의 혼합 조직이 생성된다.
중간 열처리 온도가 690℃ 미만이면, 다음 공정인 소려 공정에서 생성되는 오스테나이트량이 부족하여, 변형 시효 특성의 열화를 초래한다. 한편, 중간 열처리 온도가 710℃를 초과하면, 단상역 온도 범위가 되어, 페라이트 조직이 생성되지 않기 때문에, C 및 Ni가 농축된 오스테나이트 조직을 얻을 수 없다. 그 결과, 다음 공정인 소려 공정에서 오스테나이트가 생성되지 않아, 변형 시효 특성의 열화를 초래한다.
냉각 종료 온도가 200℃ 초과 혹은 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만이면, 마르텐사이트 조직이 얻어지지 않는다.
[소려 공정(소려 온도: 570℃ 이상 600℃ 이하)]
계속하여, 570℃ 이상 600℃ 이하의 소려 온도로 재가열하고, 당해 온도에 도달하고 나서 소정 시간 유지하는 소려 처리를 실시한다. 냉각 방법은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 공랭 등으로 하는 것이 바람직하다.
전술한 중간 열처리 공정에 의해 얻어진, 페라이트 조직과, C 및 Ni가 농축된 마르텐사이트 조직을 소려하면, 마르텐사이트 조직의 일부가 오스테나이트 조직으로 역변태한다. 이 역변태한 오스테나이트 조직이 잔류 오스테나이트가 된다. 보다 상세하게 설명하면, 중간 열처리 공정에 의해 얻어진 마르텐사이트 조직 내에 있어서도, C 및 Ni가 진하게 농축되어 있는 부분과 C 및 Ni가 그다지 농축되어 있지 않은 부분이 존재한다. 이 마르텐사이트 조직이 소려되면, C 및 Ni가 진하게 농축되어 있는 부분은, As점(역변태 개시 온도)이 저하되어 있기 때문에, 소려 온도 정도의 온도에서도 오스테나이트 조직으로 역변태한다. 이 역변태한 오스테나이트 조직에는, C 및 Ni가 진하게 농축되어 있다. 한편, C 및 Ni가 그다지 농축되어 있지 않은 부분은, As점이 그만큼 저하되어 있지 않기 때문에, 역변태는 일어나지 않고서, 경도 등의 조정을 하는 통상의 소려 처리가 행해진다.
이상 설명한 바와 같이, 소려 공정 후의 최종적인 금속 조직은, 페라이트 조직, 마르텐사이트 조직 및 잔류 γ 조직을 포함한다. 한편, 소려 온도로 가열되어 역변태한 오스테나이트 조직에는, 가열 유지를 거침으로써, 추가로 C 및 Ni가 농축되는 것이라고 생각된다. 이와 같이, 본 발명의 실시형태에서 얻어지는 잔류 γ에는, C 및 Ni가 진하게 농축되어 있다. 이 때문에, 본 발명의 실시형태에 따른 제조 방법에 의해 얻어지는 강판은, 변형 시효 특성이 향상된다.
소려 온도가 570℃ 미만이면, 얻어지는 강판 중의 잔류 γ량이 적기 때문에, 변형 시효 특성의 열화를 초래한다. 한편, 소려 온도가 600℃를 초과하면, 잔류 γ의 크기 및 양이 모두 증가하여, 변형 시효 특성의 열화를 초래한다. 또한, 강판의 강도 확보의 관점에서도, 600℃를 초과하는 소려 온도는 바람직하지 않다.
[파라미터 H: 1.73×10-6 이상 1.96×10-6 이하]
본 발명의 실시형태에서는, 변형 시효 특성을 향상시키기 위해, 전술한 중간 열처리 공정 및 소려 공정에 있어서, 하기 식(1)로 표시되는 파라미터 H를, 1.73×10-6 이상 1.96×10-6 이하로 한다.
H={(DNi,L×tL)0.5＋(DNi,T×tT)0.5}×[Ni]＋{(DC,L×tL)0.5＋(DC,T×tT)0.5}×[C]···(1)
여기에서,
tL: 중간 열처리 공정에 있어서의 가열 유지 시간(초)
tT: 소려 공정에 있어서의 가열 유지 시간(초)
[Ni]: Ni 함유량(질량%)
[C]: C 함유량(질량%)
DNi,L=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/TL)
DNi,T=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/TT)
DC,L=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/TL)
DC,T=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/TT)
한편,
TL: 중간 열처리 공정에 있어서의 가열 온도(K)
TT: 소려 온도(K)
변형 시효 특성을 향상시키기 위해서는, 강판 중에 잔류 γ를 생성시키고, 잔류 γ가 가공 유기 변태하지 않도록, 잔류 γ의 안정성을 향상시키는 것이 중요하다. 강판 중에 잔류 γ를 생성시키기 위해서는, 중간 열처리 시에 있어서, 오스테나이트 조직에 C 및 Ni를 농축시키는 것이 중요하다. 또한, 잔류 γ의 안정성을 향상시키기 위해서는, C 및 Ni의 잔류 γ로의 농축을 적절히 제어하는 것이 중요하다. 후술하는 바와 같이, 잔류 γ에 과잉으로 C 및 Ni가 농축되었을 경우, 변형 시효 특성이 악화될 수 있다. 이와 같이, 잔류 γ의 생성 및 잔류 γ의 안정성의 어느 것에 있어서도, C 및 Ni의 오스테나이트 조직으로의 농축이 크게 기여하고 있다. 그리고, C 및 Ni의 오스테나이트로의 농축은, C 및 Ni의 확산이 관계한다. 그 때문에, 본 발명의 실시형태에서는, C 및 Ni의 확산에 주목했다.
원소의 확산은, 기본적으로 확산 계수와 시간의 곱의 평방근에 대체로 비례한다. 그 때문에, 이 곱의 평방근을 C 및 Ni의 각 원소에 대해 구하고, 그들을 가산하는 식을, 파라미터 H로서 정의했다. 또한, 확산 계수와 시간의 곱의 평방근을 C 및 Ni의 각 원소에 대해 구할 때에, 중간 열처리 및 소려의 각 열처리를 고려하도록, 파라미터 H를 정의했다. 이와 같이 정의된 파라미터 H는, 중간 열처리 시 및 소려 시에 있어서의 C 및 Ni의 확산의 정도를 나타내는 지표가 된다. 파라미터 H가 1.73×10-6 미만이면, 중간 열처리 시에 오스테나이트 조직으로의 C 및 Ni의 확산이 부족하여, 강판 중의 잔류 γ량이 부족함으로써, 변형 시효 특성이 열화된다. 한편, 파라미터 H가 1.96×10-6을 초과하면, C 및 Ni가 오스테나이트 조직으로 과잉으로 확산되어, 잔류 γ량이 저하됨으로써, 변형 시효 특성이 열화된다.
실시예
1. 샘플 제작
공시 강판은, 표 1에 나타낸 화학 성분 조성의 강을 용제하고, 주조한 강에 열간 압연을 실시하고, 얻어진 강편을 표 2에 나타낸 열처리를 실시하는 것에 의해 제조했다. 제조되는 강판의 판두께는, 모두 32mm로 했다. 그리고, 이들 강판으로부터 샘플을 채취했다. 한편, 소입 처리 시 및 중간 열처리 시에 있어서의 냉각은, 모두 수랭으로 행했다.
또한, 표 2에 있어서, 밑줄을 붙인 수치는, 본 발명의 실시형태의 범위로부터 벗어나고 있음을 나타내고 있다.
Figure 112020017574482-pct00001
Figure 112020017574482-pct00002
2. 특성 평가
다음에, 하기에 나타내는 조건에서 각종 특성의 평가를 행했다.
[인장 시험]
각 강판의 t/4 위치(t: 판두께)로부터, 강판의 압연 방향에 수직한 방향이 긴 방향이 되도록 JIS 4호 인장 시험편을 강판으로부터 채취하고, JIS Z2241:2011에 규정된 방법에 따라, 항복 강도 및 인장 강도를 측정했다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.
[소성 변형 부여 후의 샤르피 충격 시험]
각 강판에 대해서 5%의 소성 변형을 부여한 후, 250℃에서 1시간의 시효 처리를 실시했다. 다음에, 각 강판의 t/4 위치(t: 판두께)로부터, 강판의 압연 방향에 수직한 방향이 긴 방향이 되도록 샤르피 충격 시험편(JIS Z2242:2005의 V 노치 시험편)을 3개 채취했다. 그리고, JIS Z2242:2005에 기재된 방법으로, -196℃에서의 취성 파면율(%)을 측정하고, 3개의 시험편 모두 취성 파면율이 5% 이하인 샘플을 변형 시효 특성이 우수하다고 했다. 한편, 표 3에는, 3개의 시험편을 이용하여 측정된 3개의 측정치를 나타냈다.
Figure 112020017574482-pct00003
표 3의 결과를 고찰한다.
샘플 No. 1∼5 및 15는, 본 발명의 실시형태의 요건을 만족시키는 제조 방법으로 제조된 샘플이며, 3개의 시험편 모두 취성 파면율이 5% 이하여서, 변형 시효 특성이 우수했다.
한편, 샘플 No. 1∼5 및 15의 모두 항복 강도 및 인장 강도가 우수하여, 고강도였다.
한편, 샘플 No. 6∼14는, 본 발명의 실시형태의 요건을 만족시키지 않는 제조 방법으로 제조된 샘플이며, 3개의 시험편 중 적어도 1개의 시험편의 취성 파면율이 5%를 초과하고 있어, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
샘플 No. 6은, 소려 온도 및 파라미터 H가 낮았기 때문에, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
샘플 No. 7∼9는, 파라미터 H가 높았기 때문에, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
샘플 No. 10은, 중간 열처리 온도 및 파라미터 H가 낮았기 때문에, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
샘플 No. 11은, 파라미터 H가 높았기 때문에, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
샘플 No. 12는, 중간 열처리 온도 및 파라미터 H가 높았기 때문에, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
샘플 No. 13은, 소려 온도 및 파라미터 H가 높았기 때문에, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
샘플 No. 14는, 소입 온도가 낮았기 때문에, 변형 시효 특성이 뒤떨어지고 있었다.
본 출원은, 출원일이 2017년 8월 25일인 일본 특허출원, 특원 제2017-162740호, 및 출원일이 2018년 7월 11일인 일본 특허출원, 특원 제2018-131749호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반한다. 특원 제2017-162740호 및 특원 제2018-131749호는 참조하는 것에 의해 본 명세서에 원용된다.

Claims (3)

  1. C: 0.040질량% 이상 0.060질량% 이하,
    Si: 0.10질량% 이상 0.30질량% 이하,
    Mn: 0.50질량% 이상 0.70질량% 이하,
    P: 0.0010질량% 이상 0.0025질량% 이하,
    S: 0.0010질량% 이하,
    Ni: 9.10질량% 이상 9.40질량% 이하,
    Al: 0.020질량% 이상 0.050질량% 이하, 및
    N: 0.0050질량% 이하
    를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 강을, 열간 압연한 후,
    800℃ 이상 820℃ 이하의 소입 온도로부터 소입하는 소입 공정,
    690℃ 이상 710℃ 이하의 가열 온도에서 유지 후에, 200℃ 이하의 냉각 종료 온도까지 5℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 중간 열처리 공정, 및
    570℃ 이상 600℃ 이하의 소려 온도에서 소려하는 소려 공정
    을 이 순서로 포함하고,
    상기 중간 열처리 공정 및 상기 소려 공정에 있어서, 하기 식(1)로 표시되는 파라미터 H를, 1.73×10-6 이상 1.96×10-6 이하로 하는, Ni 함유 강판의 제조 방법.
    H={(DNi,L×tL)0.5＋(DNi,T×tT)0.5}×[Ni]＋{(DC,L×tL)0.5＋(DC,T×tT)0.5}×[C]···(1)
    여기에서,
    tL: 중간 열처리 공정에 있어서의 가열 유지 시간(초)
    tT: 소려 공정에 있어서의 가열 유지 시간(초)
    [Ni]: Ni 함유량(질량%)
    [C]: C 함유량(질량%)
    DNi,L=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/TL)
    DNi,T=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/TT)
    DC,L=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/TL)
    DC,T=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/TT)
    한편,
    TL: 중간 열처리 공정에 있어서의 가열 온도(K)
    TT: 소려 온도(K)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강은, 이하의 (a)∼(d) 중 어느 하나 이상인 제조 방법.
    (a) 상기 C의 함유량이, 0.045질량% 이상 0.060질량% 이하,
    (b) 상기 Si의 함유량이, 0.15질량% 이상 0.30질량% 이하,
    (c) 상기 Mn의 함유량이, 0.60질량% 이상 0.70질량% 이하, 및
    (d) 상기 Al의 함유량이, 0.020질량% 이상 0.045질량% 이하
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 강은, 추가로 Cu: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, Cr: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, Mo: 0.01질량% 이상 0.20질량% 이하, V: 0.1질량% 이하, Nb: 0.1질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하 및 B: 0.005질량% 이하 중 1종 이상을 포함하는, 제조 방법.
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