KR102405388B1 - 고 Mn 강 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

고강도이고 또한 저온 인성이 우수한 것은 물론, 또한 저온의 CTOD 특성도 우수한 고 Mn 강을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.70 ％ 이하, Si : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Mn : 20 ％ 이상 30 ％ 이하, P : 0.030 ％ 이하, S : 0.0070 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이상 7.0 ％ 이하, Ni : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 미만, Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, N : 0.0050 ％ 이상 0.0500 ％ 이하, O : 0.0050 ％ 이하, Ti : 0.0050 ％ 미만 및 Nb : 0.0050 ％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖고, 상기 오스테나이트는, 입경이 1 ㎛ 이상, 또한 표준 편차를 9 ㎛ 이하로 한다.

Description

고 Mn 강 및 그 제조 방법

본 발명은, 예를 들어 액화 가스 저조용 탱크 등의, 극저온 환경에서 사용되는 구조물에 제공하기에 바람직한 고 Mn 강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

액화 가스 저조용 구조물은, 그 사용 환경이 극저온이 되기 때문에, 이런 종류의 구조물에 사용하는 강판은 고강도일 것에 더하여, 극저온에서의 인성이 우수할 것도 요구된다. 예를 들어, 액화 천연 가스의 저조에 열간 압연 강판을 사용하는 경우에는, 액화 천연 가스의 비점 : -164 ℃ 이하에서 우수한 인성이 확보될 필요가 있다. 강재의 저온 인성이 떨어지면, 극저온 저조용 구조물로서의 안전성을 유지할 수 없게 될 가능성이 있기 때문에, 적용되는 강재에 대한 저온 인성의 향상에 대한 요구는 강하다.

이 요구에 대하여, 종래, 극저온에서 취성을 나타내지 않는 오스테나이트를 강판의 주조직으로 하는 오스테나이트계 스테인리스강이나 9 ％ Ni 강, 혹은 5000 계 알루미늄 합금이 사용되어 왔다. 그러나, 합금 비용이나 제조 비용이 높은 점에서, 저렴하고 저온 인성이 우수한 강재에 대한 요망이 있다.

그래서, 종래의 극저온용 강을 대신하는 새로운 강재로서, 비교적 저렴한 오스테나이트 안정화 원소인 Mn 을 다량으로 첨가한 고 Mn 강을 극저온 환경의 구조용 강으로서 사용하는 것이, 특허문헌 1 이나 특허문헌 2 에 있어서 제안되어 있다.

즉, 특허문헌 1 에는, 오스테나이트 결정립계의 탄화물 피복률을 제어하는 것이 제안되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는, 탄화물 피복물, 그리고 Mg, Ca, REM 의 첨가에 의해 오스테나이트 결정립경을 제어하는 것이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 2016-84529호 일본 공개특허공보 2016-196703호

그런데, 액화 가스 저조용 탱크 등의 용도에서는, 그 탱크의 안전성 확보의 관점에서, 초기 균열이 보다 예리해지는 엄격한 파괴 조건하에서의 내파괴 특성, 구체적으로는 저온역에서의 CTOD 특성이 우수할 것이 요구되고 있다. 상기한 특허문헌 1 및 특허문헌 2 에서는, 샤르피 충격 시험에 의한 저온 인성은 평가되고 있지만, 우수한 CTOD 특성이 보증되는 것에 이르지는 않았다.

본 발명은, 고강도이고 또한 저온 인성이 우수한 것은 물론, 또한 저온의 CTOD 특성도 우수한 고 Mn 강을 제공하는 것을 목적으로 한다. 여기서, 상기 「고강도」란, 항복 강도가 400 ㎫ 이상이고, 상기 「저온 인성이 우수하다」란, -196 ℃ 에 있어서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지 vE-196 이 100 J 이상이고, 상기 「저온의 CTOD 특성이 우수하다」란, -165 ℃ 에 있어서의 CTOD 값이 0.25 ㎜ 이상인 것을 말한다.

발명자들은, 고 Mn 강을 대상으로 하여, 상기 과제를 해결하기 위한 방도에 대해 예의 연구를 실시한 결과, 이하의 a ∼ b 의 지견을 얻는 데에 도달하였다.

a. 고 Mn 강은, 극저온에 있어서도 취성 파괴가 되지 않고, 파괴가 발생하는 경우에는 결정립계로부터 발생한다. 이 점으로부터, 고 Mn 강의 내파괴 특성을 향상시키려면, 파괴의 기점이 되는 결정립계의 면적 저감을 소기하여 결정립의 직경을 규제하는 것이 유효하다.

b. 또한, 상기 결정립경의 규제에 수반하여 정립화 (整粒化) 를 도모하는 것이, 고 Mn 강의 내파괴 특성 향상에 보다 유효하다.

c. 상기의 a 및 b 를 달성하는 수단으로서, 적절한 제조 조건으로 열간 압연 및 냉각을 실시하는 것이 적절하다.

본 발명은, 이상의 지견에 더욱 검토를 더하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

1. 질량％ 로,

C : 0.10 ％ 이상 0.70 ％ 이하,

Si : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하,

Mn : 20 ％ 이상 30 ％ 이하,

P : 0.030 ％ 이하,

S : 0.0070 ％ 이하,

Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하,

Cr : 0.5 ％ 이상 7.0 ％ 이하,

Ni : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 미만,

Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,

N : 0.0050 ％ 이상 0.0500 ％ 이하,

O : 0.0050 ％ 이하,

Ti : 0.0050 ％ 미만 및

Nb : 0.0050 ％ 미만

을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖고, 상기 오스테나이트는, 입경이 1 ㎛ 이상이고 또한 표준 편차가 9 ㎛ 이하인 고 Mn 강.

2. 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,

Cu : 1.0 ％ 이하,

Mo : 2.0 ％ 이하,

V : 2.0 ％ 이하,

W : 2.0 ％ 이하,

Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및

REM : 0.0010 ％ 이상 0.0200 ％ 이하

중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 에 기재된 고 Mn 강.

3. 상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 이상 950 ℃ 미만이고 또한 1 패스당 평균 압하율이 9 ％ 이상인 열간 압연을 실시하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도 ― 100 ℃) 이상의 온도로부터 300 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상인 냉각 처리를 실시하는 고 Mn 강의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 특히 극저온역에서의 CTOD 특성 그리고 저온 인성이 우수한 고 Mn 강을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명의 고 Mn 강을 사용함으로써, 액화 가스 저조용 탱크 등의, 극저온 환경에서 사용되는 강 구조물의 안전성이나 수명의 향상을 실현할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

이하, 본 발명의 고 Mn 강에 대해 상세하게 설명한다.

[성분 조성]

먼저, 본 발명의 고 Mn 강의 성분 조성과 그 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 「％」표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.10 ％ 이상 0.70 ％ 이하

C 는, 저렴한 오스테나이트 안정화 원소로, 오스테나이트를 얻기 위해서 중요한 원소이다. 그 효과를 얻으려면, C 를 0.10 ％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, 0.70 ％ 를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물이 과도하게 생성되어, 저온 인성이 저하된다. 따라서, C 량은 0.10 ％ 이상 0.70 ％ 이하, 바람직하게는, 0.20 ％ 이상 0.60 ％ 이하로 한다.

Si : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하

Si 는, 탈산재로서 작용하여, 제강상 필요할뿐만 아니라, 강에 고용되어 고용 강화에 의해 강판을 고강도화하는 효과도 갖는다. 이러한 효과를 얻으려면, Si 를 0.05 ％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 함유하면, 용접성이 열화됨과 함께 저온 인성, 특히 극저온에서의 인성이 저위가 된다. 따라서, Si 량은 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하, 바람직하게는, 0.07 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 한다.

Mn : 20 ％ 이상 30 ％ 이하

Mn 은, 비교적 저렴한 오스테나이트 안정화 원소이다. Mn 은, 본 발명에 있어서, 강도와 극저온 인성을 양립시키기 위해서 중요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mn 을 20 ％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, 30 ％ 를 초과하여 함유해도, 저온 인성을 개선하는 효과는 포화하여, 합금 비용의 상승을 초래한다. 또, 용접성, 절단성이 열화된다. 또한 편석을 조장하고, 응력 부식 균열의 발생을 조장한다. 따라서, Mn 량은 20 ％ 이상 30 ％ 이하, 바람직하게는 23 ％ 이상 28 ％ 이하로 한다.

P : 0.030 ％ 이하

P 는, 0.030 ％ 를 초과하여 함유하면, 입계에 편석되어, 응력 부식 균열의 발생 기점이 된다. 이 때문에, 0.030 ％ 를 상한으로 하고, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, P 는 0.030 ％ 이하로 한다. 또한, 과도한 P 저감은 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, 0.005 ％ 이상 0.028 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.024 ％ 이하로 한다.

S : 0.0070 ％ 이하

S 는, 모재의 저온 인성이나 연성을 열화시키기 때문에, 0.0070 ％ 를 상한으로 하고, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, S 는 0.0070 ％ 이하로 한다. 또한, 과도한 S 의 저감은 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.0020 ％ 이상 0.0060 ％ 이하로 한다.

Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하

Al 은, 탈산제로서 작용하고, 강판의 용강 탈산 프로세스에 있어서, 가장 범용적으로 사용된다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Al 을 0.01 ％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, 0.07 ％ 를 초과하여 함유하면, 용접시에 용접 금속부에 혼입하여, 용접 금속의 인성을 열화시키기 때문에, 0.07 ％ 이하로 한다. 따라서, Al 은 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하, 바람직하게는 0.02 ％ 이상 0.06 ％ 이하로 한다.

Cr : 0.5 ％ 이상 7.0 ％ 이하

Cr 은, 적당량의 첨가로 오스테나이트를 안정화시키고, 저온 인성과 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Cr 을 0.5 ％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, 7.0 ％ 를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물의 생성에 의해, 저온 인성 및 내응력 부식 균열성이 저하된다. 이 때문에, Cr 은 0.5 ％ 이상 7.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.0 ％ 이상 6.7 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2 ％ 이상 6.5 ％ 이하로 한다. 또, 내응력 부식 균열을 더욱 향상시키기 위해서는 2.0 ％ 이상 6.0 ％ 이하가 더욱 바람직하다.

Ni : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 미만

Ni 는, 저온 인성을 향상시키는 효과를 갖는데, 합금 비용의 점에서 필요 최소한으로 하는 것이 본 발명의 성분 설계에 있어서의 중요한 관점이고, 이 관점으로부터 Ni 량은 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 미만으로 한다. 여기서, 저온 인성이 우수한 오스테나이트 강으로서 SUS304 나 SUS316 등의 스테인리스강이 있지만, 이들 강은, 오스테나이트 조직을 얻기 위한 합금 설계로서 Ni 당량이나 Cr 당량을 적정화가 도모되고 있는 점에서, 다량의 Ni 가 첨가되고 있다. 이들 강에 대해 본 발명은, Ni 를 필요 최소한으로 함으로써 저렴화한, 오스테나이트 재료이다. 또한, 이 Ni 의 필요 최소한화는, Mn 첨가량의 적정화에 의해 실현되었다. 바람직한 Ni 량은, 0.03 ％ 이상 0.07 ％ 이하이다.

Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

Ca 는, 하기에 기재된 개재물의 형태 제어에 의해 연성, 인성 및 내황화물 응력 부식 균열성을 향상시킴과 함께, 열간 연성의 저하를 억제하여 주편의 균열 발생의 저감에 유효하게 작용한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ca 는 0.0005 ％ 이상 필요하다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 첨가하면, 오히려 연성, 인성, 내황화물 응력 부식 균열성이 저하되는 경우가 있어, 열간 연성의 저하 억제 효과도 포화한다. 이 때문에, Ca 량은 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.0010 ％ 이상 0.0045 ％ 이하이다.

N : 0.0050 ％ 이상 0.0500 ％ 이하

N 은, 오스테나이트 안정화 원소로, 저온 인성의 향상에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, N 을 0.0050 ％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, 0.0500 ％ 를 초과하여 함유하면, 질화물 또는 탄질화물이 조대화되어, 인성이 저하된다. 따라서, N 은 0.0050 ％ 이상 0.0500 ％ 이하, 바람직하게는 0.0060 ％ 이상 0.0400 ％ 이하로 한다.

O : 0.0050 ％ 이하

O 는, 산화물의 형성에 의해 저온 인성을 열화시킨다. 이 때문에, O 는 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.0045 ％ 이하이다. 또한, 과도한 O 의 저감은 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.0003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ti 및 Nb 의 함유량을 각각 0.005 ％ 미만으로 억제

Ti 및 Nb 는, 강 중에서 고융점의 탄질화물을 형성하여 결정립의 조대화를 억제하고, 그 결과 파괴의 기점이나 균열 전파의 경로가 된다. 특히, 고 Mn 강에 있어서는 저온 인성을 높여, 연성을 향상시키기 위한 조직 제어의 방해가 되기 때문에, 의도적으로 억제할 필요가 있다. 즉, Ti 및 Nb 는, 원재료 등으로부터 불가피적으로 혼입되는 성분으로, Ti : 0.005 ∼ 0.010 ％ 및 Nb : 0.005 ∼ 0.010 ％ 의 범위에서 혼입되는 것이 통례이다. 그래서, 후술하는 수법에 따라서, Ti 및 Nb 의 불가피 혼입을 회피하여, Ti 및 Nb 의 함유량을 각각 0.005 ％ 미만으로 억제할 필요가 있다. Ti 및 Nb 의 함유량을 각각 0.005 ％ 미만으로 억제함으로써, 상기한 탄질화물의 악영향을 배제하고, 우수한 저온 인성 그리고 연성을 확보할 수 있다. 바람직하게는, Ti 및 Nb 의 함유량을 0.003 ％ 이하로 한다.

상기한 필수 성분 이외의 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 여기에서의 불가피적 불순물로는 H 등을 들 수 있고, 합계로 0.01 ％ 이하이면 허용할 수 있다.

본 발명에서는, 강도 및 저온 인성을 더욱 향상시키는 것을 목적으로 하여, 상기의 필수 성분에 더하여, 필요에 따라 하기의 원소를 함유할 수 있다.

Cu : 1.0 ％ 이하, Mo : 2.0 ％ 이하, V : 2.0 ％ 이하, W : 2.0 ％ 이하, Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상

Cu : 1.0 ％ 이하, Mo, V, W : 각각 2.0 ％ 이하

Cu, Mo, V 및 W 는, 오스테나이트의 안정화에 기여함과 함께 모재 강도의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Cu, Mo, V 및 W 는 0.001 ％ 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cu 는 1.0 ％, Mo, V 및 W 는 각각 2.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 조대한 탄질화물이 생성되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있는 것 이외에, 제조 비용을 압박한다. 이 때문에, 이들 합금 원소를 함유하는 경우에는, 그 함유량은, Cu 는 1.0 ％ 이하, Mo, V 및 W 는 2.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.003 ％ 이상이다. 또한 Mo, V 및 W 에 대해서는, 바람직하게는 1.7 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이하로 한다.

Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％

Mg 및 REM 은, 개재물의 형태 제어에 유용한 원소로, 필요에 따라 함유할 수 있다. 개재물의 형태 제어란, 전신 (展伸) 한 황화물계 개재물을 입상의 개재물로 하는 것을 말한다. 이 개재물의 형태 제어를 통하여, 연성, 인성 및 내황화물 응력 부식 균열성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ca, Mg 는 0.0005 ％ 이상, REM 은 0.0010 ％ 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 어느 원소도 많이 함유시키면, 비금속 개재물량이 증가하여, 오히려 연성, 인성, 내황화물 응력 부식 균열성이 저하되는 경우가 있다. 또, 경제적으로 불리해지는 경우가 있다. 이 때문에, Mg 을 함유하는 경우에는, 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM 을 함유하는 경우에는, 0.0010 ％ ∼ 0.0200 ％ 로 한다. 바람직하게는, Mg 량은 0.0010 ％ 이상 0.0040 ％ 이하, REM 량은 0.0020 ％ 이상 0.0150 ％ 이하로 한다.

[조직]

오스테나이트를 기지상으로 하는 마이크로 조직

강재의 결정 구조가 체심 입방 구조 (bcc) 인 경우, 그 강재는 저온 환경하에서 취성 파괴를 일으킬 가능성이 있기 때문에, 저온 환경하에서의 사용에는 적합하지 않다. 여기에, 저온 환경하에서의 사용을 상정했을 때, 강재의 기지상은, 결정 구조가 면심 입방 구조 (fcc) 인 오스테나이트 조직일 것이 필수가 된다. 여기서, 「오스테나이트를 기지상으로 한다」란, 오스테나이트상이 면적률로 90 ％ 이상인 것을 의미한다. 오스테나이트상 이외의 잔부는, 페라이트상 또는 마텐자이트상인데, 오스테나이트상이 100 ％ 여도 되는 것은 물론이다.

오스테나이트 입경 : 1 ㎛ 이상

고 Mn 강은, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖기 때문에, 극저온에 있어서도 취성 파괴가 되지 않고, 파괴가 발생하는 경우에는 결정립계로부터 발생한다. 이 파괴의 기점이 되는 결정립계의 면적을 저감시키는 것이 고 Mn 강의 내파괴 특성을 향상시키는 데에 유리하다. 그러기 위해서는, 오스테나이트 입경은 1 ㎛ 이상인 것이 중요하다. 왜냐하면, 입경이 1 ㎛ 미만이 되면, 입계 면적의 증가량이 커져 파괴의 발생 지점이 증대되기 때문이다. 바람직하게는, 2 ㎛ 이상이다.

오스테나이트의 표준 편차가 9 ㎛ 이하

상기 결정립경의 규제에 아울러 정립화를 도모하는 것이, 고 Mn 강의 내파괴 특성의 추가적인 향상에 유효하다. 즉, 혼립 조직이 되었을 경우, 조대한 결정립으로부터 미세한 결정립까지 폭넓은 입경 분포가 되어 1 ㎛ 미만의 결정립을 포함하게 되고, 특히 표준 편차가 9 ㎛ 를 초과하면, 그 경향이 현저해지기 때문에, 표준 편차가 9 ㎛ 를 초과하는 혼립 조직은 피할 필요가 있다.

[제조 방법]

본 발명에 관련된 고 Mn 강을 제조하는 데에 있어서, 먼저, 강 소재는, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을 전로나 전기로 등, 공지된 용제 방법으로 용제할 수 있다. 또, 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시해도 된다. 그 때, 바람직한 조직 제어의 방해가 되는 Ti 및 Nb 를 상기 서술한 범위로 제한하기 위해서, 원료 등으로부터 불가피적으로 혼입되는 것을 회피하고, 이들 함유량을 저감시키는 조치를 취할 필요가 있다. 예를 들어, 정련 단계에 있어서의 슬래그의 염기도를 낮춤으로써, 이들 합금을 슬래그로 농화시켜 배출하여 최종적인 슬래브 제품에 있어서의 Ti 및 Nb 의 농도를 저감시킨다. 또, 산소를 불어 넣어 산화시켜, 환류시에 Ti 및 Nb 의 합금을 부상 분리시키는 등의 방법이어도 된다. 그 후, 연속 주조법, 조괴법 (造塊法) 등, 공지된 주조 방법에 의해, 소정 치수의 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한, 연속 주조 후의 슬래브에 분괴 압연을 실시하여 강 소재로 해도 된다.

또한 상기 강 소재를 저온 인성이 우수한 강재로 만들기 위한 제조 조건에 대해 규정한다.

강 소재 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하

강재의 마이크로 조직의 결정립경을 조대하게 하기 위해서, 열간 압연 전의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 한다. 단, 1300 ℃ 를 초과하면 일부 용해가 시작되어 버릴 우려가 있기 때문에, 가열 온도의 상한은 1300 ℃ 로 한다. 여기에서의 온도 제어는, 강 소재의 표면 온도를 기준으로 한다.

마무리 압연 종료 온도 : 750 ℃ 이상 950 ℃ 미만

강 소재 (강괴 또는 강편) 를 가열한 후, 열간 압연을 실시한다. 조대한 결정립을 만들기 위해서는 고온에서의 누적 압하율을 높이는 것이 바람직하다. 즉, 저온에서 열간 압연을 실시하면, 마이크로 조직은 미세해지고, 또 과도한 가공 변형이 들어가기 때문에 저온 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에 마무리 압연 종료 온도의 하한은 750 ℃ 로 한다. 한편, 950 ℃ 이상의 온도 영역에서 마무리하면, 결정립경이 과도하게 조대해져 원하는 항복 강도가 얻어지지 않게 된다. 그 때문에 950 ℃ 미만에서 1 패스 이상의 최종 마무리 압연이 필요하다. 바람직하게는, 900 ℃ 이하이다.

1 패스에서의 평균 압하율 : 9 ％ 이상

상기의 열간 압연시에 있어서, 오스테나이트 입경의 정립화를 도모하고, 또한 1 ㎛ 이상의 결정립경으로 제어하려면, 오스테나이트의 재결정을 촉진시키는 것이 유효하고, 열간 압연시의 1 패스당 평균 압하율을 9 ％ 이상으로 하는 것이 중요해진다. 바람직하게는 11 ％ 이상이다.

(마무리 압연 종료 온도 ― 100 ℃) 이상의 온도로부터 300 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도 : 1.0 ℃/s 이상

열간 압연 종료 후에는 신속하게 냉각을 실시한다. 열간 압연 후의 강판을 완만하게 냉각시키면 석출물의 생성이 촉진되어 저온 인성의 열화를 초래한다. 1.0 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시킴으로써 이들 석출물의 생성을 억제할 수 있다. 또, 과도한 냉각을 실시하면 강판이 변형되어, 생산성을 저하시킨다. 그 때문에, 냉각 개시 온도의 상한은 900 ℃ 로 한다. 이상의 이유로부터, 열간 압연 후의 냉각은, (마무리 압연 종료 온도 ― 100 ℃) 이상의 온도로부터 300 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도역까지의 강판 표면의 평균 냉각 속도를 1.0 ℃/s 이상으로 한다. 한편, 공업적 생산의 관점에서는, 상기 평균 냉각 속도를 200 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

전로-레이들 정련-연속 주조법으로, 표 1 에 나타내는 성분 조성이 되는 강 슬래브를 제작하였다. 이어서, 얻어진 강 슬래브를 표 2 에 나타내는 조건으로 분괴 압연 및 열간 압연에 의해 10 ∼ 30 ㎜ 두께의 강판으로 하였다. 얻어진 강판에 대하여, 인장 특성, 인성 및 조직 평가를 하기의 요령으로 실시하였다.

(1) 인장 시험 특성

얻어진 각 강판으로부터, JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 (1998 년) 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 시험 특성을 조사하였다. 본 발명에서는, 항복 강도 400 ㎫ 이상 및 인장 강도 800 ㎫ 이상을 인장 특성이 우수한 것으로 판정하였다. 또한, 연신율 40 ％ 이상을 연성이 우수한 것으로 판정하였다.

(2) 저온 인성

판두께 20 ㎜ 를 초과하는 각 강판의 표면으로부터 판두께의 1/4 까지의 위치 (이하, 판두께 1/4 위치로 나타낸다), 혹은 판두께 20 ㎜ 이하의 각 강판의 판두께의 1/2 까지의 위치 (이하, 판두께 1/2 위치로 나타낸다) 의 압연 방향과 평행한 방향으로부터, JIS Z 2202 (1998 년) 의 규정에 준거하여 샤르피 V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242 (1998 년) 의 규정에 준거하여 각 강판에 대해 3 본의 샤르피 충격 시험을 실시하고, -196 ℃ 에서의 흡수 에너지를 구해, 모재 인성을 평가하였다. 본 발명에서는, 3 본의 흡수 에너지 (vE-196) 의 평균값이 100 J 이상을 모재 인성이 우수한 것으로 하였다.

(3) CTOD 값의 평가

강판의 판두께 1/2 위치의 압연 방향과 평행한 방향으로부터 CTOD 시험편을 채취하고, -165 ℃ 에서 2 ∼ 3 본의 시험을 실시하여, 그 평균값으로 평가하였다. 본 발명에서는, CTOD 값이 0.25 ㎜ 이상을 내파괴 특성이 우수한 것으로 하였다.

(4) 조직 평가

강판의 판두께 1/4 위치의 L 단면에 대하여, EBSD (Electron Backscatter Diffraction) 해석에 의해, 200 ㎛ × 200 ㎛ 의 시야를 임의의 2 ∼ 3 시야 관찰하고, 각 시야 내의 오스테나이트 결정립경의 최소값을 측정하였다. 또, 오스테나이트 입경의 표준 편차는, 상기의 EBSP 해석 결과를 사용하여, 각 결정립경의 면적 비율의 분포로부터 평가하였다. 상기에서 얻어진 모든 결정립경을 모집단으로 하고, 각각의 낱개값과 평균값의 차의 제곱합인 분산을 구해, 그 분산의 제곱근을 취하여, 표준 편차를 구하였다.

이상에 의하여 얻어진 평가 결과를, 표 3 에 나타낸다.

본 발명에 따르는 고 Mn 강은, 상기 서술한 목표 성능 (모재의 항복 강도가 400 ㎫ 이상, 저온 인성이 흡수 에너지 (vE-196) 의 평균값으로 100 J 이상, CTOD 값의 평균값으로 0.25 ㎜ 이상) 을 만족시키는 것이 확인되었다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 항복 강도 및 저온 인성, CTOD 값 중 어느 하나 이상이, 상기 서술한 목표 성능을 만족시키기 않았다.

Claims (3)

1. 질량％ 로,
   C : 0.10 ％ 이상 0.70 ％ 이하,
   Si : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하,
   Mn : 20 ％ 이상 30 ％ 이하,
   P : 0.030 ％ 이하,
   S : 0.0070 ％ 이하,
   Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하,
   Cr : 0.5 ％ 이상 7.0 ％ 이하,
   Ni : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 미만,
   Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
   N : 0.0050 ％ 이상 0.0500 ％ 이하,
   O : 0.0050 ％ 이하,
   Ti : 0.0050 ％ 미만 및
   Nb : 0.0050 ％ 미만
   을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖고, 상기 오스테나이트는, 입경의 최소값이 1 ㎛ 이상 6.1 ㎛ 이하이고 또한 표준 편차가 9 ㎛ 이하인 고 Mn 강.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
   Cu : 1.0 ％ 이하,
   Mo : 2.0 ％ 이하,
   V : 2.0 ％ 이하,
   W : 2.0 ％ 이하,
   Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 및
   REM : 0.0010 ％ 이상 0.0200 ％ 이하
   중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고 Mn 강.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 이상 950 ℃ 미만이고 또한 1 패스당 평균 압하율이 9 ％ 이상인 열간 압연을 실시하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도 ― 100 ℃) 이상의 온도로부터 300 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상인 냉각 처리를 실시하는 고 Mn 강의 제조 방법.