KR102467116B1

KR102467116B1 - 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR102467116B1
Application number: KR1020200140374A
Authority: KR
Inventors: 료타 미야타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2019-11-01
Filing date: 2020-10-27
Publication date: 2022-11-14
Also published as: CN112779463A; JP7330862B2; JP2021070862A; CN112779463B; KR20210053218A

Abstract

Ni량을 1.1질량% 이하로 억제한 데다가, 고강도이면서 저온 인성, 특히는, 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판, 및 그의 제조 방법을 제공한다. 상기 고장력 강판은, 소정의 성분 조성을 갖고, 하기 (1)식으로 규정되는 BI가 5.30 이상, 6.2 이하이고, 전체 조직에서 차지하는 페라이트의 분율이 85면적% 이상, 또한 펄라이트의 분율이 10면적% 미만이며, 상기 페라이트의 평균 원상당 결정 입경이 7μm 이하이고 그의 표준 편차가 3.7μm 이하이다.
BI=12×(C+5Nb)+2Mn+Cu+Ni+300B···(1)
식(1) 중, C, Nb, Mn, Cu, Ni, B는 각각, 질량%로 나타낸 C, Nb, Mn, Cu, Ni, B의 강 중 함유량을 나타내고, 포함되지 않는 원소는 0질량%로 하여 계산한다.

Description

모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-TENSION STEEL PLATE HAVING EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS OF BASE METAL AND JOINT, AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

압력 용기나 선박, 해양 구조물 등에 적용되는 강판은, 저온 환경에서 사용되는 경우가 많아, 고강도이면서 저온에서의 인성(이하 「저온 인성」이라고 하는 경우가 있다)이 우수할 것이 요구된다. 특히 근년에는, 안전성의 관점에서, 보다 저온에서 높은 인성을 나타낼 것이 요구되고 있다. 또한, 특히, LPG 탱크 등의 구조물의 대형화에 수반하여, 상기 고강도 및 우수한 모재의 저온 인성과 함께, 용접에 의해 형성되는 이음매의 저온 인성도 우수한 강판의 수요가 높아지고 있다. 더욱이 상기 강판에는, 우수한 용접성도 요구된다.

강도 향상에는 합금 첨가가 유효하지만, 합금 첨가는, 상기 모재와 이음매의 저온 인성의 저하를 초래하기 때문에, 고강도와 저온 인성의 양립은 극히 어렵다.

강판의 강도와 인성의 양 특성을 향상시키기 위한 유효한 수법의 하나로서, 합금 원소인 Ni를 함유시키는 것을 들 수 있다. 지금까지도 Ni를 함유한 강판은 많이 제안되어 있지만, 3.5%Ni강이나 9%Ni강으로 대표되는 바와 같이, Ni를 다량으로 함유시키지 않으면 그 효과를 최대한으로 발휘할 수 없는 것이 실상이다. 이에 대해, 0.5∼2% 정도의 Ni를 함유시킨 강판으로서, 예를 들어 특허문헌 1의 기술이 제안되어 있다. 특허문헌 1에서는, 조직이, 주로, 베이나이트 및 마르텐사이트, 또는 베이나이트 혹은 마르텐사이트로 구성되고, 그 라스상 조직의 최소 단변 길이가 1.3μm 이하, 또한, 베이나이트 조직을 포함하는 경우, 베이나이트 조직 중에 포함되는, 어스펙트비가 5 이상이고, 도상(島狀) 마르텐사이트의 일종으로 잔류 오스테나이트를 포함하는 M-A 변태 생성물의 비율이, 면적률로 5% 미만이도록 함으로써, 피로 균열 진전 저항성이 우수한 고강도 강재를 얻고 있다.

일본 특허 제3741078호 공보

특허문헌 1의 강판은, 고강도이지만, 보다 저온에서의 모재 인성은 실현되고 있지 않아, 고강도와 모재의 우수한 저온 인성을 함께 만족시키는 것은 어렵다. 또한, 저온에서의 이음매 인성이 우수할 것도 요구되지만, 상기 특허문헌 1에서는, 이음매의 저온 인성의 개선까지는 검토되어 있지 않다. 또한, 비용의 관점에서 Ni량을 보다 저감한 데다가, 상기 고강도와 저온 인성의 양 특성을 만족시킴이 요구되고 있다.

본 발명은, 상기 사정에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은, Ni량을 1.1질량% 이하로 억제한 데다가, 고강도이면서 저온 인성, 특히는 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판, 및 그의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명의 태양 1은, 성분 조성이,

C: 0.03질량%∼0.10질량%,

Si: 0.05질량%∼0.40질량%,

Mn: 0.90질량%∼1.60질량%,

P: 0질량% 초과, 0.010질량% 이하,

S: 0질량% 초과, 0.010질량% 이하,

Al: 0.010질량%∼0.060질량%,

Ni: 0.50질량%∼1.1질량%,

Nb: 0.007질량%∼0.022질량%,

Ti: 0.007질량%∼0.017질량%,

N: 0.0025질량%∼0.0060질량%, 및

잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고,

하기 (1)식으로 규정되는 BI가 5.30 이상, 6.2 이하이고,

전체 조직에서 차지하는 페라이트의 분율이 85면적% 이상, 또한 펄라이트의 분율이 10면적% 미만이며, 상기 페라이트의 평균 원상당 결정 입경이 7μm 이하이고 그의 표준 편차가 3.7μm 이하인, 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판이다.

BI=12×(C+5Nb)+2Mn+Cu+Ni+300B···(1)

식(1) 중, C, Nb, Mn, Cu, Ni, B는 각각, 질량%로 나타낸 C, Nb, Mn, Cu, Ni, B의 강 중 함유량을 나타내고, 포함되지 않는 원소는 0질량%로 하여 계산한다.

본 발명의 태양 2는, 상기 성분 조성이, 추가로,

B: 0질량% 초과, 0.002질량% 이하,

Ca: 0질량% 초과, 0.003질량% 이하, 및

Cu: 0질량% 초과, 0.35질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유하는, 태양 1에 기재된 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판이다.

본 발명의 태양 3은, 태양 1 또는 2에 기재된 고장력 강판을 제조하는 방법으로서,

태양 1 또는 2에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 가열 후, 하기 (a)∼(c)의 조건을 만족시키도록 열간 압연을 행하고, 열간 압연 후, 압연 종료 온도∼(Ar₃ 변태점-30℃)의 제어 냉각 개시 온도로부터, Ar₃ 변태점∼500℃의 제어 냉각 종료 온도까지를, 0.6℃/s 이상, 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법이다.

(a) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가 950∼875℃일 때는, 35% 이상의 누적 압하율로 압하한다.

(b) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가 820℃ 이하, Ar₃ 변태점 이상일 때는, 30% 이상의 누적 압하율로 압하한다.

(c) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가, 875℃ 미만, 820℃ 초과의 온도역과, 2상 온도역에 있을 때는, 압하를 행하지 않는다.

본 발명에 의하면, Ni량을 1.1질량% 이하로 억제한 데다가, 고강도이면서 저온 인성, 특히는 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판, 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은, 이음매의 MA(도상 마르텐사이트) 분율과, 이음매 인성 ｖE의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는, BI와 이음매의 MA 분율의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은, BI와, 인장 강도와 모재의 저온 인성의 곱(TS×ｖTrs)의 관계를 나타내는 그래프이다.

본 발명자는, Ni량을 1.1질량% 이하로 억제한 데다가, 고강도이면서 저온 인성, 특히는, 저온에서의 모재 인성과 저온에서의 이음매 인성이 우수한 고장력 강판, 및 그의 제조 방법을 제공하기 위하여, 상기 Ni에 의한 강도-모재 저온 인성 균형의 향상 효과를 최대한으로 살릴 수 있는, 강판의 조직, 성분 조성 및 제조 방법에 대해, 예의 연구를 행했다. 그 결과, 성분 조성을 본 발명의 범위 내로 함과 함께, 파라미터 BI를 소정의 범위 내로 하고, 또한 본 발명의 방법으로 제조하여, 조직을 제어하면, 고강도와 모재의 저온 인성의 양립을 가능하게 할 수 있고, 더욱이 우수한 이음매 인성도 겸비한 강판이 얻어짐을 발견했다.

본 발명에서는, 강판의 성분 조성에 있어서, 하기 (1)식으로 규정되는 BI가 5.30 이상, 6.2 이하를 만족시킨다. 이하, 우선 이 파라미터 BI에 대해 설명한다.

BI=12×(C+5Nb)+2Mn+Cu+Ni+300B···(1)

본 발명자는, 저온에서의 이음매 인성을 확보하기 위하여, 이음매의 저온 인성과 이음매의 조직의 관계에 대해 조사했다. 후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 용접하여 얻어진 용접물의, 이음매의 인성을 평가하기 위해서, -65℃ 이하, -70℃ 이상의 온도역에서의 샤르피 흡수 에너지 ｖE를 측정했다. 도 1은, 이 ｖE와 해당 이음매부의 MA(도상 마르텐사이트) 분율의 관계를 나타내는 그래프이다. 본 발명에서 목표로 하는, ｖE가 27J 이상인 우수한 저온 인성을 달성하려면, 도 1에 나타내는 바와 같이, 상기 이음매의 조직에서 차지하는 MA의 분율을, 8면적% 이하로 억제할 필요가 있음을 발견했다. 한편, 도 1에 있어서, 파선으로 둘러싼 부분은, Ni량이 본 발명에서 규정하는 범위를 하회했기 때문에, ｖE가 낮은 값이 된 예이다.

본 발명자는, 상기 이음매의 조직 중의 MA 분율을 억제하기 위하여, 그 수단에 대해 검토를 행했다. 도 2는, 상기 이음매의 MA 분율과 상기 식(1)로 나타나는 BI의 관계를 나타낸 그래프이다. 상기 도 1 및 도 2에 있어서의 MA 분율은, 후술하는 실시예 등의 용접 후의 용접물에 있어서의 이음매의 조직을 관찰하여 구한 것이다.

상기 BI의 식을 구성하는 Nb는, 오스테나이트립의 재결정을 억제하고, 미재결정역을 확대시켜 압연에 의한 페라이트립의 미세화 촉진에 기여하는 원소이다. 또한 상기 BI의 식을 구성하는 Mn, Cu, Ni, B는, 오스테나이트를 안정화시켜, 변태 온도를 저온화, 즉 Ar₃ 변태점을 저하시킴으로써, 압연에 의한 조직 미세화에 기여하는 원소이다. 본 발명에 있어서의 BI의 식은, 페라이트립의 미세화에 기여하는 이들 원소를 포함하고, 또한 상기 원소의 계수를, 상기 실험 데이터로부터 구하여 얻은 것이다.

상기 도 2에 나타내는 바와 같이, 상기 식(1)로 나타나는 BI를 6.2 이하로 억제하면, 상기 이음매의 조직 중의 MA 분율이 8면적% 이하로 억제된다. 이음매부의 조직 중의 MA 분율을 보다 억제하여, 상기 ｖE를 보다 높이는 관점에서, BI는, 바람직하게는 6.1 이하이며, 보다 바람직하게는 6.0 이하이다.

한편, 본 발명은, 고강도와 모재의 우수한 저온 인성(ｖTrs)의 양립도 목적으로 한다. 특히는, 인장 강도가 490MPa 이상, 또한 ｖTrs가 -80℃ 이하이며, 또한 이들의 곱(TS×ｖTrs)이 -41000(MPa·℃) 이하를 달성시킨다. 본 발명자는, 이들 특성과 BI의 관계에 대해 검토한 바, 상기 BI를 증가시키는 것에 의해, 모재의 조대한 페라이트립과 미세한 페라이트립의 혼립을 억제할 수 있음을 발견했다. 상기 혼립을 억제하는 것에 의해, 페라이트의 원상당 결정 입경의 표준 편차를 작게 할 수 있고, 결과로서, 원하는 TS×ｖTrs를 얻을 수 있다. BI의 증가는, 이음매부의 조직의 미세화에도 기여한다. 더욱이, BI를 증가시키는 것에 의해, 용접 시에 입열이 가해졌을 때의, 모재의 펄라이트부로부터의 조대한 베이나이트 생성을 억제하여, 이음매의 저온 인성을 높일 수 있다. 이상으로부터, 본 발명에서는, BI를 소정의 범위로 제어할 필요가 있다.

본 발명자는, 도 3에 나타내는 대로, 상기 레벨의 TS×ｖTrs(이하, 「우수한 강도-모재 저온 인성 균형」이라고 하는 경우가 있다)를 달성시키려면, BI를 5.30 이상으로 하면 좋음을 발견했다. 보다 우수한 강도-모재 저온 인성 균형을 달성하려면, BI를 5.40 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5.45 이상, 더욱 바람직하게는 5.50 이상, 보다 더 바람직하게는 5.60 이상이다.

(강 조직)

본 발명의 강판은, 전체 조직에서 차지하는 페라이트의 분율이 85면적% 이상이고, 상기 페라이트의 평균 원상당 결정 입경이 7μm 이하이며, 그의 표준 편차가 3.7μm 이하이다. 본 발명에서는, 상기한 바와 같이, 페라이트 분율을 적정화하고, 또한, 페라이트립의 미세화와 균일화를 도모하는 것에 의해, 고강도와 우수한 저온 인성을 양립시킨 강판을 실현할 수 있다. 상기 페라이트의 평균 원상당 결정 입경은, 바람직하게는 6.9μm 이하이다. 본 발명의 강판의 제조 조건 등을 고려하면, 상기 페라이트의 평균 원상당 결정 입경의 하한은, 4.5μm 정도이다. 또한, 상기 원상당 결정 입경의 표준 편차를 3.7μm 이하로 함으로써, 보다 확실히 고강도이고 또한 저온 인성이 우수한 강판을 실현할 수 있다. 상기 표준 편차는, 바람직하게는 3.6μm 이하, 보다 바람직하게는 3.5μm 이하이다. 상기 표준 편차는, 페라이트립의 균일화를 보다 도모하는 관점에서, 작으면 작을수록 바람직하고 특별히 하한은 마련하지 않지만, 하한은 예를 들어 2.0μm 정도이다.

상기 결정립의 미세하고 또한 균일한 페라이트에 의한 특성 향상을 도모하기 위해, 전체 조직에서 차지하는 페라이트의 분율을, 전술한 대로 85면적% 이상으로 한다. 페라이트 분율은, 바람직하게는 88면적% 이상, 보다 바람직하게는 90면적% 이상이다. 상기 페라이트 분율의 상한은, 본 발명의 강판의 성분 조성과 제조 방법을 고려하면, 대체로 95면적%이다. 상기 페라이트 이외의 잔부의 조직은, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, MA의 1종 이상이다. 이 중 펄라이트의 분율은, 10면적% 미만이며, 바람직하게는 9.0면적% 이하, 보다 바람직하게는 8.5면적% 이하이다. 펄라이트의 분율은 낮을수록 바람직하고, 그 하한은 특별히 마련하지 않지만, 상기 페라이트 분율을 고려하면, 펄라이트의 분율의 하한은 5면적%가 될 수 있다. 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA는, 합계로 3면적% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0면적%이다. 상기 조직의 분율은, 강판의 판 두께 방향에 있어서, 표면으로부터 6∼7mm의 위치에서 구해진다.

(성분 조성)

다음에, 본 발명의 강판의 성분 조성에 대해 설명한다.

［C: 0.03질량%∼0.10질량%］

C는, 고강도화에 기여하는 원소이기 때문에, 0.03질량% 이상 함유시킨다. C량은, 바람직하게는 0.04질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.050질량% 이상이다. 한편, C량이 과잉이면, 펄라이트 분율이 증가하여, 모재 인성의 저하나 이음매 인성의 저하, 더욱이 용접성의 열화를 초래하기 때문에, C량은 0.10질량% 이하로 한다. C량은, 바람직하게는 0.090질량% 이하이며, 더욱이 0.080질량% 이하로 할 수도 있다.

［Si: 0.05질량%∼0.40질량%］

Si는, 강을 용제할 때에 탈산제로서 작용하고, 또한, 강의 강도를 상승시키는 효과를 발휘한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해, 0.05질량% 이상 함유시킨다. Si량은, 바람직하게는 0.07질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.10질량% 이상이다. 한편, Si량이 과잉이 되면, 모재의 인성, 이음매부의 인성이 저하되기 때문에, Si량은 0.40질량% 이하로 한다. Si량은, 바람직하게는 0.35질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.30질량% 이하이다.

［Mn: 0.90질량%∼1.60질량%］

Mn은, 오스테나이트를 안정화시켜, 변태 온도를 저온화시킴으로써, 압연에 의한 조직 미세화에 유효한 원소이다. 또한, 고강도화에 유효한 원소이기도 하다. 따라서, Mn을, 0.90질량% 이상 함유시킨다. Mn량은, 바람직하게는 1.00질량% 이상, 보다 바람직하게는 1.10질량% 이상이다. 한편, Mn을 과잉으로 함유시키면, MnS의 조대화와 펄라이트 분율의 증가가 생겨 모재와 이음매의 인성이 열화되고, 또한 이음매에 MA가 형성되어, 이음매의 인성의 더한 저하를 초래하기 때문에, Mn량의 상한을 1.60질량%로 한다. Mn량은, 바람직하게는 1.55질량% 이하이다.

［P: 0질량% 초과, 0.010질량% 이하］

불가피 불순물인 P는, 모재와 용접부의 인성에 악영향을 미치기 때문에, 0.010질량% 이하로 억제한다. 공업상, P량을 0질량%로 하는 것은 곤란하고, P량의 하한은 0.002질량% 정도이다.

［S: 0질량% 초과, 0.010질량% 이하］

S는, MnS를 형성하여 인성을 열화시키는 원소이기 때문에, 0.010질량% 이하로 억제할 필요가 있다. S량은, 바람직하게는 0.005질량% 이하이다. 공업상, S량을 0질량%로 하는 것은 곤란하고, S량의 하한은 0.001질량% 정도이다.

［Al: 0.010질량%∼0.060질량%］

Al은, 탈산에 필요한 원소이며, 해당 효과를 발휘시키기 위해, 0.010질량% 이상 함유시킨다. Al량은, 바람직하게는 0.015질량% 이상이다. 한편, Al이 과잉으로 포함되면, 알루미나계의 조대한 개재물을 형성하여 인성이 저하되기 때문에, Al량의 상한을 0.060질량%로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.050질량% 이하이다.

［Ni: 0.50질량%∼1.1질량%］

Ni는, 강판에 있어서의 양호한 저온 인성을 확보하여, 강판의 강도와 저온 인성의 양 특성을 향상시키는 데 유용한 원소이다. 본 발명에 있어서 Ni는, 전술한 바와 같이, 오스테나이트를 안정화시켜, 변태 온도를 저온화, 즉 Ar₃ 변태점을 저하시키는 데 유용한 원소이다. 상기 Ar₃ 변태점의 저하에 의해, 압연에 의한 조직 미세화를 도모할 수 있어, 상기 특성을 향상시킬 수 있다. 해당 효과를 발휘시키기 위해, Ni량을 0.50질량% 이상으로 한다. Ni량은, 바람직하게는, 0.60질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.65질량% 이상, 더욱 바람직하게는 0.70질량% 이상이다. 한편, Ni량이 과잉이 되면, Ni에 의한 강도와 인성에 미치는 효과의 균형이 무너져, 저온에서의 연성 파괴의 억제 효과보다도 강도 상승 효과가 우세하여, 저온 인성이 열화된다. 본 발명에서는, 전술한 바와 같이, 강도 향상과 함께 저온에서의 모재 인성의 향상을 도모하기 위해, Ni량을 1.1질량% 이하로 한다. Ni량은, 바람직하게는 1.0질량% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.80질량% 이하이다.

［Nb: 0.007질량%∼0.022질량%］

Nb는, 오스테나이트립의 재결정 억제 효과를 통해서 페라이트립의 미세화 효과를 갖는 원소이다. 해당 효과를 얻기 위해, Nb를 0.007질량% 이상 함유시킨다. Nb량은, 바람직하게는 0.010질량% 이상이다. 한편, Nb량이 과잉이 되면 인성이 저하되기 때문에, 그의 상한을 0.022질량%로 했다. Nb량은 바람직하게는 0.020질량% 이하이다.

［Ti: 0.007질량%∼0.017질량%］

Ti는, 강력한 질화물 형성 원소이며, 미량으로 TiN의 미세 석출에 의한 결정립의 미세화 효과를 발휘한다. 해당 효과를 발휘시키기 위해, Ti량을 0.007질량% 이상으로 한다. Ti량은, 바람직하게는 0.010질량% 이상이다. 한편, Ti량이 과잉이면, 오히려 이음매의 인성의 저하를 초래한다. 따라서 Ti량은, 0.017질량% 이하, 바람직하게는 0.015질량% 이하로 한다.

［N: 0.0025질량%∼0.0060질량%］

N은, AlN을 생성하여, 열간 압연 전의 가열 시, 및 용접 시에 있어서의 γ립의 조대화를 방지하여, 모재나 이음매의 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 해당 효과를 발휘시키기 위해, N을 0.0025질량% 이상 함유시킨다. N량은, 바람직하게는 0.0030질량% 이상이다. 한편, N을 과잉으로 함유시키면, 고용 N의 증대에 의해, 모재 인성이 열화된다. 따라서 N량은, 0.0060질량% 이하, 바람직하게는 0.0050질량% 이하로 한다.

상기 원소를 포함하고, 잔부는, 철 및 불가피 불순물로 이루어진다. 불가피 불순물로서는, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 가지고 들어오게 되는 미량 원소의 혼입이 허용된다. 상기 불가피 불순물로서, 0.05질량% 이하의 Cr, 0.05질량% 이하의 Mo, 및 0.005질량% 이하의 V 중 어느 1 이상을 포함하는 경우가 있다. 또한, 상기 불가피 불순물로서, 산화물 형성 원소인 Mg, REM, 및 Zr 중 1 이상의 원소가, 합계로 0.0010질량% 이하의 범위 내에서 포함되는 경우가 있다. 그러나 상기 산화물 형성 원소는, 상기 불가피 불순물 정도이면 특성에 대한 영향은 작다. 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.

본 발명의 강판은, 상기 원소와, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지면 되고, 하기에 기술하는 선택 원소는, 포함되어 있지 않아도 되지만, 상기 원소와 함께 필요에 따라서 함유시키는 것에 의해, 모재의 인성 등의 더한 향상에 기여한다.

［B: 0질량% 초과, 0.002질량% 이하, Ca: 0질량% 초과, 0.003질량% 이하, 및 Cu: 0질량% 초과, 0.35질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소］

이들 원소는, 강도 또는 인성의 향상에 기여하여, 고강도와 저온 인성의 균형을 더욱 높이는 것에 기여한다. 각 원소에 대해, 하기에 나타낸다.

［B: 0질량% 초과, 0.002질량% 이하］

B는, BN을 생성함으로써 인성에 악영향을 미치는 고용 N을 저하시키는 작용을 갖는다. 또한, 오스테나이트를 안정화시켜, Ar₃ 변태점을 저하시킴으로써, 압연에 의한 조직 미세화에 기여하는 원소이기도 하다. 필요에 따라서 해당 효과를 발휘시키는 경우는, B량을 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0003질량% 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 지나치게 많으면, B의 석출물을 증가시켜 인성이 오히려 열화되므로, 0.002질량% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

［Ca: 0질량% 초과, 0.003질량% 이하］

Ca는, 개재물의 제어에 의해 강판의 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 필요에 따라서 해당 효과를 발휘시키는 경우, Ca량을 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0005질량% 이상이다. 한편, Ca가 과잉으로 포함되면, 인성이 저하되기 때문에, Ca량은 0.003질량% 이하로 하는 것이 바람직하다.

［Cu: 0질량% 초과, 0.35질량% 이하］

Cu는, 강도 향상에 유효한 원소이다. 필요에 따라서 해당 효과를 발휘시키는 경우는, Cu량을 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05질량% 이상이다. Cu 함유량이 지나치게 많으면, 열간 가공 시에 균열이 발생하기 쉬워지므로, Cu량은 0.35질량% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.30질량% 이하이다.

(특성)

본 발명의 고장력 강판은, 인장 강도, 모재의 저온 인성(ｖTrs), 인장 강도와 모재의 저온 인성의 곱(TS×ｖTrs), 및 -65℃ 이하, -70℃ 이상의 온도역의 이음매 인성이, 모두 높은 레벨에 있다. 본 발명의 고장력 강판의 이들 특성에 대해 이하에 상술한다.

(1) 인장 강도(TS)

490MPa 이상의 TS를 갖는다. 이것에 의해 충분한 강도를 확보할 수 있다. TS는 바람직하게는 500MPa 이상, 보다 바람직하게는 510MPa 이상, 더욱 바람직하게는 520MPa 이상이다. 인장 강도는 높을수록 바람직하고, 인장 강도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 700MPa 정도일 수 있다.

(2) 모재의 저온 인성

ｖTrs가 -80℃ 이하이다. 해당 ｖTrs는, 바람직하게는 -90℃ 이하, 보다 바람직하게는 -100℃ 이하이다. ｖTrs는 낮을수록 바람직하고, ｖTrs의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 -160℃ 정도일 수 있다.

(3) 인장 강도와 모재의 저온 인성(ｖTrs)의 곱(TS×ｖTrs)

TS×ｖTrs는 -41000(MPa·℃) 이하이다. TS×ｖTrs는, 바람직하게는 -42000(MPa·℃) 이하, 보다 바람직하게는 -43000(MPa·℃) 이하, 더욱 바람직하게는 -46000(MPa·℃) 이하이다. TS×ｖTrs는 작을수록 바람직하고, TS×ｖTrs의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 -70000(MPa·℃) 정도일 수 있다.

(4) -65℃ 이하, -70℃ 이상의 온도역에서의 이음매 인성 ｖE

본 발명의 강판은, 후기의 실시예에 나타내는 바와 같이 입열량 4∼5kJ/mm의 용접을 행했을 때에 형성되는 이음매가, 우수한 저온 인성을 갖는다. 구체적으로는, 이음매의 -65℃ 이하, -70℃ 이상의 온도역에서의 샤르피 흡수 에너지 ｖE가 27J 이상이다. 상기 ｖE는, 바람직하게는 40J 이상, 보다 바람직하게는 50J 이상, 더욱 바람직하게는 80J 이상이다. 상기 ｖE는 높을수록 바람직하고, 상기 ｖE의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 250J 정도일 수 있다.

본 발명의 고장력 강판은, 이른바 후강판으로서 유리하게 적용할 수 있는 것이고, 이 경우, 판 두께는, 약 6mm 이상이고, 바람직하게는 10mm 이상, 보다 바람직하게는 15mm 이상이다. 판 두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 전술한 구조물에 이용되는 경우, 약 50mm 이하이고, 바람직하게는 45mm 이하, 보다 바람직하게는 40mm 이하이다.

(제조 방법)

상기 조직을 갖는 본 발명의 고장력 강판을 제조하기 위해, 그의 제조 조건을 하기와 같이 제어한다. 즉, 전술한 성분 조성을 만족시키는 강편을 가열 후에, 하기의 조건에서 열간 압연을 행한다. 압연 전의 가열 공정에서는, 슬래브 등의 강편을, 예를 들어 1000∼1250℃에서 가열하는 것을 들 수 있다.

열간 압연은, 하기 (a)∼(c)의 조건을 만족시키도록 행한다. 이하, 각 조건에 대해 설명한다.

(c) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가, 875℃ 미만, 820℃ 초과와, 2상 온도역에 있을 때는, 압하를 행하지 않는다.

상기 2상 온도역이란, Ar₃ 변태점 이하의 오스테나이트와 페라이트의 2상역이 되는 온도 영역을 말한다.

［(a) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가 950∼875℃일 때의 누적 압하율은, 35% 이상］

오스테나이트립을 미세화하려면, 상기 가열 후의 재결정 온도역에서, 충분히 압하할 필요가 있다. 재결정 온도역에서 누적 압하율 35% 이상의 압하를 가하는 것에 의해, 오스테나이트립 내에 전위를 축적시켜, 이 전위를 구동력으로 하여 새로운 결정립을 생성할 수 있고, 이것이 결정립의 미세화에 기여한다. 본 발명의 강판의 성분 조성에서는, 875℃ 이상에서 압하를 가하는 것에 의해 재결정이 생긴다. 한편, 압하를 가하는 온도가 지나치게 높으면 미세화에 기여하는 효과가 작다. 따라서, 압하를 가하는 온도를 950℃ 이하로 했다. 즉 본 발명에서는, 오스테나이트립의 미세화에 유효한 압하 온도역(재결정 유효 온도역)을 950∼875℃로 설정했다. 또한 본 발명에 있어서, 압하 방법으로서, 압연을 들 수 있고, 그 외에 단조 등을 들 수 있다.

본 발명에서는, 재결정 유효 온도역에서의 압하를, 누적 압하율 35% 이상으로 행하여, 본 발명의 조직 형성에 유용한 새로운 결정립을 생성한다. 상기 누적 압하율은, 바람직하게는 40% 이상이다. 한편, 해당 누적 압하율의 상한은 대체로 80%이다.

［(b) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가 820℃ 이하, Ar₃ 변태점 이상일 때의 누적 압하율은, 30% 이상］

［(c) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가, 875℃ 미만, 820℃ 초과와, 2상 온도역에 있을 때는, 압하 없음］

페라이트립의 생성핵이 될 수 있는 변형대를 늘리기 위해, 미재결정 온도역에 있어서도 충분한 압하를 필요로 한다. 재결정 온도역보다도 저온역에서 압하를 가하는 것에 의해, 오스테나이트립은 새로운 결정립을 생성하지 못하고 편평한 조직이 되어, 입내에 변형대를 도입할 수 있다. 그렇지만, 재결정 온도역보다 저온이어도, 미재결정 온도역의 고온측에서 압하를 행하면, 혼립 조직이 생기기 쉬워, 조대한 페라이트립이 생성되기 쉽다. 이러하므로, 본 발명에서는, 미재결정 온도역의 저온측의, 압하를 가하는 온도역을, 820℃ 이하, Ar₃ 변태점 이상으로 했다. 또한, 미재결정 온도역의 고온측인, 875℃ 미만, 820℃ 초과의 온도역에서는, 압하를 행하지 않는 것으로 했다.

상기 820℃ 이하, Ar₃ 변태점 이상의 온도역에서의 압하는, 상기 변형대 도입의 효과를 충분히 얻기 위해, 누적 압하율을 30% 이상으로 한다. 해당 누적 압하율은, 바람직하게는 35% 이상이다. 한편, 해당 누적 압하율의 상한은 대체로 80%이다.

또한, 미재결정 온도역보다도 저온인 2상 온도역에서 압하를 행하면, 강판의 강도는 향상되지만, 가공 강화에 수반하는 응력 집중이 현저해져, 강판의 인성이 열화된다. 따라서, 2상 온도역에 있어서도 압하를 행하지 않는다.

상기 Ar₃ 변태점은 하기 식(2)에 기초하여 구해진다.

Ar₃ 변태점=868-369×[C]+24.6×[Si]-68.1×[Mn]-36.1×[Ni]-20.7×[Cu]-24.8×[Cr]+29.6×[Mo]···(2)

식(2) 중, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr] 및 [Mo]는, 각각 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr 및 Mo의 강 중 함유량(질량%)을 나타내고, 포함되지 않는 원소는 0질량%로 하여 계산한다.

상기 누적 압하율은, 아래 식에 의해 산출했다.

950∼875℃의 온도역에서의 누적 압하율(%)=(H1-H2)/H1×100

820℃ 이하, Ar₃ 변태점 이상에서의 누적 압하율(%)=(H2-t)/H2×100

상기에 있어서,

H1은, 950∼875℃의 온도역에서의 압연 개시 시의 판 두께(예를 들어 슬래브 두께),

H2는, 950∼875℃의 온도역에서의 압연 종료 시의 판 두께=820℃ 이하, Ar₃ 변태점 이상의 온도역에서의 압연 개시 시의 판 두께,

t는 마무리 두께이며, 모두 단위는 mm이다.

상기 열간 압연 후, 압연 종료 온도∼(Ar₃ 변태점-30℃)의 제어 냉각 개시 온도로부터, Ar₃ 변태점∼500℃의 제어 냉각 종료 온도까지는, 0.6℃/s 이상, 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다. (Ar₃ 변태점-30℃)를 하회하는 온도로부터의 상기 평균 냉각 속도로의 냉각은, 페라이트와 오스테나이트의 2상역으로부터의 냉각이 되어, 오스테나이트에 원소가 농축되어 베이나이트나 MA가 형성되기 때문에 바람직하지 않다.

상기 온도 범위에 있어서, 평균 냉각 속도가 0.6℃/s 이상인 가속 냉각을 행하는 것에 의해, 페라이트 이외의 제2상의 생성을 억제하고, 또한 페라이트의 성장을 억제하여, 미세한 페라이트립을 확보할 수 있다. 상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 0.7℃/s 이상, 보다 바람직하게는 0.8℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 2.0℃/s 이상이다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 10℃/s를 초과하여 지나치게 빠르면, 원하는 페라이트 분율을 확보할 수 없어 인성이 저하된다. 따라서 상기 평균 냉각 속도는, 10℃/s 이하, 바람직하게는 9.5℃/s 이하, 보다 바람직하게는 9.0℃/s 이하, 더욱 바람직하게는 8.5℃/s 이하로 한다.

상기 평균 냉각 속도에서의 냉각을, Ar₃ 변태점보도다 높은 온도에서 종료해 버리면, 페라이트의 조대화나 펄라이트 분율이 증가하기 때문에, 원하는 특성이 얻어지지 않는다. 한편, 500℃보다도 낮은 온도까지 행하면, MA 분율이 증가하여, 모재 인성이 저하된다고 하는 문제가 생긴다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도에서의 냉각의 종료 온도를, Ar₃ 변태점∼500℃로 한다. 한편, 상기 제어 냉각에 의해 본 발명에서 규정하는 조직을 충분히 확보하는 관점에서는, 상기 제어 냉각 개시 온도와 상기 제어 냉각 종료 온도의 온도차(상기 제어 냉각 개시 온도-상기 제어 냉각 종료 온도)를, 바람직하게는 40℃ 이상, 보다 바람직하게는 60℃ 이상, 더욱 바람직하게는 80℃ 이상으로 하는 것이 좋다.

상기 제어 냉각 후는, 실온까지 예를 들어 방랭으로 할 수 있다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전술 및 후술하는 취지에 합치할 수 있는 범위에서, 적절히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1에 나타내는 성분 조성을 만족시키는 강편(슬래브)을 통상적 방법에 의해 얻었다. 상기 강편을, 표 2에 나타내는 가열 온도까지 가열하고 나서, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연과, 열간 압연 후의 냉각을 행했다. 표 2에 나타내는 제어 냉각 종료 온도로부터, 실온까지는 공랭했다. 이들 제조 방법에 의해 표 2에 마무리 두께로서 나타내는 판 두께의 강판을 얻었다.

상기 제조 공정의 가열, 열간 압연에 있어서의 각 온도는, 강판의 표면 온도로부터, 판 두께와, 열전도율 등의 파라미터를 이용하여 계산에 의해 구한, 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도이다. 또한, 제어 냉각 개시 온도와 제어 냉각 종료 온도는 표면 온도이다. 한편, 가열 시는 표면과 판 두께 중심부의 온도차가 충분히 작아지도록 충분히 균열 유지를 행했다.

얻어진 강판에 대해, 하기의 요령으로 강 조직, 인장 강도, 모재의 저온 인성, 및 이음매의 저온 인성의 평가를 행했다.

［강 조직의 관찰］

후술하는 충격 시험편, 즉 샤르피 시험편의 채취 위치와 동일한 위치인, 각 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 6∼7mm의 위치에 있어서, 광학 현미경을 이용하여 배율 100배로, 1시야가 600μm×800μm인 영역을 관찰하고, 화상 해석 소프트웨어를 이용하여, 페라이트와 펄라이트의 분율을 측정했다. 또한, 페라이트 입경은, 각 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 6∼7mm의 위치에 있어서, 광학 현미경을 이용하여 배율 100배로 관찰하여, 페라이트립의 크기를 원으로 가정했을 때의 직경을 원상당 결정 입경으로서 구하고, 그의 평균치(평균 원상당 결정 입경)와 표준 편차를 구했다.

［인장 강도의 평가］

각 강판의 전체 두께로부터, 압연 방향에 대해서 직각의 방향으로, JIS Z 2201의 1B호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241의 요령으로 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS)를 측정했다. 그리고 인장 강도가 490MPa 이상인 것을, 고강도라고 평가했다.

［모재의 저온 인성의 평가(모재를 이용한 충격 시험)］

각 강판의 표면으로부터, 판 두께 방향으로 6∼7mm의 위치가 샤르피 시험편의 중심부와 동일해지고, 시험편의 긴 방향이 압연 방향과 직각이 되도록, 시험편을 채취했다. 그리고, JIS Z 2242의 요령으로 샤르피 충격 시험을 행하여, 파면 천이 온도 ｖTrs를 측정했다. 그리고, 파면 천이 온도 ｖTrs가 -80℃ 이하인 것을 저온 인성이 우수하다고 평가했다.

［이음매의 저온 인성의 평가(이음매를 이용한 충격 시험)］

입열 4∼5kJ/mm로 용접을 행하여 얻은 용접물로부터 시험편을 채취했다. 시험편은, 용접물의 이음매에 있어서, 모재의 저온 인성의 평가와 마찬가지로 표면으로부터 판 두께 방향으로 6∼7mm의 위치가 샤르피 시험편의 중심부와 동일해지고, 또한 시험편의 긴 방향이, 용접선 방향과 직각이며 압연 방향과 직각이 되도록, 시험편을 채취했다. 그리고, JIS Z 2242의 요령으로 샤르피 충격 시험을 행하고, -65℃ 또는 -70℃에서의 샤르피 흡수 에너지를 구하여, 이음매(Bond)부의 인성을 평가했다.

또한 이음매의 조직에 대해서도 관찰했다. 상세하게는, 이음매 부분의 샘플을, 관찰 대상에 따라서 3% 나이탈 용액 또는 레페라 용액을 이용하여 부식시켜, 결정립계, MA를 현출시켰다. 그리고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 6∼7mm의 위치에 있어서, 현출시킨 조직을 광학 현미경으로 관찰하여, 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트, 및 MA의 분율을 산출했다. 표 3에는 이 중, MA의 분율을 아울러 나타내고 있다.

이들의 평가 결과를 표 3에 나타낸다.

상기 표 1∼3의 결과로부터 다음의 것을 알 수 있다. No. 3∼14는, 본 발명의 성분 조성을 만족시키고, 제조 조건도 만족시키고 있으며, 얻어진 강판은 원하는 조직을 가져, 고강도이며, 강도-모재 저온 인성 균형과, 이음매의 저온 인성이 우수했다. 이에 반해서, No. 1과 2는, Ni량이 부족하여, BI가 본 발명의 범위를 하회했기 때문에, 입경이 균일한 페라이트를 일정량 이상 확보할 수 없고, 그 결과, 고강도와, 모재 및 이음매의 저온 인성을 얻을 수 없었다. 또한 No. 15는, Nb량이 과잉이며, BI가 본 발명의 범위를 상회했기 때문에, 이음매의 조직 중의 MA 분율이 과잉이 되어, 저온 인성이 뒤떨어졌다.

Claims

성분 조성이,
C: 0.03질량%∼0.10질량%,
Si: 0.05질량%∼0.40질량%,
Mn: 0.90질량%∼1.60질량%,
P: 0질량% 초과, 0.010질량% 이하,
S: 0질량% 초과, 0.010질량% 이하,
Al: 0.010질량%∼0.060질량%,
Ni: 0.50질량%∼1.1질량%,
Nb: 0.007질량%∼0.022질량%,
Ti: 0.007질량%∼0.017질량%,
N: 0.0025질량%∼0.0060질량%, 및
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고,
하기 (1)식으로 규정되는 BI가 5.30 이상, 6.2 이하이고,
전체 조직에서 차지하는 페라이트의 분율이 85면적% 이상, 또한 펄라이트의 분율이 10면적% 미만이고, 상기 페라이트의 평균 원상당 결정 입경이 7μm 이하이며, 그의 표준 편차가 3.7μm 이하인, 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
BI=12×(C+5Nb)+2Mn+Cu+Ni+300B···(1)
식(1) 중, C, Nb, Mn, Cu, Ni, B는 각각, 질량%로 나타낸 C, Nb, Mn, Cu, Ni, B의 강 중 함유량을 나타내고, 포함되지 않는 원소는 0질량%로 하여 계산한다.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로,
B: 0질량% 초과, 0.002질량% 이하,
Ca: 0질량% 초과, 0.003질량% 이하, 및
Cu: 0질량% 초과, 0.35질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유하는, 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고장력 강판을 제조하는 방법으로서,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 가열 후, 하기 (a)∼(c)의 조건을 만족시키도록 열간 압연을 행하고, 열간 압연 후, 압연 종료 온도∼(Ar₃ 변태점-30℃)의 제어 냉각 개시 온도로부터, Ar₃ 변태점∼500℃의 제어 냉각 종료 온도까지를, 2.06℃/s 이상, 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 모재와 이음매의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.
(a) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가 950∼875℃일 때는, 35% 이상의 누적 압하율로 압하한다.
(b) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가 820℃ 이하, Ar₃ 변태점 이상일 때는, 30% 이상의 누적 압하율로 압하한다.
(c) 강판의 판 두께의 1/4 위치의 온도가, 875℃ 미만, 820℃ 초과의 온도역과, 2상 온도역에 있을 때는, 압하를 행하지 않는다.