KR102628769B1 - 고Mn강 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

고강도 또한 저온 인성이 우수하고, 연성도 우수한 고Mn강을 제공한다. 본 발명의 고Mn강은, 질량％로, C: 0.10％ 이상 0.70％ 이하, Si: 0.10％ 이상 0.90％ 이하, Mn: 20％ 이상 30％ 이하, P: 0.030％ 이하, S: 0.0070％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하, Cr: 1.8％ 이상 7.0％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.0％ 미만, Ca: 0.0005％ 이상 0.010％ 이하, N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하, O: 0.0050％ 이하, Ti: 0.0050％ 이하 및 Nb: 0.0050％ 이하를 함유하고, Ca/S≥1.0을 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖고, 항복 강도가 400㎫ 이상, －196℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지의 평균값이, 풀 사이즈 시험편을 이용한 경우는 100J 이상, 하프 사이즈 시험편을 이용한 경우는 20J 이상이다.

Description

고Mn강 및 그의 제조 방법 {HIGH-Mn STEEL AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}
본 발명은, 예를 들면 액화 가스 저조(storage)용 탱크 등의, 극저온 환경에서 사용되는 구조물에 제공하기 적합한 고Mn강 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
액화 가스 저조용 구조물은, 그 사용 환경이 극저온이 되기 때문에, 이러한 종류의 구조물에 이용하는 강판은 고강도인 것에 더하여, 극저온에서의 인성이 우수한 것도 요구된다. 예를 들면, 액화 천연가스의 저조에 열간 압연 강판을 사용하는 경우는, 액화 천연가스의 비점: －164℃ 이하의 극저온에서 우수한 인성이 확보되어 있을 필요가 있다. 강재의 저온 인성이 뒤떨어지면, 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 스테인리스강, 9％ Ni강, 또는 5000계 알루미늄 합금이 사용되어 왔다. 그러나, 이들 강 및 합금은, 합금 비용이나 제조 비용이 비싼 점에서, 염가로 저온 인성이 우수한 강재에 대한 요망이 있다.
그래서, 종래의 극저온용 강을 대신하는 새로운 강재로서, 비교적 염가이고, 오스테나이트 안정화 원소인 Mn을 다량으로 첨가한, 고Mn강을 극저온 환경하에 있어서의 구조용 강에 사용하는 것이, 특허문헌 1이나 특허문헌 2에 있어서 제안되어 있다.
즉, 특허문헌 1에는, 오스테나이트 결정 입계의 탄화물 피복률을 제어하는 것이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 탄화물 피복물, 그리고 Mg, Ca, REM의 첨가에 의해 오스테나이트 결정 입경을 제어하는 것이 제안되어 있다.
일본공개특허공보 2016-84529호 일본공개특허공보 2016-196703호
상기의 특허문헌 1 및 특허문헌 2에 기재된 극저온용 강으로서 사용되는 오스테나이트강은, 인장 변형 시의 변형 초기에서 최대 응력(인장 강도)에 도달하기까지에 있어서의 가공 경화가 크고, 소성 변형능이 우수한 점에서, 변형 중기까지의 연성이 우수하다. 한편으로, 인장 시험에 있어서 계측되는 응력이 최대(인장 강도)에 도달한 후의, 변형 후기에 있어서의 변형 성능도, 구조 부재로서 중요한 특성이다. 왜냐하면, 변형 후기에 있어서의 변형 성능은, 최종적인 파괴에 이르는 종국 단계의 성능이기 때문이다. 이 관점에서, 변형 후기에 있어서의 연성, 그 중에서도 드로잉값(reduction of area)이 충분히 확보될 필요가 있고, 고강도강의 연성 확보의 관점에서는, 50％ 이상의 드로잉값이 바람직하다.
본 발명은, 고강도 또한 저온 인성이 우수한 것은 물론, 추가로 연성이 우수한 고Mn강과 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 여기에서, 상기 「고강도」란, 실온에 있어서 400㎫ 이상의 항복 강도 및 800㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것을 말한다. 또한, 상기 「저온 인성이 우수하다」란, －196℃에 있어서 JIS Z2242(1998년)에 준거한 샤르피 충격 시험을 실시하여, 판두께 10㎜ 이상의 강판이고, 풀 사이즈 시험편(10㎜×10㎜×55㎜)을 이용한 경우에 대해서는 샤르피 충격 흡수 에너지(평균값)가 모재로 100J 이상(판두께 10㎜ 미만의 강판이고, 하프 사이즈 시험편(10㎜×5㎜×55㎜)을 이용한 경우에 대해서는, 샤르피 V 노치 하프 사이즈 시험에 의해 20J 이상)이 되는 것을 말한다. 그리고, 상기 「연성이 우수하다」란, 드로잉값 50％ 이상을 갖는 것을 말한다.
발명자들은, 고Mn강을 대상으로 하여, 상기 과제를 해결하기 위한 방도에 대해서 예의 연구를 행한 결과, 이하의 인식을 얻는 데에 도달했다.
즉, 고Mn강에 있어서, Ca계 개재물의 형태를 제어함으로써, 인성을 향상함과 함께, 인장 변형 시의 연성(드로잉값)을 확보할 수 있는 것, 또한, 그러기 위해서는, Ca량과 S량의 밸런스를 적정한 범위 내로 하는 것이 유효한 것을 발견했다.
또한, 당해 고Mn강의 제조 시에 있어서, 강 소재 가열 온도, 마무리 압연 종료 온도 및, (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도를 한정함으로써, 결정 입경을 제어함과 함께, 석출물을 억제하여, 저온 인성을 향상할 수 있는 것을 발견했다.
그런데, 고Mn강이 Cu를 함유하는 경우, Cu는, 저염화물 농도 환경하에서는 내염화물 응력 부식 균열성(chloride stress corrosion cracking resistance)을 개선하는 효과를 갖는다. 그러나, Cu는, 고염화물 농도 환경하에서는, 반대로 내염화물 응력 부식 균열성을 악화시켜 버린다. 이 문제에 대하여, 발명자들은, Cu를 함유하는 경우의 고Mn강에 있어서, Cu량과 Ni량의 밸런스를 적정화하여 Ni를 첨가함으로써, 고염화물 농도 환경하라도 우수한 내염화물 응력 부식 균열성을 발휘할 수 있는 것을 발견했다. 이에 따라, Cu를 함유하는 고Mn강에 대하여, 염화물 농도에 의존하지 않고, 우수한 내염화물 응력 부식 균열성을 부여할 수 있다.
또한, 본 명세서에 있어서, 염화물 응력 부식 균열이란, 고Mn강에 특유의 부식 환경, 특히 염화물 이온이 존재하는 환경에 있어서, 고Mn강에 부여되는 인장 응력이 당해 고Mn강의 인장 강도 이하라도, 고Mn강이 균열 또는 파단에 이르는 현상을 가리킨다. 그리고, 내염화물 응력 부식 균열성이란, 이 염화물 응력 부식 균열에 대한 내성을 나타낸다.
본 발명은, 이상의 인식에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 그의 요지는 다음과 같다.
1. 질량％로,
C: 0.10％ 이상 0.70％ 이하,
Si: 0.10％ 이상 0.90％ 이하,
Mn: 20％ 이상 30％ 이하,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.0070％ 이하,
Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하,
Cr: 1.8％ 이상 7.0％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 1.0％ 미만,
Ca: 0.0005％ 이상 0.010％ 이하,
N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
Ti: 0.0050％ 이하 및
Nb: 0.0050％ 이하
를 함유하고, 하기식 (1)을 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상(matrix)으로 하는 조직을 갖고,
항복 강도가 400㎫ 이상이고,
－196℃에 있어서의 샤르피 충격 흡수 에너지의 평균값이, 풀 사이즈 시험편을 이용한 경우는 100J 이상이고, 하프 사이즈 시험편을 이용한 경우는 20J 이상인, 고Mn강.
Ca/S≥1.0…(1)
2. 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Cu: 2.0％ 미만,
Mo: 2.0％ 이하,
V: 2.0％ 이하,
W: 2.0％ 이하,
Mg: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하 및
REM(희토류 금속): 0.0010％ 이상 0.0200％ 이하
중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 1에 기재된 고Mn강.
3. 상기 1 또는 2에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 이상 950℃ 미만인 열간 압연을 실시하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 0.5℃/s 이상의 냉각 처리를 행하는 고Mn강의 제조 방법.
4. 질량％로,
C: 0.10％ 이상 0.70％ 이하,
Si: 0.10％ 이상 0.90％ 이하,
Mn: 20％ 이상 30％ 이하,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.0070％ 이하,
Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하,
Cr: 1.8％ 이상 7.0％ 이하,
Cu: 0.2％ 이상 2.0％ 미만
Ni: 0.1％ 이상 1.0％ 미만,
Ca: 0.0005％ 이상 0.010％ 이하,
N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
Ti: 0.0050％ 이하 및
Nb: 0.0050％ 이하
를 함유하고, 하기식 (1), (2)를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖는 고Mn강.
Ca/S≥1.0…(1)
0＜Cu/Ni≤2…(2)
5. 상기 4에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 이상 950℃ 미만인 열간 압연을 실시하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 0.5℃/s 이상의 냉각 처리를 행하는 고Mn강의 제조 방법.
본 발명의 일 형태에 의하면, 고강도이고, 특히 극저온역에서의 저온 인성이 우수하고, 또한 우수한 연성을 갖는 고Mn강을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명의 고Mn강을 이용함으로써, 액화 가스 저조용 탱크 등의, 극저온 환경에서 사용되는 강 구조물의 안전성이나 수명의 향상을 실현할 수 있어, 산업상 현격한 효과를 가져온다.
또한, 본 발명의 다른 형태에 의하면, 염화물 농도에 의존하지 않고 우수한 내염화물 응력 부식 균열성을 발휘하는 고Mn강을 제공할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 고Mn강에 대해서 상세하게 설명한다.
[성분 조성]
우선, 본 발명의 고Mn강의 성분 조성과 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
C: 0.10％ 이상 0.70％ 이하
C는, 염가인 오스테나이트 안정화 원소로서, 오스테나이트를 얻기 위해 중요한 원소이다. 그 효과를 얻으려면, C를 0.10％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, C를 0.70％를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물이 과도하게 생성되어, 저온 인성이 저하한다. 따라서, C량은 0.10∼0.70％로 한다. C량은, 0.20％ 이상이 바람직하고, 0.60％ 이하가 바람직하고, 0.20％ 이상 0.60％ 이하가 보다 바람직하다.
Si: 0.10％ 이상 0.90％ 이하
Si는, 탈산재로서 작용하여, 제강상 필요할 뿐만이 아니라, 강에 고용되어 고용 강화에 의해 강판을 고강도화하는 효과도 갖는다. 이들 효과를 얻으려면, Si를 0.10％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, Si를 0.90％를 초과하여 함유하면, 용접성이 열화함과 함께 저온 인성, 특히 극저온에서의 인성이 저위가 된다. 따라서, Si량은 0.10％ 이상 0.90％ 이하로 한다. Si량은, 0.12％ 이상이 바람직하고, 0.70％ 이하가 바람직하고, 0.12％ 이상 0.70％ 이하가 보다 바람직하다.
Mn: 20％ 이상 30％ 이하
Mn은, 비교적 염가인 오스테나이트 안정화 원소이다. Mn은, 본 발명에 있어서, 강도와 극저온 인성을 양립하기 위해 중요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mn을 20％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, Mn을 30％를 초과하여 함유해도, 저온 인성을 개선하는 효과는 포화하고, 합금 비용의 상승을 초래한다. 또한, 용접성, 절단성이 열화한다. 따라서, Mn량은 20％ 이상 30％ 이하로 한다. Mn량은, 23％ 이상이 바람직하고, 28％ 이하가 바람직하고, 23％ 이상 28％ 이하가 보다 바람직하다.
P: 0.030％ 이하
P는, 0.030％를 초과하여 함유하면, 입계에 편석하고, 응력 부식 균열의 발생 기점이 된다. 이 때문에, P량은 0.030％를 상한으로 하고, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, P량은 0.030％ 이하로 한다. 또한, 과도의 P 저감은 정련 비용을 급등시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, P량은 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. P량은, 0.005％ 이상이 바람직하고, 0.028％ 이하가 바람직하고, 0.024％ 이하가 보다 바람직하다. 또한, P량은, 0.005％ 이상 0.028％ 이하가 보다 바람직하다.
S: 0.0070％ 이하
S는, 모재의 저온 인성이나 연성을 열화시키기 때문에, 0.0070％를 상한으로 하고, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, S량은 0.0070％ 이하로 한다. 또한, 과도의 S의 저감은 정련 비용을 급등시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, S량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. S량은, 0.0020％ 이상이 바람직하고, 0.0060％ 이하가 바람직하고, 0.0020％ 이상 0.0060％ 이하가 보다 바람직하다.
Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하
Al은, 탈산제로서 작용하고, 강판의 용강 탈산 프로세스에 있어서, 가장 범용적으로 사용된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al을 0.01％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, Al을 0.07％를 초과하여 함유하면, 용접 시에 용접 금속부에 혼입하여, 용접 금속의 인성을 열화시키기 때문에, Al량은 0.07％ 이하로 한다. 따라서, Al량은 0.01％ 이상 0.07％ 이하로 한다. Al량은, 0.02％ 이상이 바람직하고, 0.06％ 이하가 바람직하고, 0.02％ 이상 0.06％ 이하가 보다 바람직하다.
Cr: 1.8％ 이상 7.0％ 이하
Cr은, 적당량의 첨가로 오스테나이트를 안정화시켜, 저온 인성 및 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr을 1.8％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, Cr을 7.0％를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물의 생성에 의해, 저온 인성 및 내응력 부식 균열성이 저하한다. 이 때문에, Cr량은 1.8％ 이상 7.0％ 이하로 한다. Cr량은, 2.0％ 이상이 바람직하고, 6.7％ 이하가 바람직하고, 2.0％ 이상 6.7％ 이하가 보다 바람직하다. 또한, 내응력 부식 균열성을 향상시키기 위해서는, Cr량은 2.0％ 이상 6.0％ 이하가 더욱 바람직하다.
Ni: 0.01％ 이상 1.0％ 미만
Ni는, 강에 고용되어 고용 강화에 의해 강판을 고강도화하는 효과를 가짐과 함께, 저온 인성, 특히 극저온에서의 인성을 향상하는 효과를 갖는 점에서, 0.01％ 이상으로 함유시킨다. 한편, 합금 비용의 점에서 Ni량을 필요 최소한으로 하는 것이 바람직하고, 이 관점에서 Ni의 첨가량은 1.0％ 미만으로 한다. Ni량은, 0.03％ 이상이 바람직하고, 0.8％ 이하가 바람직하고, 0.03％ 이상 0.8％ 이하가 보다 바람직하다. 여기에서, 저온 인성이 우수한 오스테나이트강으로서 SUS304나 SUS316 등의 스테인리스강이 있지만, 이들 강은, 오스테나이트 조직을 얻기 위한 합금 설계로서 Ni 당량이나 Cr 당량의 적정화가 도모되어 있는 점에서, 다량의 Ni가 첨가되어 있다. 이들 강에 대하여, 본 발명은, Ni를 필요 최소한으로 함으로써 저렴화한, 오스테나이트 재료이다. 또한, 이 Ni의 필요 최소한화는, Mn 첨가량의 적정화에 의해 실현되었다.
Ni: 0.1％ 이상 1.0％ 미만
또한, 고Mn강이 소정량의 Cu를 함유하는 경우, Cu량과 Ni량의 밸런스를 적정화하여 Ni를 첨가함으로써, 염화물 농도에 의존하지 않고 우수한 내염화물 응력 부식 균열성을 발휘시킬 수 있다. 이 관점에서, 후술하는 바와 같이 Cu를 0.2％ 이상 2.0％ 미만의 범위에서 함유하는 고Mn강에 있어서는, Ni량을 0.1％ 이상 1.0％ 미만으로 한다. Ni량이 0.1％를 충족하지 않으면 응력 부식 균열에 대한 효과가 얻어지지 않고, Ni량이 1.0％ 이상이면 비용 상승을 초래한다.
Ca: 0.0005％ 이상 0.010％ 이하
Ca는, 하기에 기재된 개재물의 형태 제어에 의해 인성을 향상시킴과 함께, 인장 변형 시의 연성(드로잉값) 확보에 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca는 0.0005％ 이상 필요하다. 한편, Ca를 0.010％를 초과하여 첨가하면, 오히려 연성, 인성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에, Ca량은 0.0005％ 이상 0.010％ 이하로 한다. Ca량은, 0.0010％ 이상이 바람직하고, 0.0090％ 이하가 바람직하고, 0.0010％ 이상 0.0090％ 이하가 보다 바람직하다.
Ca/S≥1.0
상기한 Ca량과 S량에 있어서, 추가로 Ca/S를 적정한 범위 내로 함으로써, Ca계 개재물의 형태를 제어하는 것이 중요하다. 즉, Ca/S≥1.0으로 함으로써, Ca계 개재물을 핵으로서 결정립 내에 MnS의 복합 석출을 촉진함으로써, 결정 입계 상의 MnS의 석출·조대화를 억제하여, 인성을 향상시킴과 함께, 인장 변형 시의 연성 확보, 구체적으로는 드로잉값을 50％ 이상으로 하는 데에 유효하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca/S는 1.0 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Ca/S는 1.7 이상이다.
N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하
N은, 오스테나이트 안정화 원소로서, 저온 인성의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, N을 0.0050％ 이상으로 함유할 필요가 있다. 한편, N을 0.0500％를 초과하여 함유하면, 질화물 또는 탄질화물이 조대화하여, 인성이 저하한다. 따라서, N량은 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하로 한다. N량은, 0.0060％ 이상이 바람직하고, 0.0400％ 이하가 바람직하고, 0.0060％ 이상 0.0400％ 이하가 보다 바람직하다.
O: 0.0050％ 이하
O는, 산화물의 형성에 의해 저온 인성을 열화시킨다. 이 때문에, O는 0.0050％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, O량은 0.0045％ 이하이다. 또한, 과도의 O량의 저감은 정련 비용을 급등시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, O량을 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.0050％ 이하로 억제
Ti 및 Nb는, 강 중에서 고융점의 탄질화물을 형성하여 결정립의 조대화를 억제하고, 그 결과 파괴의 기점이나 균열 전파의 경로가 된다. 특히, 고Mn강에 있어서는 저온 인성을 높여, 연성을 향상하기 위한 조직 제어의 방해가 되기 때문에, Ti 및 Nb를 의도적으로 억제할 필요가 있다. 즉, Ti 및 Nb는, 원재료 등으로부터 불가피적으로 혼입되는 성분이고, Ti: 0.005 초과∼0.010％ 및 Nb: 0.005 초과∼0.010％의 범위에서 혼입되는 것이 통례이다. 그래서, 후술하는 수법에 따라, Ti 및 Nb의 불가피 혼입을 회피하고, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.0050％ 이하로 억제할 필요가 있다. Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.0050％ 이하로 억제함으로써, 상기한 탄질화물의 악영향을 배제하여, 우수한 저온 인성 그리고 연성을 확보할 수 있다. 바람직하게는, Ti 및 Nb의 함유량을 0.0050％ 미만으로 하고, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하로 한다.
Cu: 0.2％ 이상 2.0％ 미만
Cu는, 저염화물 농도 환경하에서는 내염화물 응력 부식 균열성을 개선하는 효과를 갖는다. 이 관점에서, Cu를 0.2％ 이상 함유시키는 것이 유효하다. 한편, Cu는, 고염화물 농도 환경하에서는, 반대로 내염화물 응력 부식 균열성을 악화시켜 버린다. 따라서, Cu를 함유하는 경우는, Cu량을 2.0％ 미만으로 한다. Cu량이 0.2％를 충족하지 않으면 응력 부식 균열성에 대한 효과가 얻어지지 않고, Cu량이 2.0％ 이상이면 상기의 문제에 더하여 비용 상승을 초래한다. Cu량은 0.3％ 이상이 바람직하고, 0.8％ 이하가 바람직하고, 0.3％ 이상 0.8％ 이하가 보다 바람직하다.
0＜Cu/Ni≤2
여기에서, Cu 및 Ni를 함유하는 고Mn강에 있어서, 염화물 농도에 의존하지 않고 우수한 내염화물 부식 균열성을 확실한 것으로 하려면, Cu 및 Ni의 양을 전술한 범위 내로 제어하는 것에 더하여, Cu량과 Ni량의 밸런스를, 0＜Cu/Ni≤2를 충족하도록 적정화하는 것이 간요하다. Cu/Ni＞2에서는, Cu량에 대하여 Ni량이 지나치게 적어, 고염화물 농도 환경하에 있어서 우수한 내염화물 응력 부식 균열성을 발휘할 수 없다.
상기한 필수 성분 이외의 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 여기에서의 불가피적 불순물로서는 H 등을 들 수 있고, 합계로 0.01％ 이하이면 허용할 수 있다.
본 발명에서는, 강도 및 저온 인성을 더욱 향상시키는 것을 목적으로 하고, 상기의 필수 성분에 더하여, 필요에 따라서 하기의 원소를 함유할 수 있다.
Mo: 2.0％ 이하, V: 2.0％ 이하, W: 2.0％ 이하, Mg: 0.0005∼0.0050％, REM: 0.0010∼0.0200％의 1종 또는 2종 이상
Mo, V, W: 각각 2.0％ 이하
Mo, V 및 W는, 오스테나이트의 안정화에 기여함과 함께 모재 강도의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo, V 및 W는 0.001％ 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Mo, V 및 W가 각각 2.0％를 초과하여 함유하면, 조대한 탄질화물이 생성되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있는 것 외에, 제조 비용을 압박한다. 이 때문에, 이들 합금 원소를 함유하는 경우는, 그의 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Mo, V 및 W의 각 양은, 0.003％ 이상이 보다 바람직하고, 1.7％ 이하가 바람직하고, 1.5％ 이하가 더욱 바람직하다. 또한, Mo, V 및 W의 각 양은, 바람직하게는 0.003％ 이상 1.7％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상 1.5％ 이하로 한다.
Mg: 0.0005∼0.0050％, REM: 0.0010∼0.0200％
Mg 및 REM은, 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이고, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 개재물의 형태 제어란, 전신된(elongated) 황화물계 개재물을 입자 형상의 개재물로 하는 것을 말한다. 이 개재물의 형태 제어를 통하여, 연성, 인성 및 내황화물 응력 부식 균열성을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mg는 0.0005％ 이상, REM은 0.0010％ 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 어느 원소도 많이 함유시키면, 비금속 개재물량이 증가하여, 오히려 연성, 인성, 내황화물 응력 부식 균열성이 저하하는 경우가 있다. 또한, 경제적으로 불리해지는 경우가 있다. 이 때문에, Mg를 함유하는 경우에는, 0.0005∼0.0050％, REM을 함유하는 경우에는, 0.0010％∼0.0200％로 하는 것이 바람직하다. Mg량은, 0.0010％ 이상이 보다 바람직하고, 0.0040％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0010％ 이상 0.0040％ 이하가 더욱 바람직하다. REM량은, 0.0020％ 이상이 보다 바람직하고, 0.0150％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0020％ 이상 0.0150％ 이하가 더욱 바람직하다.
[조직]
오스테나이트를 기지상으로 하는 마이크로 조직
강재의 결정 구조가 체심 입방 구조(bcc)인 경우, 당해 강재는 저온 환경하에서 취성 파괴를 일으킬 가능성이 있기 때문에, 저온 환경하에서의 사용에는 적합하지 않다. 여기서, 저온 환경하에서의 사용을 상정했을 때, 강재의 기지상은, 결정 구조가 면심 입방 구조(fcc)인 오스테나이트 조직인 것이 필수가 된다. 여기에서, 「오스테나이트를 기지상으로 한다」란, 오스테나이트상이 면적률로 90％ 이상인 것을 의미한다. 오스테나이트상 이외의 잔부는, 페라이트상 또는 마르텐사이트상이지만, 오스테나이트상이 100％여도 좋은 것은 물론이다.
[제조 방법]
본 발명의 고Mn강의 제조 방법은, 전술한 성분 조성을 갖는 강 소재를 가열하는 공정, 가열한 강 소재에 대하여 열간 압연을 실시하는 공정 및, 열간 압연을 실시한 열연판에 냉각 처리를 실시하는 공정을 포함한다. 그리고, 본 발명의 고Mn강의 제조 방법에서는, 상기 강 소재를 가열하는 공정에 있어서의 온도역을 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 하는 것, 상기 열간 압연을 실시하는 공정에 있어서의 마무리 압연 종료 온도를 750℃ 이상 950℃ 미만으로 하는 것 및, 상기 냉각 처리를 실시하는 공정에 있어서의 (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도를 0.5℃/s 이상으로 하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 고Mn강을 제조함에 있어서, 우선, 강 소재는, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을 전로나 전기로 등, 공지의 용제 방법으로 용제할 수 있다. 또한, 진공 탈가스로에서 2차 정련을 행해도 좋다. 그 때, 적합한 조직 제어의 방해가 되는 Ti 및 Nb를 전술의 범위로 제한하기 위해, 원료 등으로부터 Ti 및 Nb가 불가피적으로 혼입되는 것을 회피하고, 이들 함유량을 저감하는 조치를 취할 필요가 있다. 예를 들면, 정련 단계에 있어서의 슬래그의 염기도를 내림으로써, 이들 합금을 슬래그로 농화시켜 배출되어 최종적인 슬래브 제품에 있어서의 Ti 및 Nb의 농도를 저감한다. 또한, 산소를 취입하여 산화시켜, 환류 시에 Ti 및 Nb의 합금을 부상 분리시키는 등 방법이어도 좋다. 그 후, 연속 주조법, 조괴법 등, 공지의 주조 방법에 의해, 소정 치수의 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한, 연속 주조 후의 슬래브에 분괴 압연을 행하여 강 소재로 해도 좋다.
추가로, 상기 강 소재를, 고강도, 저온 인성 및, 연성이 우수한 강재로 조성하기 위한 제조 조건에 대해서 구체적으로 규정한다.
강 소재 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하
강재의 마이크로 조직의 결정 입경을 조대하게 하기 위해, 열간 압연 전의 가열 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 단, 가열 온도가 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 행한다. 조대한 결정립을 만들기 위해서는 고온에서의 누적 압하율을 높이는 것이 바람직하다. 즉, 저온에서 열간 압연을 행하면 마이크로 조직은 미세해지고, 또한 과도한 가공 왜곡이 들어가기 때문에 저온 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도의 하한은 강판의 표면 온도에서 750℃로 한다. 한편, 950℃ 이상의 온도 영역에서 마무리하면, 결정 입경이 과도하게 조대해져 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않게 된다. 그 때문에 950℃ 미만에서 1패스 이상의 최종 마무리 압연이 필요하다.
(마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도: 0.5℃/s 이상
열간 압연 종료 후에는 신속하게 냉각을 행한다. 열간 압연 후의 강판을 완만하게 냉각시키면 석출물의 생성이 촉진되어 저온 인성의 열화를 초래한다. 소정 온도역에 있어서 0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각함으로써 이들 석출물의 생성을 억제할 수 있다. 또한, 과도한 냉각을 행하면 강판이 왜곡되어 버려, 생산성을 저하시킨다. 그러기 위해서는, 냉각 개시 온도의 상한을 900℃로 할 수 있다. 또한, 냉각 개시 온도의 하한은 (마무리 압연 종료 온도－100℃)로 한다. 상기 온도 미만의 온도로부터 냉각을 개시하면, 열간 압연 후에 석출물의 생성이 촉진되어 저온 인성이 저하해 버리기 때문이다. 또한, 냉각 종료 온도를 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역으로 한다. 왜냐하면, 상기 온도역까지의 냉각을 행함으로써 인성 저하의 요인이 되는 탄화물의 석출을 억제할 수 있기 때문이다. 이상의 이유로부터, 열간 압연 후의 냉각 처리에 있어서는, 강판의 표면 온도로 (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 강판 표면의 평균 냉각 속도를 0.5℃/s 이상으로 한다. 한편, 공업적 생산의 관점에서는, 상기 평균 냉각 속도를 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도는 표면의 온도 변화를 기본으로 한 시뮬레이션 계산에 의해 강판의 평균 냉각 속도로서 산출한다.
또한, 전술한 주조 공정에 있어서는, 냉각 시에, 강의 표면 온도로서 1400℃에서 1300℃까지의 온도 범위에 있어서의 냉각 시간을 100s 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 주조 공정에 있어서의 냉각 시간을 상기와 같이 제어함으로써, Ca(O, S) 등의 Ca계 개재물을 핵으로 한 MnS의 복합 석출이 촉진되어, (Ca, Mn)S의 개수가 증대한다. 그 결과, MnS가 결정 입계 또는 결정립 내에서 성장하지 않아, 신장한 MnS의 비율이 감소한다. 이러한 Ca계 개재물의 형태 제어에 의해, 51％ 이상의 양호한 드로잉값을 갖는 고Mn강을 얻을 수 있다.
실시예
이하, 본 발명을 실시예에 의해 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.
전로-레이들(converter and ladle) 정련-연속 주조법으로, 표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 강 소재로서 제작했다. 이어서, 얻어진 강 슬래브를, 표 2에 나타내는 조건으로, 분괴 압연 및 열간 압연에 의해 최대로 32㎜ 두께의 강판으로 했다. 강판에 대해서, 인장 특성, 인성 및 조직 평가를 하기의 요령으로 실시했다.
(1) 인장 시험 특성
얻어진 각 강판으로부터, 판두께 15㎜를 초과하는 강판에서는 JIS4호 인장 시험편을 채취하고, 판두께 15㎜ 미만의 강판에서는, 평행부 직경 6㎜, 표점 간 거리 25㎜의 둥근 막대 인장 시험편을 채취하여 인장 시험을 실시하고, 인장 시험 특성을 조사했다. 본 발명에서는, 항복 강도 400㎫ 이상 및 인장 강도 800㎫ 이상을 인장 특성이 우수하고, 고강도인 것으로 판정했다. 또한, 드로잉값 50％ 이상을 연성이 우수한 것으로 판정했다.
(2) 저온 인성
판두께 20㎜를 초과하는 각 강판의 표면에서 판두께의 1/4까지의 위치(이하, 판두께 1/4 위치라고 나타냄), 혹은 판두께 20㎜ 이하의 각 강판의 판두께의 1/2까지의 위치(이하, 판두께 1/2 위치라고 나타냄)의 압연 방향과 평행한 방향으로부터, JIS Z2202(1998년)의 규정에 준거하여 샤르피 V 노치 풀 사이즈 시험편을 채취하고, JIS Z2242(1998년)의 규정에 준거하여 각 강판에 대해서 3개의 샤르피 충격 시험을 실시하고, －196℃에서의 흡수 에너지를 구하여, 모재의 저온 인성을 평가했다. 본 발명에서는, 3개의 흡수 에너지(vE－196)의 평균값이 100J 이상을 모재의 저온 인성이 우수한 것으로 했다. 또한, 판두께 10㎜ 미만의 강판에 대해서는, 샤르피 V 노치 하프 사이즈 시험편을 채취하여 동일한 샤르피 충격 시험을 실시했다. 판두께 10㎜ 미만의 강판에서는 평균값이 20J 이상을 모재의 저온 인성이 우수한 것으로 했다.
(3) 응력 부식 균열 시험
샘플 32 및 33에 대해서, ASTM G36에 준거한 비등 염화 마그네슘 응력 부식 균열 시험을 실시했다. 시험편은 ASTM G30 Example a에 준거한 U굽힘 시험편으로 했다. 강판의 표면하 1㎜의 위치로부터 C 방향에서 2.5㎜ 두께×20㎜ 폭×80㎜ 길이의 시험편을 채취하고, 시험편 길이 방향 중앙부를 5R로 굽히고, 시험에 공시(供試)했다.
시험 시간은 400시간으로 했다. 시험 후, 표면에 균열이 확인되지 않는 시험편을, 내염화물 응력 부식 균열성이 우수하다고 판단했다. 표 3에 있어서는, 육안으로 표면에 균열이 확인되지 않은 경우를 ○, 육안으로 표면에 균열이 확인된 경우를 ×로 하여 나타냈다.
본 발명에 따른 고Mn강은, 전술한 목표 성능(모재의 항복 강도가 400㎫ 이상, 드로잉값이 50％ 이상, 저온 인성이 흡수 에너지(vE－196)의 평균값으로 100J 이상(하프 사이즈 시험편의 경우는 20J 이상))을 만족하는 것이 확인되었다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 항복 강도, 드로잉값 및 저온 인성의 어느 하나 이상이, 전술한 목표 성능을 만족하지 못하고 있다.
또한, Cu/Ni가 소정 범위 내가 되도록 Cu 및 Ni를 함유하는 샘플 32에서는, 우수한 내염화물 응력 부식 균열성을 발휘했다. 한편, Cu/Ni가 소정 범위 외인 샘플 33에서는, 충분한 내염화물 응력 부식 균열성을 확인할 수 없었다.
Figure 112021095023275-pct00001
Figure 112021095023275-pct00002
Figure 112021095023275-pct00003

Claims (5)

  1. 질량％로,
    C: 0.10％ 이상 0.70％ 이하,
    Si: 0.10％ 이상 0.90％ 이하,
    Mn: 20％ 이상 30％ 이하,
    P: 0.030％ 이하,
    S: 0.0070％ 이하,
    Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하,
    Cr: 1.8％ 이상 7.0％ 이하,
    Ni: 0.01％ 이상 1.0％ 미만,
    Ca: 0.0005％ 이상 0.010％ 이하,
    N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    Ti: 0.0050％ 이하 및
    Nb: 0.0050％ 이하
    를 함유하고, 하기식 (1)을 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖고,
    항복 강도가 400㎫ 이상이고,
    －196℃에 있어서의 샤르피 충격 흡수 에너지의 평균값이, 풀 사이즈 시험편을 이용한 경우는 100J 이상이고, 하프 사이즈 시험편을 이용한 경우는 20J 이상이고, 드로잉값이 51% 이상인, 고Mn강.
    Ca/S≥1.0…(1)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
    Cu: 2.0％ 미만,
    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 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고Mn강.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 이상 950℃ 미만인 열간 압연을 실시하고, 그 후, 마무리 압연 종료 온도－100℃ 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 0.5℃/s 이상 200℃/s 이하의 냉각 처리를 행함으로써, 제1항 또는 제2항에 기재된 고Mn강을 얻는 고Mn강의 제조 방법.
  4. 질량％로,
    C: 0.10％ 이상 0.70％ 이하,
    Si: 0.10％ 이상 0.90％ 이하,
    Mn: 20％ 이상 30％ 이하,
    P: 0.030％ 이하,
    S: 0.0070％ 이하,
    Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하,
    Cr: 1.8％ 이상 7.0％ 이하,
    Cu: 0.2％ 이상 2.0％ 미만
    Ni: 0.1％ 이상 1.0％ 미만,
    Ca: 0.0005％ 이상 0.010％ 이하,
    N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    Ti: 0.0050％ 이하 및
    Nb: 0.0050％ 이하
    를 함유하고, 하기식 (1), (2)를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 오스테나이트를 기지상으로 하는 조직을 갖고, 드로잉값이 51% 이상인, 고Mn강.
    Ca/S≥1.0…(1)
    0＜Cu/Ni≤2…(2)
  5. 제4항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 이상 950℃ 미만인 열간 압연을 실시하고, 그 후, 마무리 압연 종료 온도－100℃ 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 0.5℃/s 이상 200℃/s 이하의 냉각 처리를 행함으로써, 제4항에 기재된 고Mn강을 얻는 고Mn강의 제조 방법.



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