KR102648171B1 - 강재 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

이 강재는, 소정의 화학 조성을 갖고, Insol.Zr: 0.0007 내지 0.0040％, Sol.Zr: 0.0010％ 이하이며, 소정의 하기 식 (1) 및 (2)로 표시되는 BF가 0.0030％ 이하이며, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자 중, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상인 (Zr, B) 함유 산화물 입자이며, Al2O3 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 5 내지 300개/㎟이다.

Description

강재 및 그 제조 방법
본 발명은, 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2019년 6월 27일에, 일본에서 출원된 일본 특허 출원 제2019-119789호, 2019년 10월 7일에, 일본에서 출원된 일본 특허 출원 제2019-184528호, 2020년4월 1일, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-065648호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
강재의 용도로서, 선박, 고층 건축물 그 밖의 건축물, 교량, 해양 구조물, LNG 저장 탱크, 그 밖의 대형 탱크, 라인 파이프 등의 용접 구조물을 들 수 있다. 근년, 컨테이너선의 적재 중량 증대 등으로 인해, 용접 구조물의 대형화가 진행되고 있다. 이에 수반하여, 강재에는 판 두께의 후육화나 고강도화가 요구되고 있다. 또한, 상기와 같은 용접 구조물에서는, 용접부에 대해서도 보다 한층의 안전성, 신뢰성의 확보가 필요해져서, 용접열 영향부의 인성(이하, 「HAZ 인성」이라고 칭하는 경우가 있음)의 향상이 과제로 되어 있다.
또한, 용접 구조물의 건조비 전체에 차지하는 용접 시공 비용은 커서, 이 비용을 삭감하기 위해서는 고능률의 용접을 행하는 것이 요구된다. 구체적으로는, 용접을 대입열로 행하고, 용접 패스 수를 저감시키는 것이 유효하다. 그러나, 대입열의 용접을 행한 경우, 일반적으로, 강재의 HAZ의 조직이 조대화하여, 인성(HAZ 인성)의 열화를 피할 수 없다.
종래, 고장력 강판의 HAZ 인성에 대하여, 오스테나이트(γ)의 결정 입경, 변태 조직, HAZ의 경도, 조대 경질 상 등이 큰 영향을 미치는 것이 알려져 있으며, HAZ 인성 향상을 위한 다양한 대책이 제안되어 있다. 이 중, HAZ 인성의 향상에는, HAZ 조직의 미세화가 가장 유효하며, 개재물을 활용하여 HAZ 조직을 미세화하는 방법이 수많이 제안되어 있다.
개재물을 활용한 HAZ 조직의 미세화에는, 개재물의 피닝 효과에 의해 결정립의 성장을 억제하는 방법과, 용접 시의 열 영향에 의해 조대화한 오스테나이트 입자 내에, 개재물을 핵으로 하여 페라이트를 생성(입자 내 변태)시켜 조직을 미세화하는 방법이 있다. 입자 내 변태에 의한 조직 미세화에 관하여, 지금까지, TiN 등의 질화물, MnS 등의 황화물 또는 고온에서도 화학적으로 안정된 산화물 등을 페라이트 생성 사이트(핵)로서 이용하는 기술이 제안되어 있다.
특허문헌 1에는, REM과 Zr을 포함하는 개재물에 의해 HAZ 인성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다.
특허문헌 2에는, 강 중에 함유되는 폭이 1㎛ 이상인 개재물의 조성에 있어서, 개재물 중의 Zr양이 5 내지 60％, REM양이 5 내지 50％, Al양이 5 내지 30％, S양이 0％초과 20％ 미만인 강판이 기재되어 있다.
특허문헌 3에는, REM, Zr, Ti, Al, Ca 및 S를 함유하는 복합 산화물을 포함하고, 강재 중의 복합 산화물에 대하여, 원 상당 직경이 3㎛ 초과인 산화물이 1㎟당 5.0개 이하이며, 또한 원 상당 직경이 0.1 내지 3㎛인 복합 산화물에 대하여, 소정의 식을 충족하는 복합 산화물 개수가 100개/㎟ 이상이며, 또한, 소정의 식을 충족하는 0.1 내지 3㎛의 복합 산화물의 평균 조성이, Al2O3: 20％ 이하, TiO2: 3 내지 20％, ZrO2: 5 내지 50％, REM 산화물: 5 내지 50％, CaO: 5 내지 50％, S: 1 내지 15％인 강재가 기재되어 있다.
특허문헌 4에는, Zr, REM 및 Ca를 함유하는 산화물을 포함하고, 강재에 포함되는 전체 개재물 중, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛인 개재물이 관찰 시야 면적 1㎟당 120개 이상, 원 상당 직경이 3㎛ 초과인 산화물이 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하이고, 또한 강재에 포함되는 개재물의 성분 조성이, 하기 식 (1)의 관계를 충족하는 강재가 기재되어 있다.
(Insol.Ti-3.4×Insol.N)/Insol.Al=1.0 내지 8 … (1)
특허문헌 5에는, 평균 조성으로, ZrO2: 5 내지 50％, REM의 산화물: 5 내지 50％, CaO: 50％ 이하를 만족시키는 개재물이며, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛인 개재물이 관찰 시야 면적 1㎟당 120개 이상, 원 상당 직경이 3㎛ 초과인 산화물이 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하, 원 상당 직경이 5㎛ 초과인 산화물이 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하이고, 전체 개재물의 개수에 대하여, REM과 Zr의 몰비(REM/Zr)가 0.6 내지 1.4를 만족시키는 REM 및 Zr 함유 개재물 Ⅰ의 개수 비율이 30％ 이상이거나, 및/또는 전체 개재물의 개수에 대하여, REM과 Zr의 합계 몰수와, Al과 Ca와 Ti의 합계 몰수의 비[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]가 0.5 내지 1.2를 만족시키는 REM, Zr, Al, Ca 및 Ti 함유 개재물 Ⅱ의 개수 비율이 40％ 이상인 강재가 기재되어 있다.
그러나, 이들 기술에서는 일정한 HAZ 인성 향상 효과는 얻어지지만, 대입열 용접의 HAZ에 있어서는 반드시 충분한 인성이 얻어진다고는 할 수 없었다.
또한, 선박, 고층 건축물, 그 밖의 건축물, 교량, 해양 구조물, LNG 저장 탱크, 그 밖의 대형 탱크, 라인 파이프 등의 구조물에 사용되는 강재에는, 구조물의 취성 파괴를 억제하기 위해서, 취성 파괴가 전반되는 것을 억제하는 능력인 어레스트성(취성 파괴 전반 정지 기능)이 요구되는 경우도 있다. 특히 고강도 두꺼운 강판에서는, 어레스트성을 향상시키는 것이 요망되고 있다.
그러나, 특허문헌 1 내지 5에서는, 어레스트성에 대해서는 고려되어 있지 않았다.
일본 특허 공개 제2008-291347호 공보 일본 특허 공개 제2014-214371호 공보 일본 특허 공개 제2014-185364호 공보 일본 특허 공개 제2014-1432호 공보 일본 특허 공개 제2012-162797호 공보
본 발명은, 우수한 HAZ 인성, 특히, 입열 35kJ/㎜ 이상의 대입열 용접의 HAZ에 있어서 우수한 인성을 갖는 강재 및 그 제조 방법의 제공을 과제로 한다.
또한, 본 발명은, 우수한 HAZ 인성, 특히, 입열 35 kJ/㎜ 이상의 대입열 용접의 HAZ에 있어서 우수한 인성을 갖고, 더욱 우수한 어레스트성을 가지며, 고강도의 강재 및 그 제조 방법의 제공을 바람직한 과제로 한다.
본 발명자들은, HAZ에 있어서의 조직 미세화를 위한 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 Zr 함유 산화물 및 B 질화물에 착안하여 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 주로 하기 (A) 내지 (E)의 새로운 지견을 얻었다.
(A) 강 중에 있어서의 Sol.Zr이 적을수록 HAZ 인성은 개선되는 경향이 있고, 강 중에 있어서의 Sol.Zr은 0.0010질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서, Sol.Zr은 산가용성 Zr이며, 전해 추출 잔사 분석법 등으로 측정 가능한, 강 중에 고용되어 있는 Zr에 상당한다.
(B) Zr 및 B의 함유에 의해, 강 중에서는 Zr 함유 산화물을 핵으로 하여 B 질화물이 석출된다. 이러한 B 질화물이 석출된 (Zr, B) 함유 산화물 입자는, Zr 함유 산화물에 비하여, 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 보다 유효하게 기능한다. 이러한 (Zr, B) 함유 산화물 입자를 얻는 경우, 정련 공정에 있어서 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, 이어서, B를 첨가함으로써, 강에 고용하는 B양인 BF를 0.0030질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
(C) (Zr, B) 함유 산화물 입자에 포함되는 Al2O3이 개재물 입자의 조성에 있어서 50질량％ 이하이면, (Zr, B) 함유 산화물 입자가 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 보다 한층 유효하게 기능한다. Al2O3을 50질량％ 이하로 하는 경우, 정련 공정에 있어서 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, 그 후, 연속 주조하는 것이 바람직하다.
(D) (Zr, B) 함유 산화물 입자 중, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상이고, 또한, Al2O3 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 5 내지 300개/㎟인 경우, HAZ에 입자 내 페라이트가 미세하고도 다량으로 생성되어, HAZ 인성이 향상된다.
(E) 강탈산 원소로서 작용하는 Al을 강 중에 과잉으로 함유하면, Zr 함유 산화물의 생성이 저해된다. 용강 중의 용존 산소량을 확보하고, Zr 함유 산화물을 강 중에 생성시키기 위해서, Al 함유량은 0.010질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ca, Mg, REM과 같이, Al보다도 탈산력이 더 강한 원소는 합계 0.0005질량％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명자들은, 상기 (A) 내지 (E) 외에도, 마이크로 조직, 및 판 두께 방향의 결정립계 밀도 또는 판 두께 방향의 집합 조직을 제어함으로써, 강재 표면에 평행한 방향, 예를 들어 압연 방향과 수직 또는 평행한 방향의 어레스트성이 향상된다는 것을 발견하였다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 본 발명의 일 양태에 따른 강재는, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.040 내지 0.160％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 0.70 내지 2.50％, P: 0.030％ 이하, S: 0.008％ 이하, Al: 0.010％ 이하, Ca, Mg 및 REM의 함유량의 합계: 0.0005％ 이하, N: 0.0010 내지 0.0080％, O: 0.0005 내지 0.0040％, Ti: 0.003 내지 0.024％, Zr: 0.0007 내지 0.0050％, B: 0.0003 내지 0.0040％, Cu: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 2.50％, Cr: 0 내지 1.00％, Mo: 0 내지 0.50％, Nb: 0 내지 0.050％, V: 0 내지 0.150％, W: 0 내지 1.00％, Sn: 0 내지 0.50％, 잔부: Fe 및 불순물 원소로 이루어지고, Insol.Zr: 0.0007 내지 0.0040％, Sol.Zr: 0.0010％ 이하이며, 하기 식 (1) 및 (2)로 표시되는 BF가 0.0030％ 이하이며, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자 중, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상인 (Zr, B) 함유 산화물 입자이며, Al2O3 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 5 내지 300개/㎟이다.
BF'=B-[N-{Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.734/48)}×(14/47.867)]×(10.811/14) … (1)
BF'>B의 경우 BF=B, 0≤BF'≤B의 경우 BF=BF', BF'<0의 경우 BF=0 … (2)
단, 식 (1) 및 식 (2) 중의, N, Ti, O 및 B는, 강 중에 포함되는 N, Ti, O, B의 질량％에 의한 함유량이며, Insol.Zr은, 산불용성 Zr의 질량％에 의한 함유량이다.
[2] 상기 [1]에 기재된 강재는, 상기 화학 조성이, 질량％로, Cu: 0.10 내지 1.00％, Ni: 0.10 내지 2.50％, Cr: 0.10 내지 1.00％, Mo: 0.01 내지 0.50％, Nb: 0.003 내지 0.050％, V: 0.010 내지 0.150％, W: 0.01 내지 1.00％, 및 Sn: 0.03 내지 0.50％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 강재는, 상기 화학 조성이, 질량％로, Nb: 0.003 내지 0.050％를 함유하고, 상기 BF가 0.0020％ 이하이며, 하기 식 (3)으로 표시되는 탄소 당량 Ceq가, 0.30％ 내지 0.55％이며, 면적률로 5 내지 70％의 페라이트와, 면적률로 30％ 이상의 베이나이트와, 면적률로 0 내지 15％의 펄라이트와, 면적률로 0 내지 5％의 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직을 함유하는 마이크로 조직을 갖고, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서의 결정립계 밀도가 500 내지 1100㎜/㎟이며, 판 두께의 1/4부의 위치에 있어서의 결정립계 밀도가 400 내지 1000㎜/㎟이며, 판 두께의 1/2부의 위치에 있어서의 결정립계 밀도가 300 내지 900㎜/㎟여도 된다.
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 … (3)
식 (3) 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.
[4] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 강재는, 상기 화학 조성이, 질량％로, Nb: 0.003 내지 0.050％를 함유하고, 상기 BF가 0.0020％ 이하이며, 하기 식 (4)로 표시되는 탄소 당량 Ceq가, 0.30％ 내지 0.55％이며, 면적률로 5 내지 70％의 페라이트와, 면적률로 30％ 이상의 베이나이트와, 면적률로 0 내지 15％의 펄라이트와, 면적률로 0 내지 5％의 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직을 함유하는 마이크로 조직을 갖고, 주 압연 방향에 대하여 수직인 면인 수직면의, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, {110}면이 상기 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 30 내지 60％이며, 상기 수직면의 판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 상기 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 10 내지 40％이며, 상기 수직면의 판 두께의 1/2부에 있어서, {110}면이 상기 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 40 내지 70％여도 된다.
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 … (4)
식 (4) 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.
[5] 본 발명의 다른 양태에 따른 강재의 제조 방법은, 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 강재의 제조 방법이며, 용강에 대하여 진공 탈가스를 행하고, 상기 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, Zr 첨가로부터 1.0 내지 5.0분 경과 후에 B를 첨가하는 정련 공정과, 상기 정련 공정 후의 상기 용강에 대하여 연속 주조를 행하여 주편으로 할 때, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.5℃/초 이하로 하는 연속 주조 공정과, 상기 연속 주조 공정 후의 상기 주편을 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정 후의 상기 주편을 열간 압연하여 강재로 하는 열간 압연 공정을 구비한다.
[6] 상기 [5]에 기재된 강재의 제조 방법은, [3]에 기재된 강재의 제조 방법이며, 상기 가열 공정에서는, 가열로 내에 재로 중의 상기 주편의 표면 온도의 최고 온도가, 950 내지 1150℃의 범위가 되도록 가열하고, 상기 열간 압연 공정은, 조압연 공정과, 마무리 압연 공정과, 냉각 공정을 순차 행하는 공정이며, 상기 조압연 공정에서는, 상기 가열 공정에서 가열한 상기 주편을, 하기 식 (5)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서, 누적 압하율 10 내지 75％로 압연하고, Ar3이 하기 식 (6)으로 표시될 때, 상기 마무리 압연 공정에서는, 마무리 압연 온도를 (Ar3-50)℃ 이상, 상기 재결정 온도 Trex(℃) 미만으로 하고, 누적 압하율 45 내지 75％의 조건에서 압연하고, 상기 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 (Ar3-100)℃ 이상, 상기 재결정 온도 Trex(℃) 미만의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를 0℃ 이상, 600℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를 2 내지 15℃/초로 하는 조건에서 냉각해도 된다.
Trex(℃)=-91900×[Nb*]2+9400×[Nb*]+770 … (5)
Ar3(℃)=910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo … (6)
[Sol.Nb]=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) … (7)
단, 식 (5) 중의 [Nb*]는, 식 (7)로 표시되는 [Sol.Nb]와, 강 중의 Nb 함유량(질량％)의 관계가, Nb≥[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=[Sol.Nb]로 하고, Nb<[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=Nb로 하고,
식 (6) 내지 식 (7)의 원소 기호는 강 중에 포함되는 각 원소의 질량％에 의한 함유량이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입하고,
식 (7) 중의 T는 상기 가열 공정에서의 상기 주편의 추출 시의 상기 주편의 단위 ℃에서의 온도이다.
[7] 상기 [5]에 기재된 강재의 제조 방법은, [4]에 기재된 강재의 제조 방법이며, 상기 가열 공정에서는, 가열로에서 추출할 때의 상기 주편의 전체 두께 평균 온도가, 950 내지 1200℃의 범위가 되도록 가열하고, 상기 열간 압연 공정은, 조압연 공정과, 1차 냉각 공정과, 마무리 압연 공정과, 2차 냉각 공정을 순차 행하는 공정이며, 상기 조압연 공정에서는, 상기 가열 공정에서 가열한 상기 주편을, 하기 식 (8)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서, 누적 압하율 10 내지 75％로 압연하고, Ar3이 하기 식 (9)로 표시될 때, 상기 1차 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를, Ar3℃ 이상, 1050℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를, 500℃ 이상, (Ar3-30)℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를, 35 내지 100℃/초로 하는 조건에서 냉각하고, 상기 마무리 압연 공정에서는, 마무리 압연 온도가 750 내지 850℃, 압연 패스 수가 4 내지 15 패스, 압연 형상비의 평균값이 0.5 내지 1.0, 누적 압하율이 45 내지 75％로 되는 조건에서 압연하고, 상기 2차 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 (Ar3-100)℃ 이상으로 하고, 하기 식 (8)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 미만의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를 0℃ 이상, 600℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를 2 내지 15℃/초로 하는 조건에서 냉각해도 된다.
Trex=-91900×[Nb*]2+9400×[Nb*]+770 … (8)
Ar3(℃)=910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo … (9)
[Sol.Nb]=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) … (10)
단, 식 (8) 중의 [Nb*]는, 식 (10)으로 표시된 [Sol.Nb]와, 강 중의 Nb 함유량(질량％)의 관계가, Nb≥[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=[Sol.Nb]로 하고, Nb<[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=Nb로 하고,
식 (9) 내지 식 (10)의 원소 기호는 강 중에 포함되는 각 원소의 질량％에 의한 함유량이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입하고,
식 (10) 중의 T는 상기 가열 공정에서의 상기 주편의 추출 시의 상기 주편의 단위 ℃에서의 온도이다.
[8] 상기 [6] 또는 [7]에 기재된 강재의 제조 방법은, 상기 열간 압연 공정 후에, 상기 강재를 350 내지 650℃의 범위로 가열하는 템퍼링을 행하는 템퍼링 공정을 구비해도 된다.
본 발명의 상기 양태에 의하면, 우수한 HAZ 인성, 특히, 입열 35kJ/㎜ 이상의 대입열 용접의 HAZ에 있어서 우수한 인성을 갖는 강재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 바람직한 양태에 의하면, 우수한 HAZ 인성, 특히, 입열 35kJ/㎜ 이상의 대입열 용접의 HAZ에 있어서 우수한 인성을 갖고, 우수한 어레스트성을 갖고, 고강도인 강재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
Ti 산화물이나 B 질화물은 용접 금속이나 HAZ로 분산하고, 그 조직을 미세화하는 효과를 갖는 것이 알려져 있다. 이에 반하여, Zr은 일반적으로 강재에 첨가되는 원소가 아니라, Zr 함유에 의한 효과에 관하여, 과거에 행해진 연구는 매우 한정되어 있었다.
특히, 지금까지, Zr 함유 산화물에 추가로 복합 석출된 B 질화물이, 강재의 HAZ 조직의 미세화 및 그것에 의한 HAZ 인성 향상에 어떻게 영향을 미칠지에 대하여 검토된 적은 없다. 또한, Zr 함유 산화물의 조성과 B 질화물의 관계에 대해서도 검토된 적은 없다.
본 발명자들은, HAZ 조직 미세화를 위한 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 Zr 함유 산화물 및 B 질화물에 착안하여, 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 주로 하기 (a) 내지 (e)의 새로운 지견을 얻었다.
(a) HAZ 조직의 미세화에 기여하는 Zr 함유 산화물을 소정의 개수 밀도 이상 얻기 위해서는, Zr 함유량을 일정량 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강 중의 Zr의 전부가 산화물을 형성하는 것이 아니라, 일부의 Zr은 산화물을 형성하지 않고 강 중에 잔존한다. 이 산화물을 형성하지 않는 Zr(Sol.Zr)은, HAZ뿐만 아니라 강재 자체의 인성을 현저하게 열화시킨다. 그 때문에, HAZ 인성 및 강재 자체의 인성을 확보하기 위해서는, 강 중에 있어서의 Sol.Zr을 저감시킬 필요가 있다. Sol.Zr이 적을수록 인성은 개선되는 경향이 있다. HAZ 인성이 우수한 강재를 얻기 위해서는 Sol.Zr 함유량을 0.0010질량％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 한층의 HAZ 인성 개선을 위해서는 Sol.Zr 함유량을 0.0003질량％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
(b) Zr 함유 산화물을 분산시킨 강에서는, 개재물의 개수가 증가해도, 모든 개재물이 페라이트의 생성 사이트로서 기능하는 것이 아니라, 페라이트 생성 사이트로서 기능하는 개재물과, 생성 사이트로서 기능하지 않는 개재물이 존재한다는 것을 알 수 있다.
본 발명자들은, 보다 유효하게 페라이트 생성을 촉진시키기 위해서 여러 원소에 대하여 검토하였다. 그 결과, B를 일정량 이상 함유시킴으로써, 주조, 열간 압연 또는 용접 시에, Zr 함유 산화물을 핵으로 하여 B 질화물이 석출되고, 이 복합 석출물인 (Zr, B) 함유 산화물 입자가, 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 보다 한층 유효하게 기능한다는 것을 발견하였다.
즉, B 질화물에 의해, 단독으로는 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 기능하기 어려운 Zr 함유 산화물도, 페라이트 생성 사이트로 되어, 보다 효율적으로 HAZ 조직의 미세화에 기여한다. 본 발명자들이 검토한 결과, (Zr, B) 함유 산화물 입자를 얻기 위해서는, 정련 공정에 있어서 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, 이어서, B를 첨가함으로써, 강에 고용하는 B양인 BF를 0.0030질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다는 것을 알 수 있다.
(c) 강 중에서는, B 이외에도 Ti가 질화물 형성 원소로서 작용한다. 그 때문에, B 질화물을 효율적으로 석출시키기 위해서는, Ti 질화물의 생성을 억제할 필요가 있다. 본 발명자들은, 산화물, 질화물을 포함한 개재물의 생성 기구를 밝히고, B 질화물을 생성시키기 위한 조건을 밝히기 위해서 검토를 행하였다.
Ti, Zr, B를 포함하는 용강 중에서는, 우선 Ti보다도 탈산력이 강한 Zr이 우선적으로 산화물로 되고, 남은 산소(O)와 Ti가 결합하여, Zr과 Ti의 복합 산화물로 된다. 이어서, 산화물을 형성하지 않고 남은 Ti는, 질소(N)와 결합하여 질화물을 형성한다. 이어서, Ti와 결합하지 않고 남은 질소가 B 질화물을 형성한다고 생각된다.
Zr은 ZrO2, Ti는 Ti2O3 및 TiN, B는 BN을 각각 형성한다고 생각되므로, 이들의 원자량 또는 분자량을 기초로, 하기 식 (A1)을 이용하여, B 질화물로 되는 B(BasBN)의 함유량(질량％)을 구할 수 있다. 그리고, 하기 식 (A2)에 나타내는 바와 같이, 강에 함유시키는 B로부터 B 질화물이 되는 B를 차감한 차분을, 강에 고용하는 B의 계산값(BF')으로 한다. 그리고, 하기 식 (A2)로 구한 계산값 BF'와 강 중의 B양의 관계가 BF'>B인 경우에는, 강 중의 B양을, 강에 고용하는 B양(BF)으로 한다(BF=B). 또한, 0≤BF'≤B인 경우에는, 하기 식 (A2)로 구한 계산값 BF'를, 강에 고용하는 B양(BF)으로 한다(BF=BF'). 또한, BF'<0의 경우에는, 강에 고용하는 B양(BF)을 0질량％로 한다(BF=0). 이와 같이 하여 구해지는 BF를 0.0030질량％ 이하로 함으로써, B 질화물에 의한 HAZ 인성 개선 효과가 얻어진다고 생각된다.
BasBN=(N-(Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.734/48))×(14/47.867))×(10.811/14) … (A1)
BF'=B-BasBN … (A2)
여기서, 식 (A1) 중의 N, Ti 및 O는, 강 중에 포함되는 각 원소(N, Ti, O)의 함유량(질량％)이며, Insol.Zr은, 산불용성 Zr의 함유량(질량％)이다.
또한, 식중 (A2)의 B는, 강 중에 포함되는 B 함유량(질량％)이며, BasBN은 식 (A1)로 구해지는 값이다.
BF가 0.0030질량％ 이하로 되는 성분을 갖는 강편을 열간 압연하여 얻어진 강재에는, 미세한 Zr 함유 산화물(주로 Zr과 Ti를 함유하는 복합 산화물)이 분산된다. 또한, 일부의 Zr 함유 산화물에는, 추가로 B 질화물이 복합 석출된다.
B 질화물은 용접 시에 1200℃ 초과의 온도역으로 가열되면 재고용되지만, Zr 함유 산화물은 1400℃로 가열되어도 안정적으로 존재한다. 따라서, 용접의 가열 시에 B 질화물은 고용하고, 고용 B가 Zr 함유 산화물의 주위에 편재된다. 이 고용 B는 용접 후의 냉각 과정에 있어서 산화물을 핵으로 하는 B 질화물로서 재석출된다고 생각된다.
(d) 또한, Zr 함유 산화물에 B 질화물을 효율적으로 석출시키기 쉽게 하기 위해서는, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 조성을 제어할 필요가 있다. 구체적으로는, (Zr, B) 함유 산화물 입자에 포함되는 Al2O3 조성을 50질량％ 이하로 하면, B 질화물이 보다 효율적으로 석출되어, 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 보다 한층 유효하게 기능하게 된다.
(e) 또한, Al은, 강 중에 있어서 강탈산 원소로서 작용하므로, 다량으로 강 중에 함유되면, Zr이나 Ti의 산화물 생성을 저해한다. 용강 중의 용존 산소량을 확보하고, Zr 함유 산화물을 강 중에 생성시키기 위해서, Al 함유량은 0.010질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Al 함유량을 0.005질량％ 이하로 한다. Ca, Mg, REM과 같이, Al보다도 강력한 탈산 원소는 합계 0.0005질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이들 조건을 충족하는 강재에서는, 소정의 사이즈의 (Zr, B) 함유 산화물 입자가, 소정의 개수를 충족하도록 생성된다. 또한, 이 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 대부분은, Zr과 Ti를 함유하는 복합 산화물이며, 산화물을 핵으로 하여 B 질화물이 석출되고, 또한, Al2O3 조성(조성에 있어서의 Al2O3의 비율)이 50질량％ 이하로 되어 있다. 그리고, 이 강재에 대하여 실제로 대입열 용접을 행해 보면, 산화물의 입자는, HAZ에 있어서 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 유효하게 기능하고, HAZ 조직의 미세화를 통하여 HAZ 인성을 개선시킨다는 사실이 밝혀졌다.
또한, 본 발명자들은, 상술한, (Zr, B) 함유 산화물 입자를 생성시킨 강재에 있어서, 강재의 어레스트성을 향상시키기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 주로 하기 (f) 내지 (g)의 새로운 지견을 얻었다.
(f) BF를 0.0020질량％ 이하로 하면, 강재의 조직이 미세화함으로써 어레스트성을 향상시킬 수 있다.
(g) 강재의 화학 조성 및 Zr 함유 산화물에 더하여, 마이크로 조직, 및 판 두께 방향의 결정립계 밀도 또는 판 두께 방향의 집합 조직을 제어함으로써, 강재 표면에 평행한 방향, 예를 들어 압연 방향과 수직 또는 평행한 방향의 어레스트성을 향상시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 강재(본 실시 형태에 따른 강재)에 대하여 상세히 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강재는, 질량％로, C: 0.040 내지 0.160％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 0.70 내지 2.50％, P: 0.030％ 이하, S: 0.008％ 이하, Al: 0.010％ 이하, N: 0.0010 내지 0.0080％, O: 0.0005 내지 0.0040％, Ti: 0.003 내지 0.024％, Zr: 0.0007 내지 0.0050％, B: 0.0003 내지 0.0040％, Ca, Mg 및 REM의 함유량의 합계: 0.0005％ 이하를 함유하고, 필요에 따라서, Cu: 1.00％ 이하, Ni: 2.50％ 이하, Cr: 1.00％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Nb: 0.050％ 이하, V: 0.150％ 이하, W: 1.00％ 이하 및 Sn: 0.50％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부: Fe 및 불순물 원소로 이루어지며, Insol.Zr: 0.0007 내지 0.0040％, Sol.Zr: 0.0010％ 이하이고, 하기 식 (B1) 및 (B2)로 표시되는 BF가 0.0030％ 이하이고, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자 중, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상인 (Zr, B) 함유 산화물 입자이며, Al2O3 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 5 내지 300개/㎟이다.
BF'=B-[N-{Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.734/48)}×(14/47.867)]×(10.811/14) … (B1)
BF'>B의 경우 BF=B, 0≤BF'≤B의 경우 BF=BF', BF'<0의 경우 BF=0 … (B2)
단, 식 (B1) 및 식 (B2) 중의, N, Ti, O 및 B는, 강 중에 포함되는 N, Ti, O, B의 질량％에 의한 함유량이며, Insol.Zr은, 산불용성 Zr의 질량％에 의한 함유량이다.
우선, 본 실시 형태에 따른 강재의 화학 조성에 대하여 설명한다. 이하의 화학 조성의 설명에서는, 각 원소의 함유량에 관한 「질량％」를 「％」로 표기한다.
C: 0.040 내지 0.160％
C는, 강재의 강도와 인성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, C 함유량을 0.040％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이상, 보다 바람직하게는 0.060％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.160％를 초과하면, 양호한 HAZ 인성을 확보하는 것이 곤란해지므로, C 함유량은 0.160％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.140％ 이하, 보다 바람직하게는 0.120％ 이하이다.
Si: 0.01 내지 0.50％
Si는, 탈산 원소 및 강화 원소로서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Si 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이상, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다.
한편, Si 함유량이 0.50％를 초과하면, HAZ 인성이 크게 열화되므로, Si 함유량은 0.50％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.40％ 이하, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하 또는 0.30％ 이하이다.
Mn: 0.70 내지 2.50％
Mn은, 강재의 강도와 인성을 경제적으로 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Mn 함유량을 0.70％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.90％ 이상, 보다 바람직하게는 1.20％ 이상이다.
한편, Mn 함유량이 2.50％를 초과하면, 중심 편석이 현저해지고, 중심 편석이 발생한 부분의 강재와 HAZ의 인성이 열화된다. 그 때문에, Mn 함유량은, 2.50％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이하, 보다 바람직하게는 1.80％ 이하 또는 1.60％ 이하이다.
P: 0.030％ 이하
P는, 불순물로서 강 중에 존재하는 원소이다. HAZ 인성을 안정적으로 확보하기 위해서, P 함유량을 0.030％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.020％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.015％ 이하이다. 하한은 0％이지만, P 함유량을 저감시키기 위한 비용을 고려하여, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
S: 0.008％ 이하
S는, 불순물로서 강 중에 존재하는 원소이다. S 함유량이 0.008％를 초과하면 중심 편석부에 있어서 연신한 MnS가 다량으로 생성되고, 강재 및 HAZ의 인성이나 연성이 열화된다. 이 때문에 S 함유량을 0.008％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이하이다. S 함유량은 적을수록 바람직하므로 하한은 특별히 규정하지 않고 0％여도 되지만, 제조 비용의 관점에서, S 함유량은 0.0001％ 이상이어도 된다.
Al: 0.010％ 이하
Al은, 일반적으로는, 탈산 원소로서, 적극적으로 첨가되는 원소이다. 그러나, Al은 우선적으로 산소와 반응하기 쉬우므로, 그 함유량이 과잉인 경우에는, 원하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 형성이 불충분해진다. 이 경우, HAZ에 있어서의 유효한 페라이트 생성 사이트가 감소한다. 또한, Al 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 클러스터 상의 알루미나(Al2O3)계 개재물의 형성이 조장되어, 강재 및 HAZ의 인성이 열화된다. 따라서, Al 함유량은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 허용할 수 있는 Al 함유량은 0.010％ 이하이다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하로 한다. Al 함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 0.0005％ 이상 또는 0.001％ 이상으로 해도 된다.
Ca, Mg 및 REM의 합계: 0.0005％ 이하
Ca, Mg 및 REM은, Al보다도 더욱 우선적으로 산소와 반응하기 쉬운 원소이다. 원하는 (Zr, B) 함유 산화물을 형성시키기 위해서, Ca, Mg 및 REM의 함유량의 합계를 0.0005％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ca 함유량이 0.0003％ 미만, Mg 함유량이 0.0003％ 미만, 또한 REM 함유량이 0.0003％ 미만이며, 그 함유량의 합계를 0.0005％ 이하로 한다.
N: 0.0010 내지 0.0080％
N은, 본 실시 형태에 따른 강재에 있어서 중요한 원소이다. 본 실시 형태에 따른 강재에서는, 그 제조 공정에 있어서, 강편 가열 시에 오스테나이트 입경이 커지는 것을 억제하기 위해서, Ti 질화물을 형성시킨다. 본 실시 형태에 따른 강재에서는, 이 Ti 질화물을 형성시키기 위해서, N 함유량을 0.0010％ 이상으로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0015％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이상이다.
한편, N 함유량이 0.0080％를 초과하면, 강재가 취화된다. 그 때문에, N 함유량은 0.0080％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0065％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.
O: 0.0005 내지 0.0040％
O는 강 중에 함유되는 원소이며, 용존, 혹은 산화물로서 존재한다. 양자를 명확하게 분리하는 것은 곤란하기 때문에, 본 발명에서의 O 함유량은 양자를 합친 전체 산소 함유량(T. O라고도 기재함)으로 한다. 강재 중의 O 함유량이 0.0005％ 미만이 되면, 인성 확보에 필요한 산화물 분산 수를 얻지 못한다. 그 때문에, O 함유량을 0.0005％ 이상으로 한다.
한편, O 함유량이 0.0040％를 초과하면 용강의 청정성이 악화됨과 함께, 용강 단계에서 노즐 폐색과 같은 생산성이 저하되는 요인으로 될 수 있다. 이 때문에, 강재 중의 O 함유량을, 0.0040％ 이하로 한다.
또한, 강의 정련 공정에 있어서 Zr을 첨가하기 전의 용강에, 용존 산소가 0.0050％를 초과해서 함유되어 있는 경우, Zr 첨가에 의해 생성하는 ZrO2양이 많아져서, 용강을 연속 주조할 때의 턴디쉬에 대한 주입 노즐의 폐색의 리스크가 높아진다. 또한, Zr을 첨가하기 전의 용강 용존 산소가 높으면, (Zr, B) 함유 산화물 입자 중의 Al2O3의 비율이 증대되는 경우가 있다. 그 때문에, 용강 단계에서 Zr 첨가 전에 용존 산소를 0.0050％ 이하로 저감시켜 두는 것이 바람직하다.
Ti: 0.003 내지 0.024％
Ti는, Zr과 함께 (Zr, B) 함유 산화물 입자를 형성하는 원소이다. 이 (Zr, B) 함유 산화물 입자는 HAZ에 있어서의 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 기능하고, HAZ 조직의 미세화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량은 0.003％ 이상으로 한다. Ti 함유량은 바람직하게는 0.005％ 이상이다.
한편, Ti는 질화물을 생성한다. Ti 질화물이 다량으로 생성되면 B 질화물의 생성량이 억제되어, 본 실시 형태에서 원하는 효과를 얻지 못하게 된다. 또한, 과잉인 Ti는 TiC를 형성하고, 강재 및 HAZ의 인성을 열화시킨다. 따라서, Ti 함유량은 0.024％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이하이다.
Zr: 0.0007 내지 0.0050％
강재에 포함되는 Zr 함유량은, 후술하는 Sol.Zr와 Insol.Zr의 함유량의 합계이다. Zr 함유량은 0.0007％ 이상이며, 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. Zr 함유량은, Insol.Zr의 상한과 Sol.Zr의 상한의 합계, 즉, 0.0050％ 이하이고, 바람직하게는 0.0040％ 이하이다.
Sol.Zr: 0.0010％ 이하
Sol.Zr은, 산가용성 Zr, 즉, 강 중에 고용하고 있는 Zr을 나타낸다. Sol.Zr 함유량이 증가하면, HAZ 인성이 현저하게 열화된다. 그 때문에, 그 함유량을 0.0010％ 이하로 한다. Sol.Zr 함유량은 적을수록 바람직하므로 하한은 특별히 규정하지 않고, 0％여도 된다.
Insol.Zr: 0.0007 내지 0.0040％
Insol.Zr은, 산불용성 Zr이며, (Zr, B) 함유 산화물 입자 등의 개재물 중에 포함되는 Zr이다. Zr은 입자 내 변태의 핵으로 되는 산화물을 형성하는 중요한 원소이다. 그러나, Insol.Zr이 0.0007％보다도 적으면, 인성 확보에 필요한 산화물 조성으로 되지 않는다. 그 때문에, Insol.Zr 함유량을 0.0007％ 이상으로 한다.
한편, Insol.Zr 함유량이 0.0040％를 초과하는 경우, 그 대부분이 용강 단계에서 생성된 ZrO2이며, 노즐 폐색이 발생하는 빈도가 높아진다. 이 때문에, 강재 중의 Insol.Zr은 0.0040％ 이하로 한다.
용강 단계에서는 Sol.Zr 및 Insol.Zr의 함유량에 대한 제한은 특별히 없지만, 용존 산소에 대하여 Zr이 과잉으로 첨가되면, 강재까지 Sol.Zr이 많이 잔존하는 것 외에도, 용존 산소 농도가 저하되어 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 저하되어버린다. 이 때문에, 용강 단계에서의 Sol.Zr 함유량은 0.0020％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 노즐 폐색을 발생시키지 않기 위해서도, 용강 단계에서의 Insol.Zr 함유량은 0.0020％ 이하인 것이 바람직하다.
상술한 Insol.Zr 및 Sol.Zr의 함유량은, 전해 추출 잔사 분석법에 의해 측정 할 수 있다. 전해 추출 잔사 분석법은, 강을 비수 용매(아세틸아세톤-메탄올 용액 등) 중에서의 전해에 의해 모상을 용해시켜, 잔사(석출물이나 개재물)를 구멍 직경 0.2㎛의 필터로 추출하고, 분리하는 방법이다. 분리 후, 용액에 포함되는 Zr의 양이 Sol.Zr 함유량이며, 잔사에 포함되는 Zr의 양이 Insol.Zr 함유량이다.
B: 0.0003 내지 0.0040％
B는, 강재의 ??칭성을 향상시킴과 함께, Zr 함유 산화물의 주위에 BN으로서 석출하여 (Zr, B) 함유 산화물 입자를 형성하고, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 입자 내 변태능을 향상시키는 원소이다. Zr 함유 산화물의 주위에 BN으로서 석출시키기 위해서는, B가 적어도 0.0003％ 이상 포함되어 있을 필요가 있다.
한편, B 함유량이 0.0040％를 초과해도 효과가 포화되기 때문에, B 함유량은 0.0040％ 이하로 한다.
강재 중의 B 함유량을 상기 범위로 하기 위해서, 용강 단계에 있어서도 B 함유량은 0.0003 내지 0.0040％의 범위인 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 강재는, 상기 각 원소를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지는 것을 기본으로 한다. 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석, 스크랩 등의 원료로부터, 또는 그 밖의 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 특성에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
그러나, 본 실시 형태에 따른 강재에는, Fe의 일부 대신에, 강도를 더욱 높일 목적으로, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb 및 V로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 후술하는 범위에서 함유시켜도 된다. 또한, 내식성을 높일 목적으로, W 및 Sn으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종을 후술하는 범위에서 함유시켜도 된다. Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, W 및 Sn은 필수 원소가 아니므로, 이들 원소의 하한은 0％이다. 이하, 이들 원소의 바람직한 함유량에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강재는, 질량％로, Cu: 1.00％ 이하, Ni: 2.50％ 이하, Cr: 1.00％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, Nb: 0.050％ 이하, V: 0.150％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.
Cu: 0 내지 1.00％
Cu를 함유함으로써, 강재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있으므로 함유시켜도 된다. Cu의 함유 효과를 안정적으로 얻기 위해서, Cu 함유량을 0.10％ 이상으로 해도 된다. 강재의 강도 및 인성의 향상을 위해서, Cu 함유량을 0.10％ 이상 또는 0.20％ 이상으로 해도 된다.
한편, Cu 함유량이 너무 많으면, 합금 비용 상승에 적당한 성능의 개선이 보이지 않고, 오히려 강재 표면 균열의 원인으로 되는 경우가 있다. 그 때문에, Cu 함유량을 1.00％ 이하로 한다. 또한, HAZ 인성이나 용접성의 향상을 위하여, Cu 함유량은, 필요에 따라서, 0.90％ 이하, 0.80％ 이하, 0.50％ 이하, 또는 0.30％ 이하로 해도 된다.
Ni: 0 내지 2.50％
Ni는, 강의 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이므로 함유시켜도 된다. 또한, Ni는 고용 상태에 있어서 강의 매트릭스(생지)의 인성을 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 강재의 강도 및 인성의 향상을 위해 Ni 함유량을 0.20％ 이상으로 해도 된다.
한편, Ni 함유량이 너무 많으면, HAZ 인성이나 용접성이 악화된다. 그 때문에, Ni 함유량을 2.50％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 필요에 따라서, 2.00％ 이하, 1.00％ 이하, 0.50％ 이하, 또는 0.30％ 이하로 해도 된다.
Cr: 0 내지 1.00％
Cr을 함유함으로써, 강재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있으므로 함유시켜도 된다. Cr의 함유 효과를 안정적으로 얻기 위해서, Cr 함유량을 0.10％ 이상 또는 0.20％ 이상으로 해도 된다.
한편, Cr 함유량이 너무 많으면, HAZ 인성이나 용접성이 악화된다. 그 때문에, Cr 함유량을 1.00％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 필요에 따라서, 1.00％ 이하, 0.80％ 이하, 0.50％ 이하, 또는 0.30％ 이하로 해도 된다.
Mo: 0 내지 0.50％
Mo를 함유함으로써, 강재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있으므로 함유시켜도 된다. Mo의 함유 효과를 안정적으로 얻기 위해서, Mo 함유량을 0.01％ 이상 또는 0.02％ 이상으로 해도 된다.
한편, Mo 함유량이 너무 많으면, HAZ 인성이나 용접성이 악화된다. 그 때문에, Mo 함유량을 0.50％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 필요에 따라서, 0.40％ 이하, 0.30％ 이하, 0.20％ 이하, 또는 0.10％ 이하로 해도 된다.
Nb: 0 내지 0.050％
Nb는, 강재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, Nb는, 소정의 결정립계 밀도나 집합 조직을 형성시키기 위해서, 미재결정 오스테나이트 영역에서의 압연이 필요해지는 경우에, 미재결정 온도역을 확대시키기 위해서 유효한 원소이다. 또한, Nb는, 압연 온도를 상승시켜, 생산성 향상에도 기여한다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이상, 보다 바람직하게는 0.008％ 이상이다.
한편, Nb 함유량이 0.050％를 초과하면 HAZ 인성이나 용접성이 저하된다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.050％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.025％ 이하, 보다 바람직하게는 0.018％ 이하이다.
V: 0 내지 0.150％
V는, 강재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. V의 함유 효과를 안정적으로 얻기 위해서, V 함유량을 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상으로 해도 된다.
한편, V 함유량이 너무 많으면, HAZ 인성이나 용접성이 악화된다. 그 때문에, V 함유량을 0.150％ 이하로 한다. V 함유량은, 필요에 따라서, 0.100％ 이하, 0.070％ 이하, 또는 0.050％ 이하로 해도 된다.
본 실시 형태에 따른 강재는, 질량％로, W: 1.00％ 이하, Sn: 0.50％ 이하 중 1종 또는 2종을 더 함유해도 된다.
W: 0 내지 1.00％
W는, 용해되어 산소산 이온 WO4 -의 형태로 녹에 흡착되고, 녹층 중의 염화물 이온의 투과를 억제하여, 내식성을 향상시키는 원소이다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 이 효과를 얻기 위해서는, W 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, W 함유량이 1.00％를 초과하면, 상기 효과가 포화될뿐만 아니라, 강재 및 HAZ의 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 함유시키는 경우라도, W 함유량을 1.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 W 함유량을 0.75％ 이하로 한다.
Sn: 0 내지 0.50％
Sn은, 용해되어 Sn2+로 되고, 산성 염화물 용액 중에서의 인히비터 작용에 의해 부식을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Sn에는 강의 애노드 용해 반응을 억제하여 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 이들 효과를 얻기 위해서는 Sn 함유량을 0.03％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Sn 함유량이 0.50％를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 강재의 압연 깨짐이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, Sn을 함유시키는 경우라도, 그 함유량을 0.50％ 이하로 한다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강재는, 각 원소의 함유량을 상기 범위로 한 다음에, 하기 식 (D)로 표시되는 탄소 당량 Ceq.가, 0.30％ 내지 0.55％인 것이 바람직하다.
Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 … (D)
단, 식 (D) 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는, 강재에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.
탄소 당량 Ceq.가 0.30％ 이상이면, 강재에 요구되는 강도와 어레스트성을 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 탄소 당량 Ceq.는 0.30％ 이상이 바람직하다. 탄소 당량 Ceq.는, 보다 바람직하게는 0.32％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.34％ 이상, 한층 바람직하게는 0.36％ 이상이다.
또한, 탄소 당량 Ceq.가 0.55％ 이하이면, 보다 우수한 HAZ 인성을 확보할 수 있다. 그 때문에, 탄소 당량 Ceq.는 0.55％ 이하가 바람직하다. 탄소 당량 Ceq.는, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.45％ 이하, 한층 바람직하게는 0.40％ 이하이다.
본 실시 형태에 따른 강재는, HAZ 인성을 향상시키는 경우, 상술한 바와 같이 각 원소의 함유량을 제어한 다음에, 하기 식 (C1) 및 (C2)로부터 도출되는 BF가, 0.0030％ 이하일 것이 필요하다. 또한, HAZ 인성과 함께, 어레스트성을 향상시킨 경우에는, BF는, 0.0020％ 이하인 것이 바람직하다. 여기서, BF는, 강 중에 고용 B로서 존재하는 B 함유량이다. 이하, 이유에 대하여 설명한다.
BF'=B-[N-{Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.734/48)}×(14/47.867)]×(10.811/14) … (C1)
BF'>B의 경우 BF=B, 0≤BF'≤B의 경우 BF=BF', BF'<0의 경우 BF=0 … (C2)
단,식 (C1) 및 식 (C2) 중의, N, Ti, O 및 B는, 강 중에 포함되는 N, Ti, O, B의 질량％에 의한 함유량이며, Insol.Zr은, 산불용성 Zr의 질량％에 의한 함유량이다.
전술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강재에서는, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 표층에 B 질화물을 석출시킴으로써, 용접 후의 냉각 중의 입자 내 페라이트의 생성을 보다 효과적으로 촉진시킬 수 있어, 조직을 미세화하여 HAZ 인성을 개선할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, 고용 B로서 존재하는 B 함유량, 즉, 상기 식 (C1) 및 (C2)로부터 도출되는 BF를 0.0030％ 이하로 할 필요가 있다. BF가 0.0030％를 초과하면, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 표층에 석출되는 B 질화물이 감소하고, 입자 내 페라이트의 생성이 불충분해져서 조직이 미세화하지 않고 HAZ 인성이 저하된다. 또한, 강재의 ??칭성이 과잉으로 되어, 용접부에 있어서의 저온 깨짐 발생의 원인이 된다. 그 때문에, 보다 바람직한 BF는 0.0020％ 이하이다.
또한, BF가 0.0020％를 초과하면, 강재의 ??칭성이 과잉으로 되어, 베이나이트의 조대화나 과도한 경도 증가가 발생함으로써, 충분한 어레스트성을 얻지 못하는 경우가 있다. 그 때문에, 어레스트성의 관점에서는, BF는, 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이하이다.
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강재가 갖는 (Zr, B) 함유 산화물 입자에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강재에는, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자가 포함된다. 이 중, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상이며, Al2O3 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 5 내지 300개/㎟일 필요가 있다.
본 실시 형태에 따른 강재에서는, Zr 함유 산화물을 핵으로 하여, B 질화물이 석출된 복합 개재물인 (Zr, B) 함유 산화물 입자가 형성된다. 이 복합 개재물은, 용접 후의 냉각 시에 입자 내 페라이트 생성 사이트로 된다. Zr 함유 산화물은, Zr과 Ti를 포함하는 산화물이 주체이지만, B 질화물의 석출핵으로 하는 경우, 산화물 중의 질량％에 의한 Zr 농도가, Ti 농도와 동등하거나, Ti 농도보다도 높은 것이 바람직하다.
본 실시 형태에서는, (Zr, B) 함유 산화물 입자 중, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자이며, Al2O3의 조성이 50질량％ 이하인 것을 대상으로 하여 그 개수 밀도를 규정한다.
이와 같은 조성을 갖는 (Zr, B) 함유 산화물 입자는, 입자 내 페라이트의 생성 사이트로서 기능할 수 있어, 보다 많은 입자 내 페라이트를 형성시킬 수 있다. Zr, B 또는 O의 농도가 바람직한 범위로부터 벗어난 산화물 입자는, 입자 내 페라이트의 생성 사이트로서의 기능을 충분히 달성할 수 없게 된다. 본 실시 형태에서는, (Zr, B) 함유 산화물 입자 중의 Ti양은 특별히 규정할 필요는 없지만, 1.0질량％ 이상의 Ti가 포함되어 있어도 된다.
또한, (Zr, B) 함유 산화물 입자 중, (Zr, B) 함유 산화물 입자 중의 Al2O3의 조성이 50질량％ 이하이면, 입자 내 페라이트의 생성 사이트로서 보다 효과적으로 기능할 수 있어, 많은 입자 내 페라이트를 형성시킬 수 있다.
또한, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 원 상당 직경[(Zr, B) 함유 산화물 입자의 관찰된 단면적과 동일한 면적을 갖는 원의 직경]이 0.5㎛ 이상인 경우에, 보다 많은 입자 내 페라이트를 석출시키는 효과가 얻어진다. (Zr, B) 함유 산화물 입자가 입자 내 페라이트 생성 사이트로서 기능하기 위해서는, 원 상당 직경은 큰 편이 바람직하므로 상한은 제한하지 않는다. 단, 원 상당 직경이 커지면, 상대적으로 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 적어질 뿐만 아니라, 조대한 산화물 입자 자체가 파괴의 기점으로서 작용할 우려가 높아진다. 그 때문에, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 원 상당 직경은 10.0㎛ 이하가 바람직하다.
또한, (Zr, B) 함유 산화물 입자가 입자 내 페라이트의 생성 사이트로서 작용하는 조건으로서, 용접 시에 가열되었을 때의 오스테나이트 입자 내에, 1개 이상의 (Zr, B) 함유 산화물 입자가 존재(분산)하고 있는 것이 바람직하다. 이 때문에, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상이며, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하며, 또한, Al2O3의 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자를, 5개/㎟ 이상의 개수 밀도로 분산시킨다. 이러한 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도는, 많을수록 페라이트 생성 사이트가 증가되므로 바람직하지만, 300개/㎟를 초과해서 분산시켜도 그 효과는 포화된다. 그 때문에, 상한을 300개/㎟로 한다. 특히, 본 실시 형태에 따른 Al2O3의 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자는, 입자 내 페라이트의 형성능이 높은 것으로 된다. 이 때문에, 본 실시 형태에 따른 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도는, Al2O3의 조성이 50질량％를 초과하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자에 비하여, 적은 개수 밀도라도 충분한 효과를 발휘시킬 수 있다.
소정의 원소를 포함하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 원 상당 직경 및 개수 밀도는, 경면 연마한 강재 표면을 주사형 전자 현미경(SEM)에 의해 관찰함으로써, 측정할 수 있다. 구체적으로는, SEM에 의해, 10㎜×10㎜(100㎟)의 범위에 대하여, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상인 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수를 측정하고, 관찰한 시야의 면적으로 나누어 개수 밀도를 측정한다. SEM에 의해 촬영된 사진을 사용해도 된다. 개수 밀도의 측정 대상이 되는 입자는, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상이며, SEM에 부속되는 에너지 분산형 X선 분석 장치(EDX)에 의한 정량 분석에 의해, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하며, 또한, 조성에 있어서의 Al2O3의 비율이 50질량％ 이하인 입자로 한다.
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강재의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강재는, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 조직, 또는 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트로 이루어지는 조직, 또는 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직으로 이루어지는 조직, 또는 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직으로 이루어지는 조직이며, 페라이트 면적률이 5 내지 70％, 베이나이트 면적률이 30％ 이상인 마이크로 조직을 갖는 것이 바람직하다.
마이크로 조직에 있어서의 페라이트 면적률이 70％ 초과이면, 판 두께가 두꺼워 강도가 높은 강재로 하는 것이 곤란하다. 또한, 페라이트의 면적률이 5％ 미만이면, 충분한 결정립계 밀도를 확보할 수 없다. 페라이트 이외의 조직에 대해서는, 소정의 베이나이트, 또는 베이나이트 및 펄라이트, 또는 베이나이트 및 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직, 또는 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직으로 할 수 있으면, 원하는 판 두께, 강도, 결정립계 밀도의 강재를 얻는 것이 가능하다. 후육 고강도강을 대상으로 하는 경우, 페라이트 면적률을 50％ 미만, 30％ 미만, 20％ 미만 또는 10％ 미만으로 해도 된다.
베이나이트 면적률이 30％ 미만이면, 판 두께가 두꺼워 강도가 높은 강재를 얻는 것이 곤란하다. 페라이트 면적률을 확보하고, 취성 균열 전파의 장해가 되는 결정립계를 증가시키기 위해서, 베이나이트 면적률은 95％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 베이나이트 면적률은 90％ 이하가 보다 바람직하다. 또한, 후육 고강도강을 대상으로 하는 경우, 베이나이트 면적률을 50％ 이상, 60％ 이상, 70％ 이상 또는 80％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
펄라이트는, 원하는 판 두께, 강도의 강재를 얻을 수 있으면 함유해도 된다. 펄라이트 면적률이 15％ 초과가 되면, 충분한 강도를 얻지 못하는 경우가 있다. 따라서, 펄라이트 면적률을, 15％ 이하, 10％ 이하, 5％ 이하, 또는 3％ 이하로 해도 된다. 펄라이트 면적률의 하한은 0％이다.
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 이외에, 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직(MA)이 존재하고 있어도 되지만, 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직은, 과잉으로 존재하면 취화 상으로서 어레스트성을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직의 면적률은 5％ 이하로 한다. 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직의 면적률을 3％ 이하, 2％ 이하 또는 1％ 이하로 제한해도 되며, 0％가 가장 바람직하다.
마이크로 조직의 상 분율(면적률)은, 광학 현미경에 의해 판 두께의 1/2부(강재의 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/2의 위치)를, 500배의 배율로 마이크로 조직을 촬영하고, 화상 해석에 의해, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직의 각각의 면적을 구하고, 측정 면적으로 나눔으로써 구한다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강재에서는, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서의 결정립계 밀도를 500 내지 1100㎜/㎟로 하고, 판 두께의 1/4부에 있어서의 결정립계 밀도를 400 내지 1000㎜/㎟로 하고, 판 두께의 1/2부에 있어서의 결정립계 밀도를 300 내지 900㎜/㎟로 하는 것이 바람직하다.
어레스트성 향상에 있어서의 지배 인자는, 결정립계의 기여가 크다. 결정립계가 취성 균열 전파의 장해로 되기 때문이다. 즉, 결정립계에 있어서는 인접 결정립 간에서 결정 방위가 다르기 때문에, 이 부분에 있어서 균열이 전파되는 방향이 변화한다. 이 때문에 미파단 영역이 발생하고, 미파단 영역에 의해 응력이 분산되어, 균열 폐구 응력으로 된다. 따라서, 균열 전파의 구동력이 저하되어, 어레스트성이 향상된다. 또한, 미파단 영역이 최종적으로 연성 파괴되기 때문에, 취성 파괴에 요하는 에너지가 흡수된다. 이 때문에, 어레스트성이 향상된다.
종래에는, 결정립계를 증가시키기 위해서 결정 입경을 미세하게 하는 것이 필요하다고 생각되었다. 페라이트가 주체의 조직에서는, 그 말이 맞지만, 판 두께가 두꺼운 고강도의 강에서는 베이나이트의 이용이 불가결하다. 이 베이나이트는 페라이트와 달리, 하부 조직의 형상이 복잡하기 때문에, 결정립의 정의가 매우 어렵다. 이 때문에, 원 상당 직경으로 환산하여 결정 입경과 어레스트성의 관계를 구해도 변동이 커서, 어레스트성 향상에 필요한 결정 입경을 결정하는 것이 곤란하였다. 그래서, 결정립계가 균열 전파의 장해가 된다고 하는 기본 원리로 되돌아와서, 단위 면적당 결정립계의 총 길이(이하, '결정립계 밀도'라고 함)를 정의하고, 그것을 이용하여 어레스트성과의 관계를 정리하면 가장 상관이 좋다는 것을 알아내었다.
그래서, 본 실시 형태에 따른 강재에 있어서는, 어레스트성을 향상시키는 경우,
(A) 판 표면으로 판 두께 방향으로 1 내지 5㎜의 위치(표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치)에 있어서의 결정립계 밀도를 500 내지 1100㎜/㎟로 하고,
(B) 판 두께의 1/4부에 있어서의 결정립계 밀도를 400 내지 1000㎜/㎟로 하고,
(C) 판 두께의 1/2부에 있어서의 결정립계 밀도를 300 내지 900㎜/㎟로 하는 것이 바람직하다.
여기서, 「결정립계 밀도」란, 「결정 방위차가 15° 이상의 경계를 결정립계로 했을 때, 결정 방위를 측정한 측정 면적당, 결정립계의 길이를 합계한 총 길이」를 의미한다. 결정립계를 결정 방위차가 15° 이상의 경계로 한 이유는, 15° 미만의 경계에서는 취성 균열 전파의 장해로는 되기 어려워, 결정 방위차가 15° 미만의 경계를 늘려도 충분한 어레스트성 향상 효과를 얻지 못하기 때문이다.
결정립계 밀도가 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치, 판 두께의 1/4부, 1/2부에서 각각 500, 400, 300㎜/㎟ 이상으로 하는 요건을 충족했을 때, -10℃에 있어서의 어레스트 인성값(Kca-10℃)이 6000N·㎜1.5 이상의 고 어레스트성을 나타낸다. 또한 안정적으로 어레스트성을 향상시키기 위해서는, 결정립계 밀도를, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치, 판 두께의 1/4부, 1/2부에서 각각 600, 500, 400㎜/㎟ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 또는 각각 700, 600, 500㎜/㎟ 이상으로 하면 더욱 바람직하다.
결정립계 밀도는 증가할수록 어레스트성은 향상되지만, 과도하게 증가시키는 것은 압연의 부하가 커지게 되어 생산성을 저하시켜버린다. 그 때문에, 결정립계 밀도는, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치, 판 두께의 1/4부, 1/2부에서 각각, 1100, 1000, 900㎜/㎟ 이하로 하는 것이 바람직하다. 각각, 1000, 900, 800㎜/㎟ 이하, 또는 각각 900, 800, 700㎜/㎟ 이하로 해도 된다.
결정립계 밀도를, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치, 판 두께의 1/4부 및 1/2부에서 규정하는 이유는, 극후재의 어레스트성 향상을 위해서는 판 두께 전체의 결정립계 밀도를 증가시킬 필요가 있고, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치, 판 두께의 1/4부, 1/2부를 제어함으로써, 판 두께 평균의 결정립계 밀도의 대푯값으로 할 수 있기 때문이다. 판 두께의 1/2부의 결정립계 밀도를 주로 제어하는 후술하는 제조 방법에 의하면, 그 이외의 판 두께 위치는, 필연적으로 온도는 낮고, 냉각 속도는 커져서, 결정립계 밀도는 증가되는 경향이 되므로, 특별 수치를 한정할 필요는 없다고 생각된다. 그러나, 가열 방법에 따라서는, 판 두께 방향으로 큰 온도 구배가 발생하여, 판 두께의 1/4부와 1/2부의 결정립계 밀도가 역전되는 경우도 있으므로, 굳이 수치를 규정하고 있다.
결정립계 밀도의 측정에는, 결정 방위의 정보를 넓은 시야에서 고정밀도로 측정할 수 있는 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction pattern)법을 이용하는 것이 바람직하다. EBSD법을 이용하면, 베이나이트와 같은 복잡한 조직의 결정립계 동정도 가능하다.
보다 상세하게는, 결정립계 밀도는, EBSD법에 의해, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치, 판 두께의 1/4부 및 1/2부에 있어서의, 강재의 압연 방향과 수직인 단면(소위 C 단면)의 500㎛×500㎛의 영역을, 1㎛ 피치로 측정하고, 인접 입자와의 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정립계라고 정의하고, 그때의 결정립계 길이 합계인 총 길이를, 측정 면적(상술한 500㎛×500㎛의 측정 영역의 면적)으로 나눔으로써, 구할 수 있다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강재에서는, 상술한 입계 밀도 대신에 소정의 집합 조직을 가짐으로써도, 어레스트성을 향상시킬 수 있다. 구체적으로는, 수직면의, 판 표면으로부터 판 두께 방향으로 1 내지 5㎜의 위치(표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치)에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 30 내지 60％, 수직면의 판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 10 내지 40％, 수직면의 판 두께의 1/2부에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 40 내지 70％인 집합 조직을 가짐으로써, 어레스트성을 향상시킬 수 있다.
어레스트성을 안정적으로 향상시키기 위해서는, 집합 조직을 활용한 균열 전파 방향의 제어가 중요하다. 강재가 외부 응력을 받을 때 해당 강재에 발생하는 취성 균열은 {100}면의 벽개면을 따라 전파된다. 이 때문에, 외부 응력과 수직인 면에 발달한 {100}면 집합 조직이 강재의 전체 두께에 걸쳐 형성되면, 전체 두께의 균열이 동일한 방향으로 용이하게 전파되기 때문에, 보다 한층 어레스트성이 저하된다.
그래서, 본 실시 형태에서는, 이하에 설명하는 바와 같이, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치 및 판 두께의 1/2부의 각각에 있어서의, 주 압연 방향에 대하여 수직인 면인 수직면에 대하여, {110}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률과, 판 두께의 1/4부에 있어서의, 주 압연 방향에 대하여 수직인 면인 수직면에 대하여, {100}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 한정함으로써, 어레스트성을 안정적으로 향상시킨다.
외부 응력은, 강 구조물에 외면적으로 부여되는 응력이다. 취성 균열은, 가장 높은 외부 응력에 수직인 방향으로 발생, 전파되는 경우가 많다. 따라서, 여기서는, 강 구조물에 외면적으로 부여되는 가장 높은 응력을 외부 응력이라고 정의한다. 일반적으로 외부 응력은, 강재의 주 압연 방향과 거의 평행하게 부여된다. 이 때문에, 외부 응력에 대하여 수직인 면을, 강재의 주 압연 방향에 대하여 수직인 면으로서 취급할 수 있다.
강재의 주 압연 방향에 대해서는, 예를 들어 강재 표면을 피크르산에 의해 부식시켜, 구 오스테나이트의 애스펙트비(전신 방향)를 측정함으로써 특정 가능하다. 즉, 구 오스테나이트의 애스펙트비가 큰 방향을 강재의 주 압연 방향으로 하여 특정할 수 있다.
본 발명자들의 검토의 결과, 강재의 주 압연 방향에 대하여 수직인 면(이하, 「강재의 주 압연 방향에 대하여 수직인 면」을 「수직면」이라고 하는 경우가 있음)에 대하여, {110}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이, 판 두께의 1/2부에 있어서 40 내지 70％가 되도록 하면, 1/2부 근방의 취성 균열이, 외부 응력에 대하여 수직인 방향으로 곧게 전파되지 않고 균열이 경사져서 전파됨으로써, 균열 전파의 구동력을 저감시킬 수 있다는 것이 판명되었다. 그러나, 동시에, 본 발명자들은, 판 두께의 1/2부 이외의 판 두께 부위에도 마찬가지의 집합 조직을 발달시키면, 균열은 경사진 상태 그대로 전파되게 되어, 충분한 어레스트성 향상 효과를 발휘할 수 없다는 것도 발견하였다.
그래서, 본 발명자들은, 검토를 더욱 행하였다. 그 결과, 판 두께의 1/4부에서는, 외부 응력에 대하여 수직인 방향으로 균열을 곧게 전파시키기 때문에, 판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을, 10 내지 40％로 함으로써, 1/2부가 경사진 균열 전파를, 1/2부 이외의 판 두께 부위로까지 전파되는 것을 억제할 수 있다는 것을 발견하였다.
또한, 본 발명자들은, 균열을 표면 근방에서는, 외부 응력에 대하여 수직인 방향으로 곧게 전파시키지 않고, 경사져 전파시키기 때문에, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을, 30 내지 60％로 함으로써, 1/4부의 곧은 균열 전파가, 표면 근방까지 전파되는 것을 억제할 수 있다는 것을 발견하였다.
상술한 지견에 기초하여, 본 실시 형태에 따른 강재에 있어서는, 집합 조직이 하기 (E) 내지 (G)의 조건을 충족시키는 것이 바람직하다.
(E) 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 30 내지 60％로 한다.
(F) 판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 10 내지 40％로 한다.
(G) 판 두께의 1/2부에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 40 내지 70％로 한다.
상술한 (E) 내지 (G)를 충족함으로써, 1/2부의 균열은 경사져서 전파되고, 또한, 1/4부의 균열은 곧게 전파되고, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 균열은 경사져서 전파되게 되어, 균열의 전파 저항이 증가한다. 이에 의해, 어레스트성은 충분한 값을 나타낼 수 있다.
표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 30％ 이상으로 하는 이유는, 30％ 미만이면 균열을 경사시켜 전파시키는 효과를 얻지 못하기 때문이다.
또한, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 60％ 이하로 하는 이유는, 60％ 초과이면, 1/4부의 저항을 받지 않고 경사진 상태 그대로 전파됨으로써 어레스트성이 충분히 향상되지 않기 때문이다.
표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률은, 바람직하게는 35 내지 55％이며, 더욱 바람직하게는, 40 내지 50％이다.
판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 10％ 이상으로 하는 이유는, 10％ 미만이면, 균열을 곧게 전파시키는 효과를 얻지 못하기 때문이다.
또한, 판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 40％ 이하로 하는 이유는, 40％ 초과이면 1/2부보다도 1/4부의 균열 전파가 지배적으로 되어, 균열이 곧게 전파됨으로써 어레스트성이 충분히 향상되지 않기 때문이다.
판 두께의 1/4부에 있어서의, {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률은, 바람직하게는 13 내지 37％이며, 더욱 바람직하게는, 15 내지 35％이다.
판 두께의 1/2부에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 40％ 이상으로 하는 이유는, 40％ 미만이면, 균열을 경사시켜 전파시키는 효과를 얻지 못하기 때문이다.
또한, 판 두께의 1/2부에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 70％ 이하로 하는 이유는, 70％ 초과이면 1/4부의 저항을 받지 않고 경사진 상태 그대로 전파됨으로써 어레스트성이 충분히 향상되지 않기 때문이다.
판 두께의 1/2부에 있어서, {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률은, 바람직하게는 45 내지 65％이며, 더욱 바람직하게는, 50 내지 60％이다.
집합 조직은 EBSD법에 의해 측정한다.
보다 상세하게는, EBSD법에 의해, 표면으로부터 1 내지 5㎜에서는 {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역, 판 두께의 1/4부에서는 {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역 및 판 두께의 1/2부에서는 {110}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 맵을 각각 작성하고, 그 총 면적을 측정 면적으로 나눔으로써, 그것들의 면적률을 구할 수 있다.
본 실시 형태에 따른 강재의 판 두께는 특별히 제한은 없지만, 대형의 용접 구조물에 대한 적용을 상정한 경우, 50 내지 100㎜의 범위가 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강재의 인장 강도 TS는 510 내지 720MPa의 범위가 바람직하고, 항복 응력 YP는 390 내지 650MPa의 범위가 바람직하다.
인장 강도 TS 및 항복 응력 YP의 평가(인장 시험)는, JIS Z 2241:2011에 준하여 행한다. 시험편은 1B호 시험편으로 한다. 시험 방법은 영구 신장법으로 한다.
본 실시 형태에 따른 강재는, 대입열 용접으로 용접한 경우의 용접열 영향부(HAZ)의 인성이 우수한 것으로 된다. 특히, -40℃에서의 샤르피 흡수 에너지를 향상시킬 수 있다.
대입열 용접의 HAZ 인성은, 본 실시 형태에 따른 강재로부터 채취한 샘플에 대하여, 일렉트로 가스 용접 적용을 상정하고, 대입열 용접을 모의한 재현 열 사이클 시험을 적용하여 평가한다. 구체적인 재현 열 사이클 조건으로서는, 50㎜의 판 두께를 갖는 강재를 일렉트로 가스 용접에 의해 용접 입열량이 35kJ/㎜ 정도이고, 1패스로 용접하는 것을 모의하여, 실온으로부터 1400℃까지 가열한 후, 1400℃에서 5초간 유지하고, 그 후, 입자 내 변태에 영향을 미치는 온도 범위인 800℃에서 500℃까지의 온도 범위를 1.0℃/초의 속도로 제어하여 냉각한다.
강재에 열 사이클을 부여한 후, V 노치 시험편으로 가공하고, 각 강재 3편씩 -40℃의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 흡수 에너지를 측정한다. 3개의 시험편의 흡수 에너지 평균이 100J 이상이고, 또한, 3개의 시험편 중 최소의 흡수 에너지가 50J 이상인 경우에, 용접열 영향부의 인성이 우수하다고 할 수 있다. V 노치 시험편은, JIS Z 2242:2005에 기재된 V 노치 시험편에 준하여 작성하면 된다. 또한, 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242:2005에 준하여 행하면 된다.
상기 열 사이클 조건은, 50㎜의 판 두께의 강재를 35kJ/㎜ 정도의 용접 입열량으로 용접했을 때의 열 이력을 모의하고 있지만, 50 내지 100㎜의 판 두께의 강재에, 35 내지 50kJ/㎜정도의 용접 입열량으로 용접했을 때의 HAZ 인성이면, 상기 재현 열 사이클 시험으로 평가할 수 있다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강재는, 소정의 마이크로 조직을 갖고, 입계 밀도 또는 집합 조직이 상기 범위에 있으면, 어레스트성이 우수한 것으로 된다. 특히, -10℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca를 높일 수 있다. 본 실시 형태에서는, -10℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca-10℃가 6000N/㎜1.5 이상, 무연성 천이 온도(NDT 온도)가 -60℃ 이하, 파면 천이 온도(vTrs)가 -60℃ 이하를 모두 충족하는 경우에, 어레스트성이 우수한 것으로 한다.
어레스트 인성값 Kca-10℃의 평가는, NK 선급 협회 강선 규칙 검사 요령 K편 부속서 K3.12.2-1.(2018년)의 「취성 균열 전파 정지 인성값 Kca 시험 방법에 관한 검사 요령」에 준거하여 행하면 된다. 시험에 의해, -10℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca를 구한다.
또한, 무연성 천이 온도(NDT 온도; Nil-Ductility-Transition Temperature)의 평가는, ASTM E208-06에 규정된, NRL(Naval Research Laboratory) 낙중 시험법에 준거하여 시험을 행함으로써 구한다. 시험편은, P-3타입(T: 16㎜, L: 130㎜, W: 50㎜)으로 하고, 강재의 최표면을 포함하도록 하여, 판 두께 방향으로 16㎜의 위치까지를 채취한다. 시험편은, 압연 방향(L 방향)으로 채취하고, 시험편의 최표면에 L 방향으로 용접 비드를 마련하고, 크랙 스타터로서 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)으로 절결을 마련한다.
또한, 파면 천이 온도(vTrs)의 평가는, JIS Z 2242:2005에 준거하여, 시험편은 V 노치 시험편으로 하고, 시험편 채취 위치는 강재의 표면으로부터 판 두께 t의 1/4의 위치(t/4부)를 포함하도록 채취한다.
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강재의 제조 방법을 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강재의 제조 방법은, 용강에 대하여 진공 탈가스를 행하고, 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, Zr 첨가로부터 1.0 내지 5.0분 경과 후에 B를 첨가하는 정련 공정과, 정련 공정 후의 용강에 대하여 연속 주조를 행하여 주편으로 할 때, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.5℃/초 이하로 하는 연속 주조 공정과, 연속 주조 공정 후의 주편을 가열하는 가열 공정과, 가열 공정 후의 주편을 열간 압연하여 강재로 하는 열간 압연 공정을 포함한다.
본 실시 형태에 있어서, 용강은, 제강로에서 레이들로 출강(出鋼)된 후, 진공 탈가스 장치로 감압 처리된다. 레이들로 출강된 후, 진공 탈가스 장치까지 반송되는 동안에, 합금 등을 첨가하여 성분 조정해도 된다.
정련 공정에서는, 진공 탈가스 장치에 있어서 탈가스를 행하고, Zr 및 B를 제외한 용강 성분을 조정한 후, 용강에 Zr을 첨가한다. Zr을 첨가하는 전단계에서, 용강 중의 용존 산소 농도를 0.0050％ 이하로 제어해 두는 것이 바람직하다. 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하에 도달하기 전에 Zr을 첨가하면, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 미세화가 곤란해져서 개수 밀도가 저하됨과 함께, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 Al2O3 조성을 50질량％ 이하로 제어하지 못하게 될 우려가 있다.
다음으로, Zr의 첨가로부터 1.0 내지 5.0분 후에, B를 첨가한다. 이에 의해, Zr 함유 산화물의 주위에 B가 편석되어, Zr 함유 산화물에 B 질화물이 함유되게 되고, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 표층에 B 질화물을 석출시킬 수 있다. B의 첨가 타이밍이, Zr의 첨가로부터 1.0분 미만 또는 5.0분 초과가 되면, 원하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자를 얻지 못하게 된다.
정련 공정 후의 용강은, 연속 주조 공정에 있어서 주편으로 한다. 연속 주조 공정에서는, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.5℃/초 이하로 한다. 이에 의해, Zr 함유 산화물에 있어서 ZrO2와 Al2O3의 분리가 진행되고, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 Al2O3의 비율을 50질량％ 이하로 할 수 있다.
연속 주조 공정에 의해 얻어진 주편은, 가열 공정에 의해 가열되고, 열간 압연 공정에 있어서 열간 압연되어 강재로 된다. 가열 공정 및 열간 압연 공정의 조건은 특별히 제한은 없지만, 강재의 판 두께가 50 내지 100㎜의 범위가 되도록 압연 조건을 설정하는 것이 바람직하다.
단, 마이크로 조직 및 결정립계 밀도를 상술한 범위로 하는 경우, 가열 공정 및 열간 압연 공정을 이하와 같이 제어하는 것이 바람직하다.
가열 공정은, 주편의 가열에 의해, 오스테나이트 상의 조직 제어에 기여하는 공정이다. 마이크로 조직 및 결정립계 밀도를 소정의 범위로 하는 경우, 가열 공정에 있어서, 연속 주조 공정 후의 주편을, 가열로 내에 재로 중의 주편의 표면 온도의 최고 온도가, 950 내지 1150℃의 범위가 되도록 가열한다. 재로 중의 주편의 표면 온도의 최고 온도가 950℃ 미만이면, 오스테나이트화가 불충분해짐과 함께, 오스테나이트 입자가 미세화함으로써 ??칭성이 저하된다. 이 경우, 판 두께가 두꺼워, 강도가 높은 강재로 하는 것이 곤란하다. 또한, 재로 중의 주편의 표면 온도의 최고 온도가 1150℃를 초과하면, 오스테나이트 입자가 조대화됨으로써, ??칭에 의한 변태 후의 마이크로 조직의 결정립계 밀도가 저감된다. 또한, 압연 개시까지의 온도의 저하를 기다리는 시간이 발생하므로, 생산성이 낮아진다. 바람직한 재로 중의 주편의 표면 온도의 최고 온도의 범위는, 1000 내지 1100℃이다. 재로 중의 주편의 표면 온도의 최고 온도는, 실측한 가열로 내의 분위기 온도로부터, 열전달 모델로 계산할 수 있다.
열간 압연 공정에서는, 조압연 공정과, 마무리 압연 공정과, 냉각 공정을 순차 행한다.
조압연 공정은, 가열 공정에서 가열한 주편을, 하기 식 (H)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서, 누적 압하율(조압연)을 10 내지 75％의 범위로서 압연하는 공정이다. 여기서, 가열 공정에서 가열한 주편을, 하기 식 (H)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서 압연한다라고 함은, 가열 공정에서 가열한 주편의 표면 온도를, 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하로 하여 조압연을 개시하고, 조압연을 종료했을 때의 강재 표면 온도를 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하로 하는 것이다. 그리고, 누적 압하율(조압연)을 10 내지 75％의 범위로 하여 압연한다라고 함은, 가열 공정에서 가열한 주편의 판 두께로부터 조압연 후의 판 두께를 뺀 것을, 가열 공정에서 가열한 주편의 판 두께로 나눈 누적 압하율(조압연)이, 10 내지 75％의 범위로 되도록 압연하는 것이다. 조압연의 압연 온도가 1050℃를 초과하면, 그 후의 마무리 압연에서도 재결정 오스테나이트 입자를 미세하게 할 수 없다. 또한, 조압연의 온도가 재결정 온도 Trex(℃) 미만이 되면, 생산성이 저하된다. 바람직한 압연 온도는 900 내지 1000℃이다.
조압연의 종료 시의 강재의 표면 온도가, 조압연의 개시 시의 강재의 표면 온도보다도 높은 경우가 있다. 이것은, 조압연에 의해 강재에 가공 발열이 발생된 영향이나, 강재의 표면 온도보다도 강재의 내부 온도의 쪽이 고온임에 따른, 강재의 판 두께 방향의 전열 영향을 생각할 수 있다.
Trex(℃)=-91900×[Nb*]2+9400×[Nb*]+770 … (H)
[Sol.Nb]=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) … (I)
단, 식 (H) 중의 [Nb*]는, 식 (I)로 표시되는 [Sol.Nb]와, 강 중의 Nb 함유량(질량％)의 관계가, Nb≥[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=[Sol.Nb]로 하고, Nb<[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=Nb로 한다. 식 (I) 중의 C, N은 강 중에 포함되는 C, N의 함유량(질량％)이다. 식 (I) 중의 T는 가열 공정에서의 가열로 내에 재로 중의 주편 표면의 최고 온도(℃)이다.
또한, 조압연 시의 누적 압하율이 10％ 미만이면, 오스테나이트의 재결정에 의한 미세화가 곤란함과 함께, 다공성이 잔존하여, 내부 깨짐이나 연성 및 인성의 열화가 발생할 가능성이 있다. 또한, 누적 압하율이 75％를 초과하면, 패스 수가 증가하여 생산성이 저하된다. 바람직한 누적 압하율은 30 내지 60％이다.
다음으로, 조압연 공정 후의 강재에 대하여 마무리 압연을 행한다(마무리 압연 공정). 마무리 압연 공정은, 조압연 공정에서 압연한 강재를, (Ar3-50)℃ 이상 (단, Ar3은 하기 식 (J)로 표시됨), 상기 식 (H)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 미만의 압연 온도에서, 누적 압하율(마무리 압연)을 45 내지 75％의 범위로서 압연하는 공정이다. 여기서, 조압연 후의 강재를, (Ar3-50)℃ 이상, 재결정 온도 Trex(℃) 미만으로 하여 압연한다고 함은, 조압연 후의 강재의 표면 온도를, (Ar3-50)℃ 이상, 재결정 온도 Trex(℃) 미만으로 하여 마무리 압연을 개시하고, 마무리 압연을 종료했을 때의 강재 표면 온도를, (Ar3-50)℃ 이상, 재결정 온도 Trex(℃) 미만으로 하는 것이다. 또한, 누적 압하율(마무리 압연)을 45 내지 75％의 범위로 하여 압연한다라고 함은, 조압연으로 압연한 강재의 판 두께로부터 마무리 압연 후의 판 두께를 뺀 것을, 조압연으로 압연한 강재의 판 두께로 나눈 누적 압하율(마무리 압연)이, 45 내지 75％의 범위로 되도록 압연하는 것이다.
마무리 압연 온도가 재결정 온도 Trex(℃) 이상이면, 미재결정 영역에 충분히 들어가지 않고, 전위의 증가가 억제되어, 소정의 결정립계 밀도를 얻을 수 없게 된다. 마무리 압연 온도가 (Ar3-50)℃ 미만으로 되면, 생산성이 저하될뿐만 아니라, 가공 페라이트를 일부 포함하기 때문에 결정립계 밀도를 원하는 범위로 하는 것이 곤란해진다. 바람직한 마무리 압연 온도는 760 내지 840℃이다.
마무리 압연의 종료 시의 강재의 표면 온도가, 마무리 압연의 개시 시의 강재의 표면 온도보다도 높은 경우가 있다. 이것은, 마무리 압연에 의해 강재에 가공 발열이 발생한 영향이나, 강재의 표면 온도보다도 강재의 내부 온도의 쪽이 고온임에 따른, 강재의 판 두께 방향의 전열 영향을 생각할 수 있다.
Ar3(℃)=910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo … (J)
식 (J)의 원소 기호는 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.
마무리 압연 시의 누적 압하율이 45％ 미만이면, 전위의 축적에 의한 규정의 결정립계 밀도를 얻는 것이 곤란하며, 75％ 초과이면 생산성이 저하된다. 그 때문에, 누적 압하율을 45 내지 75％로 한다. 바람직한 누적 압하율의 범위는 50 내지 70％이다.
다음으로, 마무리 압연 공정 후의 강재에 대하여 냉각을 행한다(냉각 공정). 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 (Ar3-100)℃ 이상(단, Ar3은 상기 식 (J)로 표시됨), 상기 식 (H)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 미만의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를, 0℃ 이상, 600℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를, 2 내지 15℃/초로 하는 조건에서 냉각한다. 냉각 개시 온도, 냉각 정지 온도 및 평균 냉각 속도는, 강재의 판 두께의 1/4부에서의 온도로 한다. 강재의 판 두께의 1/4부에서의 온도는, 실측한 표면 온도에서, 열전달 모델로 계산하여 산출할 수 있다.
냉각 공정의 조건을 상기 범위로 함으로써, ??칭에 의한 마이크로 조직의 변태가 촉진되어, 원하는 마이크로 조직이 얻어짐으써, 인장 강도 TS 및 항복 응력 YP가 높아짐과 함께, 어레스트성이 향상된다.
또한, 마이크로 조직 및 집합 조직을 상술한 범위로 하는 경우, 가열 공정 및 열간 압연 공정을 이하와 같이 제어하는 것이 바람직하다.
가열 공정은, 주편의 가열에 의해, 오스테나이트 상의 조직 제어에 기여하는 공정이다. 마이크로 조직 및 집합 조직을 상술한 범위로 하는 경우, 가열 공정에 있어서, 연속 주조 공정 후의 주편을, 가열로에서 추출할 때의 주편의 전체 두께 평균 온도가 950 내지 1200℃의 범위가 되도록 가열한다. 가열로에서 추출할 때의 주편의 전체 두께 평균 온도가 950℃ 미만이면, 오스테나이트화가 불충분해짐과 함께, 오스테나이트 입자가 미세화함으로써 ??칭성이 저하되기 때문에, 판 두께가 두꺼워, 강도가 높은 강재로 하는 것이 곤란하다. 또한, 가열로에서 추출할 때의 주편의 전체 두께 평균 온도가 1200℃를 초과하면, 오스테나이트 입자가 조대화되어, 조압연 공정에서의 오스테나이트 입자의 재결정이 불충분해지고, 집합 조직을 원하는 범위로 하는 것이 곤란해진다. 또한, 압연 개시까지의 온도의 저하를 기다리는 시간이 발생하므로, 생산성이 낮아진다. 바람직한 가열 온도의 범위는 1000 내지 1150℃이다. 주편의 전체 두께 평균 온도는, 실측한 가열로 내의 분위기 온도로부터 열전달 모델로 산출할 수 있다.
열간 압연 공정에서는, 조압연 공정과, 1차 냉각 공정과, 마무리 압연 공정과, 2차 냉각 공정을 순차 행한다.
조압연 공정은, 가열 공정에서 가열한 주편을, 하기 식 (K)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서, 누적 압하율(조압연)을 10 내지 75％의 범위로 하여 압연하는 공정이다. 여기서, 가열 공정에서 가열한 주편을, 하기 식 (K)에 나타내는 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서 압연한다라고 함은, 가열 공정에서 가열한 주편의 표면 온도를, 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하로 하여 조압연을 개시하고, 조압연을 종료했을 때의 강재 표면 온도를 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하로 하는 것을 의미한다. 그리고, 누적 압하율(조압연)을 10 내지 75％의 범위로서 압연한다라고 함은, 가열 공정에서 가열한 주편의 판 두께로부터 조압연 후의 판 두께를 뺀 것을, 가열 공정에서 가열한 주편의 판 두께로 나눈 누적 압하율(조압연)이, 10 내지 75％의 범위로 되도록 압연하는 것을 의미한다. 조압연의 압연 온도가 1050℃를 초과하면, 그 후의 마무리 압연에서도 재결정 오스테나이트 입자를 미세하게 할 수 없다. 또한, 조압연의 온도가 재결정 온도 Trex(℃) 미만으로 되면, 생산성이 저하된다. 바람직한 압연 온도는 900 내지 1000℃이다.
조압연의 종료 시의 강재의 표면 온도가, 조압연의 개시 시의 강재의 표면 온도보다도 높은 경우가 있다. 이것은, 조압연에 의해 강재에 가공 발열이 발생한 영향이나, 강재의 표면 온도보다도 강재의 내부 온도의 쪽이 고온임에 따른, 강재의 판 두께 방향의 전열 영향을 생각할 수 있다.
Trex=-91900×[Nb*]2+9400×[Nb*]+770 … (K)
[Sol.Nb]=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) … (L)
단, 식 (K) 중의 [Nb*]는, 식 (L)로 표시되는 [Sol.Nb]와, 강 중의 Nb 함유량(질량％)의 관계가, Nb≥[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=[Sol.Nb]로 하고, Nb<[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=Nb로 한다. 식 (L) 중의 C, N은 강 중에 포함되는 C, N의 함유량(질량％)이다. 식 (L) 중의 T는 가열 공정에서의 가열로에서 추출할 때의 주편의 전체 두께 평균 온도(℃)이다.
또한, 조압연 시의 누적 압하율이 10％ 미만이면, 오스테나이트의 재결정에 의한 미세화가 곤란함과 함께, 다공성이 잔존하여, 내부 깨짐이나 연성 및 인성의 열화가 발생할 가능성이 있다. 또한, 누적 압하율이 75％를 초과하면, 패스 수가 증가해서 생산성이 저하된다. 바람직한 누적 압하율은, 30 내지 60％이다.
다음으로, 조압연 후의 강재에 대하여 1차 냉각을 행한다. 1차 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를, 하기 식 (M)에 나타내는 Ar3℃ 이상, 1050℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를, 500℃ 이상, (Ar3-30)℃ 이하(단, Ar3은 하기 식 (M)으로 표시됨)의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를, 35 내지 100℃/초의 조건에서 냉각한다. 이 조건에서 1차 냉각을 행함으로써, 강재의 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, 주 압연 방향에 대하여 수직인 면인 수직면에 대하여 {110}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을, 30 내지 60％의 범위로 할 수 있다. 냉각 개시 온도, 냉각 정지 온도 및 평균 냉각 속도는, 강재의 표면으로부터 1㎜의 깊이 위치에 있어서의 온도로 한다. 강재의 표면으로부터 1㎜의 깊이 위치에 있어서의 온도는, 실측한 표면 온도에서, 열전달 모델로 계산하여 산출할 수 있다.
Ar3(℃)=910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo … (M)
식 (M)의 원소 기호는 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 당해 원소가 첨가되지 않는 경우에는 0을 대입한다.
다음으로, 1차 냉각 공정 후의 강재에 대하여 마무리 압연을 행한다. 마무리 압연 공정에서는, 마무리 압연 온도가 750 내지 850℃, 압연 패스 수가 4 내지 15패스, 압연 형상비의 평균값이 0.5 내지 1.0, 누적 압하율이 45 내지 75％인 조건에서 압연한다. 여기서, 강재를, 마무리 압연 온도가 750 내지 850℃인 조건에서 압연한다라고 함은, 강재의 표면 온도를, 750 내지 850℃로서 마무리 압연을 개시하고, 마무리 압연을 종료했을 때의 강재 표면 온도를, 750 내지 850℃로 하는 것을 의미한다. 또한, 누적 압하율(마무리 압연)이 45 내지 75％인 조건에서 압연한다라고 함은, 조압연으로 압연한 강재의 판 두께로 마무리 압연 후의 판 두께를 뺀 것을, 조압연으로 압연한 강재의 판 두께로 나눈 누적 압하율(마무리 압연)이, 45 내지 75％의 범위로 되도록 압연하는 것을 의미한다.
마무리 압연 온도가 850℃를 초과하면, 미재결정 영역에 충분히 들어가지 않고, 전위의 증가가 억제되어, 소정의 집합 조직을 얻을 수 없게 된다. 마무리 압연 온도가 750℃ 미만으로 되면, 생산성이 저하될 뿐만 아니라 가공 페라이트를 포함하기 때문에, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치의 강재의 주 압연 방향에 수직인 면에 대하여, {110}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 60％ 이하로 하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 바람직한 마무리 압연 온도는 760 내지 840℃이다.
마무리 압연의 압연 패스 수가 4패스 미만이면, 압연 형상비 mj를 1 이하로 하는 것이 곤란하며, 15패스를 초과하면, 생산성이 저하된다. 바람직한 패스 수는, 5 내지 13패스이다.
압연 형상비 mj는, 하기 식 (N)에 의해 구해진다. 또한, 압연 형상비 mj의 평균값은, 모두 압연 패스에 있어서의 압연 형상비 mj의 평균값이다.
mj=2{R(Hj-1-Hj)}1/2/(Hj-1+Hj) … (N)
식 (N)에 있어서, j는 압연 패스 수이며, mj는 j패스째의 형상비이며, R은 롤 반경(㎜)이며, Hj는 j패스 후의 판 두께(㎜)를 나타낸다.
압연 형상비 mj는, 압연에 의해 강재에 어떤 변형 성분이 부여되는지를 나타내는 지표이다. 형상비가 작으면 전단 변형 성분, 크면 압축 변형 성분이 많이 부여된다. 이 형상비 변화에 의한 변형 성분의 변화는, 특히 판 두께의 1/4부의 집합 조직의 형성에 큰 영향을 미친다는 관점에서, 그 범위를 상기와 같이 설정하고 있다.
압연 형상비 mj의 평균값을 0.5 내지 1.0으로 하는 이유는 다음과 같다. 압연 형상비 mj의 평균값이 0.5 미만이면, 압연의 전단 변형이 지배적으로 되고, 그것에 의한 {100}집합 조직이 발달하여, 판 두께의 1/4부에 있어서, 강재의 주 압연 방향에 수직인 면에 대하여, {100}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 40％ 이하로 하는 것이 곤란하기 때문이다. 또한, 압연 형상비 mj의 평균값이 1.0 초과이면, 압연의 압축 변형이 지배적으로 되고, 그것에 의한 {110}집합 조직이 발달하기 때문에, 판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률을 10％ 이상으로 하는 것이 곤란하기 때문이다. 바람직한 형상비 mj의 평균값의 범위는 0.6 내지 0.9이다.
누적 압하율은, 45％ 미만이면 변형의 축적에 의해 규정의 집합 조직을 발달시키는 것이 곤란하며, 75％ 초과이면 생산성이 저하된다. 그 때문에, 누적 압하율을 45 내지 75％로 한다. 바람직한 누적 압하율의 범위는 50 내지 70％이다.
다음으로, 마무리 압연 공정 후의 강재에 대하여 2차 냉각을 행한다(2차 냉각 공정). 2차 냉각 공정은, 냉각 개시 온도를 (Ar3-100)℃ 이상(단, Ar3은 상기 식 (M)으로 표시됨), 상기 식 (K)에 나타낸 재결정 온도 Trex(℃) 미만의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를 0℃ 이상, 600℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를 2 내지 15℃/초로 하여 냉각한다. 냉각 개시 온도, 냉각 정지 온도 및 평균 냉각 속도는, 강재의 두께 방향의 1/4 위치에서의 온도로 한다. 강재의 두께 방향의 1/4 위치에서의 온도는, 실측한 표면 온도로부터, 열전달 모델로 계산하여 산출할 수 있다.
2차 냉각 공정의 조건을 상기의 범위로 함으로써, ??칭에 의한 마이크로 조직의 변태가 촉진되어, 원하는 마이크로 조직이 얻어짐으로써, 인장 강도 TS 및 항복 응력 YP가 높아짐과 함께, 어레스트성이 향상된다.
본 실시 형태에 따른 강재의 제조 방법에서는, 열간 압연 후의 강재는, 방랭 해도 되고, 급랭함으로써 ??칭해도 된다. 또한, 급랭에 의한 ??칭 후에, 템퍼링 처리를 행해도 된다.
단, 소정의 입계 밀도 또는, 집합 조직을 얻기 위한, 가열 공정 및 열간 압연 공정을 상기와 같이 제어한 경우에는, 열간 압연 공정 후에, 350 내지 650℃의 범위로 가열하는 템퍼링 공정을 행하는 것이 바람직하다. 템퍼링 공정을 행함으로써, 압연에 의해 과잉으로 높아진 전위 밀도를 저감시킬 수 있다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
(실시예 1)
용광로에서 출선된 용선을, 용선 예비 처리에서 탈황 처리하고, 전로형 정련 용기로 탈 P 및 탈 C 처리한 후, 레이들에 수강(受鋼)하였다. 출강 시, 합금 원소를 첨가하고, 보온용 커버 슬래그를 첨가하였다.
정련 공정에서는, 레이들 내의 용강을 RH 진공 탈가스 장치로 감압 처리를 행하였다. 용제 중에는 적절히 용강 샘플을 채취하고, 분석에 제공하여 용강 성분을 얻었다. 용강 온도는 1560℃ 내지 1610℃에서 추이하였다. RH 처리 전반에서 Zr 및 B를 제외한 합금을 첨가하여 성분 조정을 실시함과 함께 진공 탈가스를 행하고, 용존 산소 농도를 조정하였다. 용존 산소 농도는, 산소 농도 프로브를 사용하여 측정하였다. 그 후, Zr을 첨가하고, 0.7 내지 5.4분의 경과 후에, B를 더 첨가하였다. 그리고, 균일하게 혼합하기 위해서 환류 처리를 행하였다. 단, 강 AR은, Zr 첨가의 2.4분 전에 B를 첨가하였다. 이 때문에, 표 2B에서는 강 AR의 Zr과 B의 첨가 시간차를 「-2.4」로 기재하였다.
RH 진공 탈가스 장치에서 처리한 후에는 연속 주조법에 의해, 반제품으로서 250㎜ 두께의 슬래브를 얻었다. 연속 주조에서는, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.1 내지 0.7℃/초로 하였다. 그 후, 열간 압연 공정에 의해 50 내지 100㎜ 두께까지 가공하고, 강재를 제조하였다.
표 1A 내지 표 1D에 강재의 화학 조성 및 탄소 당량을 나타낸다. 표 2A 및 표 2B에 Zr 첨가 시의 용존 산소 농도, Zr 첨가로부터 B 첨가까지의 시간 및 연속 주조 시의 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 표 3A 및 표 3B에, Insol.Zr 함유량, Sol.Zr 함유량, BF, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도 및 샤르피 흡수 에너지를 나타낸다. 표 1C, 표 1D, 표 2B 및 표 3B의 밑줄은, 그 값이 본 발명의 범위 외임을 나타낸다.
(Zr, B) 함유 산화물 입자의 원 상당 직경 및 개수 밀도는, 경면 연마한 강재 표면을 주사형 전자 현미경(SEM)에 의해 관찰함으로써, 측정하였다. 구체적으로는, SEM에 의해, 10㎜×10㎜(100㎟)의 범위에 대하여, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상의 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수를 측정하고, 관찰한 시야의 면적으로 나누어 개수 밀도를 측정하였다. 개수 밀도의 측정 대상이 되는 입자는, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상이며, SEM에 부속되는 에너지 분산형 X선 분석 장치(EDX)에 의한 정량 분석에 의해, 5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하며, 또한, Al2O3의 조성이 50질량％ 이하라고 확인한 입자이다.
Insol.Zr 및 Sol.Zr의 함유량은, 전해 추출 잔사 분석법에 의해 측정하였다. 전해 추출 잔사 분석법은, 강을 비수 용매(아세틸아세톤-메탄올 용액) 중에서의 전해에 의해 모상을 용해시켜, 잔사(석출물이나 개재물)를 구멍 직경 0.2㎛의 필터로 추출하고, 분리하였다. 분리 후, 용액에 포함되는 Zr의 양을 Sol.Zr 함유량으로 하고, 잔사에 포함되는 Zr의 양을 Insol.Zr 함유량으로 하였다.
BF는, 상기 식 (C1) 및 식 (C2)에 의해 구하였다.
다음으로, 강재로부터 열 사이클 시험용 시험편을 채취하였다. 이 시험편에 열 사이클을 부여하였다. 구체적인 열 사이클 조건으로서는, 실온으로부터 1400℃까지 가열한 후, 1400℃에서 5초간 유지하고, 그 후, 입자 내 변태에 영향을 미치는 온도 범위인 800℃에서 500℃까지의 온도 범위를 1.0℃/초의 속도로 제어하여 냉각하였다.
열 사이클을 부여한 후의 강재로부터, 3개씩 V 노치 시험편을 채취하고, -40℃에서 샤르피 충격 시험을 행하고, 흡수 에너지(vE-40)를 측정하였다. V 노치 시험편은, JIS Z 2242:2005에 기재된 V 노치 시험편에 준하여 작성하였다. 또한, 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242:2005에 준거하여 행하였다.
표 1A, 표 1B, 표 2A 및 표 3A에 나타낸 바와 같이, 본 발명예인 강 A 내지 V는, 모두 평균 100J 이상이며, 또한 3개의 시험편 중 최소의 흡수 에너지가 50J 이상의 흡수 에너지를 나타내고, 우수한 인성을 갖고 있었다.
한편, 표 1C, 표 1D, 표 2B 및 표 3B에 나타낸 바와 같이, 비교예인 강 W 내지 Z, AA 내지 AF, AI 내지 AN은, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 모두 인성이 열화되고 있었다.
또한, 강 AG 내지 AH, AO 내지 AS는, 본 발명의 화학 조성의 범위를 충족하였지만, 제조 조건이 본 발명의 조건을 만족시키지 못했다. 그 때문에, 강 AG는 Sol.Zr 함유량이 본 발명을 만족시키지 못하고, 강 AH는 Insol.Zr 함유량 및 BF가 본 발명을 만족시키지 못했다. 강 AO 내지 AS는, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 본 발명의 범위를 만족시키지 못했다. 그 결과, HAZ 인성이 열화되었다.
[표 1A]
Figure 112021106181981-pct00001
[표 1B]
Figure 112021106181981-pct00002
[표 1C]
Figure 112021106181981-pct00003
[표 1D]
Figure 112021106181981-pct00004
[표 2A]
Figure 112021106181981-pct00005
[표 2B]
Figure 112021106181981-pct00006
[표 3A]
Figure 112021106181981-pct00007
[표 3B]
Figure 112021106181981-pct00008
(실시예 2)
용광로에서 출선된 용선을, 용선 예비 처리에서 탈황 처리하고, 전로형 정련 용기로 탈 P 및 탈 C 처리한 후, 레이들에 수강하였다. 출강 시, 합금 원소를 첨가하고, 보온용 커버 슬래그를 첨가하였다.
정련 공정에서는, 레이들 내의 용강을 RH 진공 탈가스 장치로 감압 처리를 행하였다. 용제 중에는 적절히 용강 샘플을 채취하고, 분석에 제공하여 용강 성분을 얻었다. 용강 온도는 1560℃ 내지 1610℃에서 추이하였다. RH 처리 전반에서 Zr 및 B를 제외한 합금을 첨가하여 성분 조정을 실시함과 함께 진공 탈가스를 행하고, 용존 산소 농도를 조정하였다. 용존 산소 농도는, 산소 농도 프로브를 사용하여 측정하였다. 그 후, Zr을 첨가하고, 0.8 내지 5.3분의 경과 후에, B를 더 첨가하였다. 그리고, 균일하게 혼합하기 위해서 환류 처리를 행하였다. 단, 번호 151은, Zr 첨가의 2.2분 전에 B를 첨가하였다. 이 때문에, 표 2C에서는 No. 151의 Zr과 B의 첨가 시간차를 「-2.2」로 기재하였다.
RH 진공 탈가스 장치에서 처리한 후에는 연속 주조법에 의해, 연속 주조에서는, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.1 내지 0.7℃/초로 하였다. 그리고, 반제품으로서 251 내지 372㎜ 두께의 슬래브를 얻었다. 그 후, 열간 압연 공정에 의해 50 내지 100㎜ 두께까지 가공하여 강재를 제조하였다.
표 4A 내지 표 4D에 강재의 화학 조성 및 탄소 당량을 나타내었다. 표 5A 내지 표 5C에 Zr 첨가 시의 용존 산소 농도, Zr 첨가로부터 B 첨가까지의 시간 및 연속 주조 시의 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 표 5A 내지 표 5C에, 가열 공정 및 열간 압연 공정의 조건을 나타낸다. 표 6A 내지 표 6C에, Insol.Zr 함유량, Sol.Zr 함유량, BF, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도, 마이크로 조직의 평가 결과, 결정립계 밀도, 인장 강도 TS, 항복 응력 YP, 샤르피 흡수 에너지 및 -10℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca, NDT 온도 및 vTrs를 나타낸다. 표 4C, 표 4D, 표 5B, 표 5C, 표 6B, 표 6C의 밑줄 부분은, 본 발명의 범위 외임을 나타낸다.
(Zr, B) 함유 산화물 입자의 원 상당 직경 및 개수 밀도는, 실시예 1과 동일한 방법으로 측정하였다.
Insol.Zr 및 Sol.Zr의 함유량은, 실시예 1과 동일한 방법으로 측정하였다. BF는, 상기 식 (C1) 및 식 (C2)에 의해 구하였다.
다음으로, 강재로부터 열 사이클 시험용 시험편을 채취하고, 실시예 1과 동일한 방법으로, -40℃에서 샤르피 충격 시험을 행하고, 흡수 에너지(vE-40)를 측정하였다.
어레스트성의 평가는, NK 선급 협회 강선 규칙 검사 요령 K편 부속서 K3.12.2-1.(2018년)의 「취성 균열 전파 정지 인성값 Kca 시험 방법에 관한 검사 요령」에 준거하여 행하였다. 시험에 의해, -10℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca를 구하였다.
또한, 어레스트성의 평가로서, 무연성 천이 온도(NDT 온도; Nil-Ductility-Transition Temperature)를 구하였다. NDT 온도는, ASTM E208-06에 규정된, NRL(Naval Research Laboratory) 낙중 시험법에 준거하여 시험을 행함으로써 구하였다. 시험편은, P-3타입(T: 16㎜, L: 130㎜, W: 50㎜)으로 하고, 강재의 최표면을 포함하도록 하여, 판 두께 방향의 16㎜의 위치까지를 채취하였다. 시험편은, 압연 방향(L 방향)으로 채취하고, 시험편의 최표면에 L 방향으로 용접 비드를 마련하고, 크랙 스타터로서 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)으로 절결을 마련하였다.
또한, 어레스트성의 평가로서, 파면 천이 온도(vTrs)를 구하였다. vTrs의 평가는, JIS Z 2242:2005에 준거하고, 시험편은 V 노치 시험편으로 하고, 시험편 채취 위치는 강재의 판 두께의 1/4부를 포함하도록 채취하였다.
-10℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca -10℃가 6000N/㎜ 1.5 이상, 무연성 천이 온도(NDT 온도)가 -60℃ 이하, 파면 천이 온도(vTrs)가 -60℃ 이하를 모두 충족한 경우를 어레스트성이 우수하다고 판단하였다.
인장 강도 TS 및 항복 응력 YP의 평가는, JIS Z 2241:2011에 준하여 행하였 다. 시험편은 1B호 시험편으로 하였다. 시험 방법은 영구 신장법으로 하였다. 인장 강도 TS가 510 내지 720MPa, 항복 응력 YP가 390 내지 650MPa인 것을 바람직한 강도가 얻어졌다고 판단하였다.
표 4A 내지 표 4D, 표 5A 및 표 6A에 나타낸 바와 같이, 본 발명예인 No. 101 내지 125는, 모두 우수한 HAZ 인성 및 어레스트성을 갖고 있으며, 또한, 기계적 성질도 우수하였다.
한편, 표 4C, 표 4D 및 표 5B, 표 5C, 표 6B, 표 6C에 나타낸 바와 같이, 비교예인 No. 126 내지 136, 140 내지 142, 144 내지 146은, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, HAZ 인성이 낮았다.
또한, No. 138, 139, 148 내지 152는, 화학 조성이 본 발명의 성분 범위를 충족하였지만, 제조 조건이 본 발명의 조건을 만족시키지 못했다. 그 때문에, No. 138은 Sol.Zr 함유량이 본 발명을 만족시키지 못하고, No. 139는 Insol.Zr 함유량 및 BF가 본 발명을 만족시키지 못했다. No. 148 내지 152는, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 본 발명의 범위를 만족시키지 못했다.
No. 137, No. 143은, 화학 조성이 본 발명의 성분 범위를 충족하였지만, 바람직한 범위를 벗어나 있었으므로, HAZ 인성은 우수하였지만, 어레스트성은 충분하지 않았다. No. 153, 155 내지 159, 162, 163, 166은, 결정립계 밀도가 바람직한 범위를 만족시키지 못했다. No. 154, 160, 161, 164, 165, 167은, 마이크로 조직이 바람직한 범위를 만족시키지 못했다. 그 결과, HAZ 인성은 우수하였지만, 어레스트성 또는 기계적 성질 중 어느 것이 바람직한 범위가 아니었다.
[표 4A]
Figure 112021106181981-pct00009
[표 4B]
Figure 112021106181981-pct00010
[표 4C]
Figure 112021106181981-pct00011
[표 4D]
Figure 112021106181981-pct00012
[표 5A]
Figure 112021106181981-pct00013
[표 5B]
Figure 112021106181981-pct00014
[표 5C]
Figure 112021106181981-pct00015
[표 6A]
Figure 112021106181981-pct00016
[표 6B]
Figure 112021106181981-pct00017
[표 6C]
Figure 112021106181981-pct00018
(실시예 3)
실시예 2와 동일한 슬래브를 사용하여, 열간 압연 공정에 의해 50 내지 100㎜ 두께까지 가공하여 강재를 제조하였다. 즉, 강재의 화학 조성 및 탄소 당량은, 표 4A 내지 표 4D에 나타낸 바와 같다.
표 7A 내지 표 7C에, 가열 공정, 조압연 공정, 1차 냉각 공정, 마무리 압연 공정, 2차 냉각 공정 및 템퍼링 공정의 조건을 나타낸다. 또한, 표 8A 내지 표 8C에, Insol.Zr 함유량, Sol.Zr 함유량, BF, 마이크로 조직의 평가 결과, 집합 조직의 평가 결과, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도, 샤르피 흡수 에너지, 인장 강도 TS, 항복 응력 YP, -10℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca, NDT 온도 및 vTrs를 나타낸다. 표 7A 내지 표 8C의 밑줄 부분은, 본 발명의 범위 외임을 나타낸다.
(Zr, B) 함유 산화물 입자의 원 상당 직경 및 개수 밀도는, 실시예 1 및 2와 동일한 방법으로 측정하였다.
Insol.Zr 및 Sol.Zr의 함유량은, 실시예 1 및 2와 동일한 방법으로 측정하였다.
BF는, 상기 식 (C1) 및 식 (C2)에 의해 구하였다.
다음으로, 강재로부터 열 사이클 시험용 시험편을 채취하고, 실시예 1 및 2와 동일한 방법으로, -40℃에서 샤르피 충격 시험을 행하고, 흡수 에너지(vE-40)를 측정하였다.
어레스트성의 평가는, 실시예 2와 동일한 방법으로 행하였다.
인장 강도 TS 및 항복 응력 YP의 평가는, 실시예 2와 동일한 방법으로 행하였다.
표 4A 내지 표 4D, 및 표 7A 내지 표 8C에 나타낸 바와 같이, 본 발명예인 No. 201 내지 225는, 모두, 우수한 HAZ 인성 및 어레스트성을 갖고 있으며, 또한, 기계적 성질도 우수하였다.
한편, 비교예인 No. 226 내지 236, 240 내지 242, 244 내지 246은, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, HAZ 인성이 낮았다.
또한, No. 238, 239, 248 내지 252는, 화학 조성이 본 발명의 성분 범위를 충족하였지만, 제조 조건이 본 발명의 조건을 만족시키지 못했다. 그 때문에, No. 238은 Sol.Zr 함유량이 본 발명의 범위를 만족시키지 못하고, No. 239는 BF가 본 발명의 범위를 만족시키지 못했다. No. 248 내지 252는, (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 본 발명의 범위를 만족시키지 못했다.
No. 237, 243, 247은, 화학 조성이 본 발명 범위 내였지만, 바람직한 범위를 벗어났다. No. 253, 265 내지 270, 272, 274, 277은, 판 두께의 1/2부에서의 주 압연 방향에 대하여 수직인 면인 수직면에 대하여 {110}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 바람직한 범위를 벗어났다. No. 254, 276은, 마이크로 조직이 바람직한 범위를 벗어났다. No. 255 내지 264, 271은, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서의 주 압연 방향에 대하여 수직인 면인 수직면에 대하여 {110}면이 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 바람직한 범위를 벗어났다. No. 273은, 2차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 너무 높았기 때문에, 마이크로 조직이 바람직한 범위를 벗어났다. 또한, No. 275는, 2차 냉각에 있어서의 냉각 개시 온도가 너무 높았기 때문에, 마이크로 조직이 바람직한 범위를 벗어났다.
그 때문에, 이들 예에서는 HAZ 인성은 우수하였지만, 어레스트성이나 기계적 특성이 바람직한 범위는 아니었다.
[표 7A]
Figure 112021106181981-pct00019
[표 7B]
Figure 112021106181981-pct00020
[표 7C]
Figure 112021106181981-pct00021
[표 8A]
Figure 112021106181981-pct00022
[표 8B]
Figure 112021106181981-pct00023
[표 8C]
Figure 112021106181981-pct00024
본 발명에 따르면, 우수한 HAZ 인성, 특히, 입열 35kJ/㎜ 이상의 대입열 용접의 HAZ에 있어서 우수한 인성을 갖는 강재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims (9)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.040 내지 0.160％,
    Si: 0.01 내지 0.50％,
    Mn: 0.70 내지 2.50％,
    P: 0.030％ 이하,
    S: 0.008％ 이하,
    Al: 0.010％ 이하,
    Ca, Mg 및 REM의 함유량의 합계: 0.0005％ 이하,
    N: 0.0010 내지 0.0080％,
    O: 0.0005 내지 0.0040％,
    Ti: 0.003 내지 0.024％,
    Zr: 0.0007 내지 0.0050％,
    B: 0.0003 내지 0.0040％,
    Cu: 0 내지 1.00％,
    Ni: 0 내지 2.50％,
    Cr: 0 내지 1.00％,
    Mo: 0 내지 0.50％,
    Nb: 0.003 내지 0.050％,
    V: 0 내지 0.150％,
    W: 0 내지 1.00％,
    Sn: 0 내지 0.50％,
    잔부: Fe 및 불순물 원소로 이루어지고,
    Insol.Zr: 0.0007 내지 0.0040％,
    Sol.Zr: 0.0010％ 이하이며,
    하기 식 (1) 및 (2)로 표시되는 BF가 0.0030％ 이하이며,
    5.0질량％ 이상의 Zr과 0.1질량％ 이상의 B와 1.0질량％ 이상의 O를 포함하는 (Zr, B) 함유 산화물 입자 중, 원 상당 직경이 0.5㎛ 이상인 (Zr, B) 함유 산화물 입자이며, Al2O3 조성이 50질량％ 이하인 (Zr, B) 함유 산화물 입자의 개수 밀도가 5 내지 300개/㎟이며,
    면적률로 5 내지 70％의 페라이트와, 면적률로 30 내지 95％의 베이나이트와, 면적률로 0 내지 15％의 펄라이트와, 면적률로 0 내지 5％의 마르텐사이트·오스테나이트 혼합 조직을 함유하는 마이크로 조직을 갖고,
    표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서의 결정립계 밀도가 500 내지 1100㎜/㎟이며,
    판 두께의 1/4부의 위치에 있어서의 결정립계 밀도가 400 내지 1000㎜/㎟이며,
    판 두께의 1/2부의 위치에 있어서의 결정립계 밀도가 300 내지 900㎜/㎟인, 강재.
    BF'=B-[N-{Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.734/48)}×(14/47.867)]×(10.811/14) … (1)
    BF'>B의 경우 BF=B, 0≤BF'≤B의 경우 BF=BF', BF'<0의 경우 BF=0 … (2)
    단, 식 (1) 및 식 (2) 중의, N, Ti, O 및 B는, 강 중에 포함되는 N, Ti, O, B의 질량％에 의한 함유량이며, Insol.Zr은, 산불용성 Zr의 질량％에 의한 함유량이다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    Cu: 0.10 내지 1.00％,
    Ni: 0.10 내지 2.50％,
    Cr: 0.10 내지 1.00％,
    Mo: 0.01 내지 0.50％,
    Nb: 0.003 내지 0.050％,
    V: 0.010 내지 0.150％,
    W: 0.01 내지 1.00％, 및
    Sn: 0.03 내지 0.50％
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 BF가 0.0020％ 이하이며,
    하기 식 (3)으로 표시되는 탄소 당량 Ceq가, 0.30％ 내지 0.55％인, 강재.
    Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 … (3)
    식 (3) 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 BF가 0.0020％ 이하이며,
    하기 식 (4)로 표시되는 탄소 당량 Ceq가, 0.30％ 내지 0.55％이며,
    주 압연 방향에 대하여 수직인 면인 수직면의, 표면으로부터 1 내지 5㎜의 위치에 있어서, {110}면이 상기 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 30 내지 60％이며,
    상기 수직면의 판 두께의 1/4부에 있어서, {100}면이 상기 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 10 내지 40％이며,
    상기 수직면의 판 두께의 1/2부에 있어서, {110}면이 상기 수직면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 영역의 면적률이 40 내지 70％인, 강재.
    Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 … (4)
    식 (4) 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 강재의 제조 방법이며,
    용강에 대하여 진공 탈가스를 행하고, 상기 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, Zr 첨가로부터 1.0 내지 5.0분 경과 후에 B를 첨가하는 정련 공정과,
    상기 정련 공정 후의 상기 용강에 대하여 연속 주조를 행하여 주편으로 할 때, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.5℃/초 이하로 하는 연속 주조 공정과,
    상기 연속 주조 공정 후의 상기 주편을 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정 후의 상기 주편을 열간 압연하여 강재로 하는 열간 압연 공정을
    구비하는 것을 특징으로 하는, 강재의 제조 방법.
  6. 제3항에 기재된 강재의 제조 방법이며,
    용강에 대하여 진공 탈가스를 행하고, 상기 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, Zr 첨가로부터 1.0 내지 5.0분 경과 후에 B를 첨가하는 정련 공정과,
    상기 정련 공정 후의 상기 용강에 대하여 연속 주조를 행하여 주편으로 할 때, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.5℃/초 이하로 하는 연속 주조 공정과,
    상기 연속 주조 공정 후의 상기 주편을 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정 후의 상기 주편을 열간 압연하여 강재로 하는 열간 압연 공정을 구비하고,
    상기 가열 공정에서는, 가열로 내에 재로 중의 상기 주편의 표면 온도의 최고 온도가, 950 내지 1150℃의 범위가 되도록 가열하고,
    상기 열간 압연 공정은, 조압연 공정과, 마무리 압연 공정과, 냉각 공정을 순차 행하는 공정이며,
    상기 조압연 공정에서는, 상기 가열 공정에서 가열한 상기 주편을, 하기 식 (5)에 나타낸 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서, 누적 압하율 10 내지 75％로 압연하고,
    Ar3이 하기 식 (6)으로 표시될 때, 상기 마무리 압연 공정에서는, 마무리 압연 온도를 (Ar3-50)℃ 이상, 상기 재결정 온도 Trex(℃) 미만으로 하고, 누적 압하율 45 내지 75％의 조건에서 압연하고,
    상기 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 (Ar3-100)℃ 이상, 상기 재결정 온도 Trex(℃) 미만의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를 0℃ 이상, 600℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를 2 내지 15℃/초로 하는 조건에서 냉각하는
    것을 특징으로 하는, 강재의 제조 방법.
    Trex(℃)=-91900×[Nb*]2+9400×[Nb*]+770 … (5)
    Ar3(℃)=910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo … (6)
    [Sol.Nb]=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) … (7)
    단, 식 (5) 중의 [Nb*]는, 식 (7)로 표시되는 [Sol.Nb]와, 강 중의 Nb 함유량(질량％)의 관계가, Nb≥[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=[Sol.Nb]로 하고, Nb<[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=Nb로 하고,
    식 (6) 내지 식 (7)의 원소 기호는 강 중에 포함되는 각 원소의 질량％에 의한 함유량이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입하고,
    식 (7) 중의 T는 상기 가열 공정에서의 상기 주편의 추출 시의 상기 주편의 단위 ℃에서의 온도이다.
  7. 제4항에 기재된 강재의 제조 방법이며,
    용강에 대하여 진공 탈가스를 행하고, 상기 용강의 용존 산소 농도가 0.0050％ 이하로 되고 나서 Zr을 첨가하고, Zr 첨가로부터 1.0 내지 5.0분 경과 후에 B를 첨가하는 정련 공정과,
    상기 정련 공정 후의 상기 용강에 대하여 연속 주조를 행하여 주편으로 할 때, 주편의 표면 온도가 1200℃에서 900℃로 될 때까지의 평균 냉각 속도를, 0.5℃/초 이하로 하는 연속 주조 공정과,
    상기 연속 주조 공정 후의 상기 주편을 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정 후의 상기 주편을 열간 압연하여 강재로 하는 열간 압연 공정을 구비하고,
    상기 가열 공정에서는, 가열로에서 추출할 때의 상기 주편의 전체 두께 평균 온도가 950 내지 1200℃의 범위가 되도록 가열하고,
    상기 열간 압연 공정은, 조압연 공정과, 1차 냉각 공정과, 마무리 압연 공정과, 2차 냉각 공정을 순차 행하는 공정이며,
    상기 조압연 공정에서는, 상기 가열 공정에서 가열한 상기 주편을, 하기 식 (8)에 나타낸 재결정 온도 Trex(℃) 이상, 1050℃ 이하의 압연 온도에서, 누적 압하율 10 내지 75％로 압연하고,
    Ar3이 하기 식 (9)로 표시될 때, 상기 1차 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를, Ar3℃ 이상, 1050℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를, 500℃ 이상, (Ar3-30)℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를, 35 내지 100℃/초로 하는 조건에서 냉각하고,
    상기 마무리 압연 공정에서는, 마무리 압연 온도가 750 내지 850℃, 압연 패스 수가 4 내지 15패스, 압연 형상비의 평균값이 0.5 내지 1.0, 누적 압하율이 45 내지 75％로 되는 조건에서 압연하고,
    상기 2차 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 (Ar3-100)℃ 이상으로 하고, 하기 식 (8)에 나타낸 재결정 온도 Trex(℃) 미만의 범위로 하고, 냉각 정지 온도를 0℃ 이상, 600℃ 이하의 범위로 하고, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도를 2 내지 15℃/초로 하는 조건에서 냉각하는
    것을 특징으로 하는, 강재의 제조 방법.
    Trex=-91900×[Nb*]2+9400×[Nb*]+770 … (8)
    Ar3(℃)=910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo … (9)
    [Sol.Nb]=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) … (10)
    단, 식 (8) 중의 [Nb*]는, 식 (10)으로 표시된 [Sol.Nb]와, 강 중의 Nb 함유량(질량％)의 관계가, Nb≥[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=[Sol.Nb]로 하고, Nb<[Sol.Nb]인 경우에 [Nb*]=Nb로 하고,
    식 (9) 내지 식 (10)의 원소 기호는 강 중에 포함되는 각 원소의 질량％에 의한 함유량이며, 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입하고,
    식 (10) 중의 T는 상기 가열 공정에서의 상기 주편의 추출 시의 상기 주편의 단위 ℃에서의 온도이다.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 열간 압연 공정 후에, 상기 강재를 350 내지 650℃의 범위로 가열하는 템퍼링을 행하는 템퍼링 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 강재의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 열간 압연 공정 후에, 상기 강재를 350 내지 650℃의 범위로 가열하는 템퍼링을 행하는 템퍼링 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 강재의 제조 방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7469632B2 (ja) 2020-05-12 2024-04-17 日本製鉄株式会社 鋼材及びその製造方法
CN115398018B (zh) * 2020-08-31 2023-07-21 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
WO2022045350A1 (ja) * 2020-08-31 2022-03-03 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN114032469B (zh) * 2021-03-04 2022-05-20 东北大学 一种含锆细晶粒热轧板带钢及其制备方法
CN114196881B (zh) * 2021-12-08 2022-08-09 东北大学 一种兼具低温焊接和高热输入焊接性能的高强度钢及其生产方法
KR20230094381A (ko) * 2021-12-21 2023-06-28 주식회사 포스코 변형 후 충격인성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조방법
KR20230102791A (ko) 2021-12-30 2023-07-07 현대제철 주식회사 극후물 판재의 제어압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 극후물 강재
WO2024105967A1 (ja) * 2022-11-14 2024-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度極厚鋼板およびその製造方法
JP7468814B1 (ja) 2022-11-14 2024-04-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度極厚鋼板およびその製造方法
WO2024116737A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度極厚鋼板およびその製造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019069771A1 (ja) 2017-10-03 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101294257B (zh) 2007-04-23 2014-06-18 株式会社神户制钢所 焊接热影响部的韧性优异的钢材及其制造方法
EP2295615B1 (en) * 2008-05-26 2017-11-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe excellent in low-temperature toughness and ductile-fracture-stopping performance and process for producing the same
WO2010013358A1 (ja) * 2008-07-30 2010-02-04 新日本製鐵株式会社 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
JP5342902B2 (ja) * 2009-03-11 2013-11-13 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および母材疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法
JP5651090B2 (ja) 2011-01-18 2015-01-07 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法
JP5820341B2 (ja) 2012-06-19 2015-11-24 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材
JP6226542B2 (ja) 2013-03-22 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材
JP6211296B2 (ja) 2013-04-30 2017-10-11 株式会社神戸製鋼所 耐サワー性とｈａｚ靭性に優れた鋼板
JP6280824B2 (ja) * 2014-06-20 2018-02-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN107709599B (zh) * 2016-04-19 2018-10-02 新日铁住金株式会社 钢材
JP6926774B2 (ja) * 2017-07-21 2021-08-25 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP6926772B2 (ja) * 2017-07-21 2021-08-25 日本製鉄株式会社 鋼板
JP6828638B2 (ja) * 2017-08-14 2021-02-10 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
EP3686303B1 (en) * 2017-09-19 2021-12-29 Nippon Steel Corporation Steel pipe and steel plate

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019069771A1 (ja) 2017-10-03 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法

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