KR19990078134A - 고 강도 및 고 인성의 강재 및 그의 제조방법 - Google Patents

고 강도 및 고 인성의 강재 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 재질 격차가 적고 저온에서의 용접부 인성이 우수한 고 강도 및 고 인성의 강재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
0.001중량% 이상 0.030중량% 미만의 탄소, 0.60중량% 이하의 규소, 0.8 내지 3.0중량%의 망간, 0.005 내지 0.20중량%의 니오브, 0.0003 내지 0.0050중량%의 붕소 및 0.005중량% 이하의 알루미늄을 함유하며, 나머지는 실질적으로 철로 이루어지고, 또한 부피를 기준으로 강철 조직의 90% 이상이 베이나이트 조직이다.

Description

고 강도 및 고 인성의 강재 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH HIGH-TOUGHNESS STEEL PRODUCTS AND PRODUCTION METHOD THEREOF}
본 발명은 재질 격차가 적으며 용접부 저온 인성이 우수한 고 강도 및 고 인성의 강재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 특히 건축, 해양 구조물, 파이프, 조선, 저장, 토목 및 건축 기계 등의 분야에 사용되는 두꺼운 강철판, 강철대, 형강(形鋼) 또는 강철봉 등의 강재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
두꺼운 강철로 대표되는 일정 두께의 강재는 상술한 바와 같이 여러 분야에서 사용된다. 지금까지 고 강도화 또는 고 인성화와 같은 여러 특성의 개선이 도모되어 왔다. 최근에는 또한, 이들의 특성이 강재의 두께 방향에서 균일하고 또한 강재 간에 격차가 작은 것이 요구되고 있다.
문헌[철과 강, 제 74권(1988) 제6호]의 11 내지 21쪽에는, 건축물의 고층화가 진행됨에 따라서 거대 지진에 대한 건축물의 변형에 의해서 진동 에너지를 흡수하여 도괴를 막는 설계가 채용되어 온 것이 보고되어 있다. 구체적으로, 지진 발생시에 건축물 뼈대의 임의적인 소성 변형에 의해서 건물의 도괴를 막는 것이다.
즉, 지진 발생시에 건축물의 뼈대가 설계자의 의도한 양태를 나타내는 것을 전제로 하므로, 건축물의 기둥이나 빔 등의 강재의 내력비를 설계자가 완전히 파악할 필요가 있다.
따라서, 기둥이나 빔 등에 이용되는 강판이나 H형 강철 등의 강재는 반드시 균질해야 하며, 강재의 강도 격차는 큰 문제(지장)가 된다.
여기서, 건축이나 조선 등에 이바지하게 하는 강재는 고 장력 및 고 인성이 요구되는 경우, 이러한 종류의 강재는 제어 압연 제어 냉각법, 일명 TMCP법(Thermo Mechanical Controlled Rolling Process)에 따라서 제조되는 것이 통례이다.
그러나, 이 TMCP 법에 의해서 일정 두께의 강재를 제조하는 경우, 압연 후의 냉각 처리에 있어서의 냉각 속도가 강재의 두께 방향에 따라 상이함에 기인하여 강철 조직이 변하여, 얻어진 강재의 두께 방향으로 재질에 격차가 발생하는 경우가 있다. 또는, 상기 냉각 속도가 각 강재간의 상이함에 기인하므로, 얻어진 각 강재 간에는 재질에 격차가 발생하는 경우가 있다.
재질의 격차의 예로서는, 두꺼운 강판에 있어서 두께 방향으로 발생하는 것, H형 강철에 있어서의 웹 및 플랜지 간의 냉각 속도의 차이에 의해서 웹 및 플랜지 간에 발생하는 것, 또는 또 각 롯트(lot) 간에 발생하는 것 등이 있다.
따라서, 재질의 격차를 작게 하는 기술로서, 예컨대 하기와 같은 공보가 있다. 일본 특허 공개공보 98-79020호에는 강철 성분, 압하량, 냉각 속도 및 냉각 종료 온도를 제어함으로써, 판두께 방향의 단면에 있어서의 경도차를 작게 하는 방법을 제안하고 있다.
그러나, 두꺼운 강판, 특히 50㎜을 넘는 매우 두꺼운 강판의 제조에서는 판두께 방향으로의 냉각 속도 분포가 필연적으로 발생하므로, 상기의 방법에 의해서 판두께 방향 단면에 있어서의 경도차를 충분히 억제하는 것이 어렵다.
일본 특허 공개공보 86-67716호에는 탄소 함량이 극히 적은 강철에 의해, 판두께 방향의 강도차를 대폭 감소시켰지만, 상기 공개공보의 도 3에 나타난 바에 따르면 특히 매우 두꺼운 강판에 있어서 불가피하게 발생하는 냉각 속도의 변화에 따르는 강도의 격차를 해소할 정도에는 이르고 있지 않다.
일본 특허 공개공보 83-77528호에는 니오브 및 붕소를 함유하는 강철로서는 안정한 경도 분포를 얻을 수 있는 것이 기재되어 있고, 조직을 베이나이트로 만들기 위해서 냉각 속도를 15 내지 40℃/s 범위로 제어해야 한다.
그러나, 냉각 속도를 판두께 중심부에서도 엄밀히 제어하는 것이 어려운 경우, 판두께 방향에 균일한 조직이 얻어질 수 없고, 강도가 분산되거나, 섬(island) 형상의 마텐자이트가 생성되어 연성 또는 인성이 열화하는 문제가 있었다.
용접성을 향상시키는 기술로서, 일본 특허 공개공보 79-132421호에는 매우 낮은 탄소화를 도모하는 동시에, 라인 파이프에 대한 고 인성을 얻기위해서 800℃ 이하의 마무리 온도로 압연을 실시하여, 고 장력의 베이나이트 강철을 제조하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 이 방법은 저온 범위에서 압연을 종료하기 때문에, 생산성이 낮은 문제가 있으며, 또한 후판등에 있어서 일정 길이로 절단해야 하는 경우에는 절단에 따르는 왜곡 변형의 문제도 있다.
발명자 등은 일본 특허 공개공보 96-144019호에서 극히 낮은 탄소화에 의해 재질의 격차가 적고 0℃에서의 용접열 영향부의 내충격 특성이 우수한 강재를 제시하였다.
그러나, 이 강재도 -20℃에서는 용접열 영향부(HAZ)의 내충격 특성이 반드시 양호하다고는 할 수 없으며, 더 한층의 개선이 필요하다.
본 발명은, 상기의 필요성에 유리하게 응하는 것으로, 재질 격차가 적고, 극저온에서 HAZ의 내충격 특성이 우수한 고 강도 및 고 인성의 강재 및 그의 제조 방법을 동시에 제공하는 것을 목적으로 한다.
도 1은 두꺼운 강판에서 알루미늄 함량과 재현 용접 열 영향부의 -20℃에서의 샤르피(Charpy) 흡수 에너지와의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 두꺼운 강판에서의 냉각 속도와 강도와의 관계를 나타낸 그래프이다.
즉, 본 발명은 0.001중량% 이상 0.030중량% 미만의 탄소, 0.60중량% 이하의 규소, 0.8 내지 3.0중량%의 망간, 0.005 내지 0.20중량%의 니오브, 0.0003 내지 0.0050중량%의 붕소 및 0.005중량% 이하의 알루미늄을 함유하여 나머지는 철과 불가피하게 함유된 불순물로 이루어지는 조성으로서, 부피를 기준으로 90% 이상이 베이나이트 조직인, 용접부 인성이 우수한 고 강도 및 고 인성의 강재이다.
또한, 본 발명은 0.001중량% 이상 0.030중량% 미만의 탄소, 0.60중량% 이하의 규소, 0.8 내지 3.0중량%의 망간, 0.005 내지 0.20중량%의 니오브, 0.0003 내지 0.0050중량%의 붕소 및 0.005중량% 이하의 알루미늄을 함유하는 조성의 강편을 가열한 후, 열간 압연하여 고 강도 및 고 인성의 강재를 제조함에 있어서, Ac3내지 1350℃의 온도로 가열한 후, 800℃ 이상의 온도로 열간 압연을 종료한 후 공랭 또는 가속 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고 강도 및 고 인성의 강재의 제조 방법을 제공한다.
발명자 등의 연구에 의하면, 일정 두께의 강재, 그의 전형으로 두꺼운 강판의 재질 격차의 원인은 냉각 과정에서 강판 표면에서 중심부까지의 두께 방향의 냉각 속도의 대폭적인 변화 또는 각 제조 조건의 차이에 의한 냉각 속도의 변화로부터 강철 조직에서의 변동(차이)가 발생하는 것에 기인함이 판명되었다.
이러한 조직 변동을 방지하려면 넓은 냉각 속도 범위로 균질한 조직을 얻을 수 있어야 한다.
따라서, 발명자들은 제조 조건이 변하더라도 균질한 조직을 얻는 기술에 관해서, 원점에 입각하여 검토를 다시 하였다. 그 결과, 합금 성분을 새롭게 설계하여 변경시키므로써 냉각 속도의 변화에 관계없이 두께 방향의 조직을 일정하게 하고 재질의 격차를 각별히 감소시킬 수 있었다.
즉, 극히 낮은 함량의 탄소하에서는 니오브 및 붕소를 적정량으로 첨가함으로써, 조직을 냉각 속도에 의존함없이 베이나이트 조직으로 안정하게 변화시킬 수 있으며, 더구나 이 강철은 베이나이트 주체 조직이기 위해서 충분한 강도를 얻을 수 있음을 발견하였다.
또한, 탄소량을 극히 적게 하는 동시에, P㎝(용접 균열시 감수성 조성)을 작게 하고, 또한 용접부 인성에 미치는 성분의 영향을 조사한 결과, 알루미늄 함량이 낮으면 저온에서의 용접부 인성을 개선시키는 데 유효함을 함께 발견하였다.
본 발명은 상기의 발견에 입각한 것이다.
본 발명에 있어서 강재의 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대하여 설명한다.
탄소는 냉각 속도에 의존하지 않으면서 베이나이트 단상으로 되기 위해서, 0.001중량% 이상이 필요하다. 한편, 0.030중량% 이상에서는 베이나이트 조직 내부 또는 라스 경계에 탄화물이 석출되어 냉각 속도의 변화에 따라 탄화물의 석출 형태가 변하기 때문에, 넓은 냉각 속도 범위로 일정한 강도를 얻는 것이 어려워진다.
규소는 0.60중량%을 넘으면 용접부 인성이 열화되기 때문에 0.60중량% 이하의 범위로 한정한다.
망간은 베이나이트 단상, 특히 부피를 기준으로 베이나이트 조직의 90%가 되기 위해서 0.8중량% 이상으로 첨가해야 하지만, 3.0중량%을 넘는 첨가는 용접에 의한 경화가 현저히 높아져 용접열 영향부(HAZ)에서의 인성 열화를 초래하기 때문에 0.8 내지 3.0중량% 범위이어야 한다.
니오브는 특히 Ars을 낮춰 저 냉각 속도까지 베이나이트 생성 범위를 확대하는 효과가 있어, 안정한 베이나이트 조직을 얻기위해서 필요하다. 또한, 석출 강화에 기여할 뿐만 아니라, 인성의 향상에도 유효하다. 이들의 효과를 기대하기 위해서는 0.005중량% 이상이 필요하지만, 0.20중량%을 넘으면 인성의 향상 효과는 포화에 도달하여, 오히려 비경제적이 되므로 0.20중량%를 상한으로 한다.
붕소는 베이나이트 단상으로 되기 위해서 0.0003중량% 이상이 필요하지만, 0.0050중량%을 넘으면 BN(붕소질화물)이 석출되어 용접성이 열화되기 때문에 0.0003 내지 0.0050중량%의 범위로 한정한다.
알루미늄은 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 발명자 등의 연구에 의하면, 알루미늄의 양이 0.005중량%를 넘으면 HAZ에서의 -20℃(저온)의 인성이 손상되기 때문에, 알루미늄 양은 0.005중량% 이하로 억제하는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.004중량% 이하이다.
도 1은 알루미늄 함량과 -20℃의 재현 HAZ 샤르피 흡수 에너지와의 관계에 대하여 조사한 결과를 나타낸다. 또한, 재현 HAZ의 가열 사이클은 1350℃로 가열한 후, 800℃에서 50O℃까지 300초동안 냉각하는 조건이고, 500kJ/cm의 용접 입열에 상응하는 조건이다.
상기 도면으로부터 알 수 있듯이, 알루미늄 함량을 0.005중량% 이하로 함에 따라 -20℃에서의 내충격 특성이 특히 향상된다.
이러한 HAZ 인성의 개선 이유는, HAZ 조직이 낮은 알루미늄화에서 보다 저 인성인 조대한 라스 형상의 베이나이트 조직의 생성을 억제하여, 비교적 미세한 입상(다각형) 페라이트를 포함하는 고 인성의 바이나이트 조직으로 되었기 때문이다.
통상의 알루미늄 함량(0.02 내지 0.05%)에서는 용접열에 의해 고온에서 승화되어 결정 입상이 조대화되고, 냉각 과정에서 조대한 라스 형상의 베이나이트 조직으로 변하여 HAZ 인성은 열화한다. 저 알루미늄화에 의해, 냉각 과정에서 라스 형상의 베이나이트 조직이 생성되지 않으면서 결정 입상계에 다각형의 페라이트를 포함하는 베이나이트 조직을 얻을 수 있기 때문이다. 이는 HAZ 인상의 양호한 조직때문이다.
전술한 바와 같은 강철 조성의 성분을 조정함으로써, 제조 조건, 특히 냉각속도에 거의 의존함없이, 균질한 조직, 구체적으로는 90% 이상의 베이나이트 조직을 얻을 수 있다.
도 2에서 본 발명에 따르는 성분 조성으로 조정한 강철(발명예)과 건축재료에 이용되는 종래의 강철(종래예)에 대하여, 제조 공정에서의 냉각 속도를 0.1 내지 50℃/s 사이에서 다양하게 변화시켜 얻은 강판의 항장력에 대하여 조사한 결과를 나타낸다.
상기 도면에 나타낸 대로 본 발명에 따르는 성분 조성으로 조정함으로써, 냉각 속도에 의존함없이 일정한 강도가 안정하게 얻어진다.
특히, 종래에 예측할 수 없는 정도의 넓은 냉각 속도 범위에 걸쳐서 Y.S.및 T.S.값의 격차를 줄일 수 있고, 또한 저 알루미늄화에 의해 고 인성을 이룬다.
상기 이유는, 상술한 대로 탄소량의 제한, 그리고 망간 및 니오브, 또한 붕소의 적정량 첨가가 효율적으로 기여한 결과라고 생각된다. 따라서, 두꺼운 강판의 두께 방향으로 냉각 속도가 변하더라도 냉각 속도에 의존하여 강도가 변하지 않고, 두께 방향에 따른 재질 격차가 적은 두꺼운 강판을 얻을 수 있다. 알루미늄의 기여는 전술한 바와 같다.
발명예는 0.011중량%의 탄소, 0.21중량%의 규소, 1.55중량%의 망간, 0.031중량%의 니오브, 0.0012중량%의 붕소 및 0.003중량%의 알루미늄을 포함하며, 나머지는 철과 불가피하게 함유된 불순물의 성분 조성으로 이루어진다. 종래예는, 0.14중량%의 탄소, 0.4중량%의 규소, 1.31중량%의 망간, O.024중량%의 알루미늄, 0.015중량%의 니오브 및 0.013중량%의 티탄을 포함하며, 나머지는 철 및 불가피하게 함유된 불순물 성분 조성으로 이루어진다.
그리고, 상기 둘의 예와 같은 제조 공정에 있어서, 냉각 속도를 다양하게 변화시켜, 두께 15㎜의 강판을 다수 제조하여, 각각의 강판으로부터 채취한 시험편에서 항장력을 측정하였다.
이상, 본 발명의 기본 조성에 대하여 설명하였지만, 본 발명에서는 또한 강도나 인성 등의 특성의 추가적인 향상을 목표로 하여, 하기에 기재된 원소를 적절히 첨가할 수 있다. 이 때, 이미 획득한 균질한 조직은 새로운 원소의 첨가에 의해 거의 영향받지 않으므로, 기본 조성의 경우와 마찬가지로 재질 격차가 적은 고 강도, 고 인성의 두꺼운 강판을 얻을 수 있다.
우선, 강도의 향상을 도모하기 위해서, 석출 강화 성분으로서 구리 0.05 내지 3.0중량%, 여기에 티탄 0.005 내지 0.20중량% 또는 바나듐 0.005 내지 O.20중량%를 각각 첨가할 수 있다. 또한, 이들의 석출 강화 성분을 첨가한 경우에는 후술하는 석출 강화 처리를 실시함으로써 한층 더 강화될 수 있다.
구리는 석출 강화 및 고체 용해 증진을 위해 첨가한다. 3.0중량%를 초과하면 인성이 급격히 열화하는 한편, 0.05중량% 미만에서는 석출 강화 및 고용 강화의 효과가 적기 때문에 0.05 내지 3.0중량%의 범위로 한다.
티탄은 Ar3점을 낮춰 베이나이트 조직의 형성을 용이하게 함과 동시에, TiN의 형성에 의해 용접부 인성을 향상시켜, 석출 강화에도 효율적으로 기여한다. 함량이 0.005중량% 미만이면 첨가 효과에 못미치는 한편, 0.20중량%을 넘으면 인성이 열화하기 때문에 0.005 내지 0.20중량% 범위로 한다.
바나듐은 석출 강화를 위해 0.005중량% 이상을 첨가한다. 0.20중량%보다 많이 첨가하더라도 그 효과는 포화에 도달하므로 0.005 내지 0.20중량% 범위로 한다.
또한, 강도가 한층 더 향상되도록, 3.0중량% 이하의 니켈, 0.5중량% 이하의 크롬, 0.5중량% 이하의 몰리브덴, 0.5중량% 이하의 텅스텐 및 0.5중량% 이하의 지르코늄으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. 또한, 이들 성분은 미량에서도 효과가 있으므로, 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
3.0중량% 이하의 니켈은 강철의 강도 및 인성을 향상시키고, 또한 구리를 첨부한 경우에는 압연시의 구리 균열을 방지하는데 유효하지만, 고가일 뿐만 아니라 과잉으로 첨가하더라도 그 효과는 포화에 도달하기 때문에 3.0중량%를 상한으로 첨가한다. 또한, 0.05중량% 미만으로 첨가하면 상기의 효과가 반드시 충분히 발휘된다고 할 수 없으므로 0.05중량% 이상의 양으로 첨가하는 것이 바람직하다.
0.5중량% 이하의 크롬은 강도를 향상시키는 효과가 있지만, 0.5중량%보다 많이 첨가하면 용접부 인성이 열화하기 때문에 0.5중량% 이하의 범위로 첨가한다. 또한, 하한은 0.05중량%인 것이 바람직하다.
0.5중량% 이하의 몰리브덴은 상온 및 고온에서의 강도를 상승시키는 효과가 있다. 0.5중량%를 넘으면 용접성이 열화되기 때문에 0.5중량% 이하의 범위로 첨가한다. 그러면서, 0.05중량% 미만으로 첨가하면 강도 상승 효과가 충분하다고 할 수 없으므로 0.05중량% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다.
0.5중량% 이하의 텅스텐은 고온 강도를 상승시키는 효과가 있다. 고가일 뿐만 아니라, 0.5중량%를 넘으면 인성이 열화되기 때문에 0.5중량% 이하의 범위로 첨가한다. 그러면서, 0.05중량% 미만으로 첨가하면 강도 상승 효과가 충분하다고 할 수 없으므로 0.05중량% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.
0.5중량% 이하의 지르코늄은 강도의 상승 뿐만 아니라, 아연 도금을 실시하는 경우 내도금 균열성을 향상시키는 효과가 있다. 0.5중량%보다 많이 첨가하면 용접부 인성이 열화되기 때문에, 0.5중량% 이하의 범위로 첨가한다. 또한, 하한은 0.05중량%보다 큰 것이 바람직하다.
또한, HAZ의 인성 향상을 도모하기 위해서, 희토류 금속(REM) 및 칼슘으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 0.02중량% 이하로 첨가할 수 있다.
0.02중량% 이하의 희토류 금속은 옥시설파이드로 되어 오스테나이트 입자의 입자 성장을 억제함으로써 HAZ의 인성 향상에 기여한다. 0.02중량%보다 많이 첨가하면 강철의 청정도를 손상시키므로 0.02중량% 이하로 한다. 또한, 0.001중량% 미만으로 첨가하면 상기한 HAZ 인성의 개선 효과가 불충분하므로 첨가량은 0.001중량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기에서 희토류 금속이란 란타계이고, 공업적으로는 미쉬 금속(Misch Metal)을 사용하는 것이 통례이다.
0.02중량% 이하의 칼슘은 HAZ의 인성 향상에 유효할 뿐만 아니라, 강철중 황화물의 형태 제어에 의해 판두께 방향의 재질 개선에도 효율적으로 기여한다. 0.02중량% 보다 많이 첨가하면 비금속 개재 물량을 증대시켜 내부 결함의 발생 원인이 되기 때문에 0.02중량% 이하로 한다. 또한, 0.0005중량% 미만으로 첨가하면 상기 효과가 불충분하기 때문에 첨가량은 0.0005중량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
하기에서는 본 발명의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 강판은 상술한 기본 조성에 성분 조정을 실시함으로써 균질한 조직을 얻기 위해서 제조 조건을 엄밀히 제어할 필요가 없고, 이러한 종류의 강판을 제조할 때의 통례에 따라서 제조된다. 즉, 성분 조정된 편판을 가열, 열간 압연 냉각한다.
상술한 바람직한 조성으로 성분 조정된 강철 평판을 Ac3내지 1350℃의 온도로 가열한 후, 800℃ 이상의 온도로 압연을 종료하여, 그 후 공랭 또는 가속 냉각을 실시하는 공정이 이루어진다.
즉, 가열 온도가 Ac3등 온도 미만에서는 완전히 오스테나이트상이 되지 않아서 균질화가 불충분해지는 한편, 1350℃을 넘으면 표면 산화가 현저해지므로 Ac3내지 1350℃ 온도 범위로 가열하는 것이 바람직하다.
또한, 압연 마무리 온도가 800℃에 도달하지 않으면, 압연 효율이 저하되므로 800℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
압연 후의 냉각은 종래에는 엄밀히 관리해야 하였다. 예컨대, ±3℃ 정도의 범위내에서 관리해야 하였다. 그러나, 본 발명에서는 종래와 같이 엄밀히 관리할 필요가 없고, 공랭 또는 가속 냉각중 어떠한 것도 가능하다. 냉각 속도는 0.1 내지 80℃/s 범위로 하는 것이 바람직하다.
80℃/s을 초과하는 냉각 속도로 냉각을 실시하면 베이나이트와 라스의 간격이 친밀해져서 강도가 냉각 속도에 의존하여 상승하는 경향을 나타내는 한편, 0.1℃/s 미만에서는 페라이트가 생성되어 베이나이트 단상이 되기 쉽다.
또한, 여러 가지의 처리 공정을 상기 공정에 부가함으로써, 상기한 적절한 첨가 성분과 마찬가지로, 강도나 인성의 수준을 적절히 제어할 수 있다.
또한, 강화 성분으로서, 구리 또는 티탄, 바나듐 등을 첨가한 경우에는 압연을 종료한 후, 석출 처리 온도 범위인 500℃ 이상, 800℃ 미만의 일정한 온도까지 0.1 내지 80℃/s의 냉각 속도로 가속 냉각한다. 그 후, 해당 소정 온도에서는 30초 이상 등온 유지하거나 또는 해당 온도 범위에서 1℃/s 이하의 냉각 속도로 30초 이상 냉각하는 석출 처리를 실시하는 것이 강도의 향상에 유효하다. 압연 종료로부터 석출 처리 온도까지의 냉각에 있어서의 속도가 0.1℃/s 미만이면 베이나이트 조직내에 페라이트가 생성되는 한편, 80℃/s를 넘으면 베이나이트, 라스 간격이 친밀하게 되어 강도가 냉각 속도에 의존하여 상승하기 때문에 냉각 온도는 0.1 내지 80℃/s 범위로 한다.
상기 가속 냉각후, 500℃ 이상 800℃ 미만의 온도 범위로 30초 이상의 등온 유지 또는 해당 온도 범위내에서 1℃ 이하의 냉각 속도로 30초 이상 냉각하는 석출 처리를 함으로써 구리, 티탄(CN)및 바나듐(CN)중 임의의 1종 또는 2종 이상, 또는 니오브(CN)을 석출시켜, 강도의 상승을 도모할 수 있다. 또한, 이 석출 처리에 의해 조직의 균일화가 도모되며, 판 두께 방향의 재질 격차도 더욱 개선된다.
여기서, 석출 처리의 온도가 800℃ 이상이면 석출 성분이 용해한 채로 있어 석출이 일어나기 어렵게 되므로 충분한 석출을 도모하기 위해서는 800℃ 미만으로 석출 처리를 실시할 필요가 있다. 한편, 500℃ 미만에서는 석출 반응이 일어나지 않으므로, 온도 범위는 500℃ 이상, 800℃ 미만으로 하였다. 또한, 유지 시간을 30초 이상으로 한 것은, 30초 미만에서는 충분한 석출 강화를 할 수 없기 때문이다. 또한, 해당 온도 범위내에서 1℃/s 이하의 냉각 속도에서는 30초 이상 냉각하여도 석출 강화를 얻을 수 있으나, 1℃/s를 넘는 냉각 속도로서는 충분한 석출 강화를 얻을 수 없다. 또한, 충분히 석출 강화를 나타내기 위해서는 O℃ 이하의 냉각 속도로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기의 석출 처리를 압연에 이어지는 냉각후에 실행할 수 있다. 즉, 냉각후에 500℃ 이상, 800℃ 미만의 온도 범위에서 재가열하여 유지시킨다. 유지 시간은 바람직하게는 30초 이상이다.
실시예 1
표 1에 나타낸 여러 가지의 성분 조성으로 조정한 강철 평판을 1150℃로 가열한 후, 총 압하율이 74%로 되는 압연을 마무리하여 800℃의 온도에서 종료한 후, 가속 냉각(냉각속도: 7℃/s)을 실시하여, 80mm 두께의 두꺼운 강판을 제조하였다.
이와 같이 얻어진 각각의 두꺼운 강판에 대하여, 장력 시험 및 샤르피 시험을 실시하여 그 기계적 성질을 조사하는 동시에, 두께 방향의 강도의 격차를 평가하기 위해서 강판 단면의 경도를 표면보다 2㎜ 피치로써 측정하여 판두께 방향의 경도 분포를 조사하였다. 또한, HAZ의 인성을 평가하기 위해서, 강판을 1350℃로 가열한 후, 80O℃에서 50O℃까지 300초로 냉각하는 가열 사이클(500kJ/cm의 입열량으로 용접하였을 때의 HAZ의 열이력에 상응함)을 실시한 후, 샤르피 시험편을 채취하여, -20℃에서의 샤르피 흡수 에너지를 측정하였다.
이들의 각 조사 결과를 표 2에 나타내었다.
표 2에 나타낸 대로, 본 발명에 따르는 두꺼운 강판은 400MPa 이상의 인장 강도를 가지며 또한 조직이 균일하기 때문에 두께 방향의 경도의 격차가 비교예에 비해서 지극히 작고, 경도의 최대값과 최소값의 차가 HV에서 20 이내임을 알 수 있다.
또한, 베이나이트 조직의 부피율은 400배로 촬영한 광학 현미경 사진에 의한 점산법으로 측정하였다.
실시예 2
표 3에 나타낸 여러 성분 조성으로 조정한 강철 평판을 표 4에 나타낸 여러 조건으로 처리하여 80㎜ 두께의 두꺼운 강판을 제조하였다.
이와 같이 수득한 각각의 두꺼운 강판에 대하여, 실시예 1에서와 마찬가지로 실시한 장력 시험 및 샤르피 시험에 의해 기계적 성질을 조사하는 동시에, 두께 방향의 강도 격차도 조사하였다.
이들의 조사 결과를 표 5에 나타낸다.
표 5에 나타낸 대로 본 발명에 따르는 두꺼운 강판은 400MPa 이상의 인장 강도를 갖고 또한 조직이 균일하기 때문에 두께 방향의 경도의 격차가 비교예에 비해서 지극히 적음을 알 수 있다.
또한, 석출 강화 원소를 첨가하는 동시에 석출 강화 처리를 실시함으로써, 표 2에 특성을 나타낸 석출 강화 원소를 첨가하지 않은 발명예에 비하여, 강도의 향상이 이루어졌음을 알 수 있다.
이로써, 본 발명에 의하면 재질 격차가 적고, 또한 -20℃의 HAZ에서의 내충격 특성이 우수한 고 강도 및 고 인성의 강재를 안정하게 얻을 수 있다.
또한, 본 발명은 두꺼운 강판 뿐만 아니라, 형강이나 강철봉 등의 분야에서도 유리하게 적합하다.
본 발명의 방법에 의해, 재질 격차가 적고, 극저온에서 HAZ의 내충격 특성이 우수한 고 강도 및 고 인성의 강재를 수득할 수 있다.

Claims (10)

  1. 0.001중량% 이상 0.030중량% 미만의 탄소, 0.60중량% 이하의 규소, 0.8 내지 3.0중량%의 망간, 0.005 내지 0.20중량%의 니오브, 0.0003 내지 0.0050중량%의 붕소 및 0.005중량% 이하의 알루미늄을 함유하고 나머지는 철과 불가피하게 함유된 불순물(incidental impurities)로 이루어지는 조성이며, 부피를 기준으로 90% 이상이 베이나이트 조직인,
    용접부 인성이 우수한 고 강도 및 고 인성의 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    0.05 내지 3.0중량%의 구리, 0.005 내지 0.20중량%의 티탄 및 0.005 내지 0.20중량%의 바나듐으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 함유하는 조성인 고 강도 및 고 인성의 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    3.0중량% 이하의 니켈, 0.5중량% 이하의 크롬, 0.5중량% 이하의 몰리브덴, 0.5중량% 이하의 텅스텐 및 0.5중량% 이하의 지르코늄으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 함유하는 조성인 고 강도 및 고 인성의 강재.
  4. 제 2항에 있어서,
    3.0중량% 이하의 니켈, 0.5중량% 이하의 크롬, 0.5중량% 이하의 몰리브덴, 0.5중량% 이하의 텅스텐 및 0.5중량% 이하의 지르코늄으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 함유하는 조성인 고 강도 및 고 인성의 강재.
  5. 제 1항에 있어서,
    희토류 금속 및 칼슘으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 0.2중량% 이하로 추가로 함유하는 조성인 고 강도 및 고 인성의 강재.
  6. 제 2항에 있어서,
    희토류 금속 및 칼슘으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 0.2중량% 이하로 추가로 함유하는 조성인 고 강도 및 고 인성의 강재.
  7. 제 3항에 있어서,
    희토류 금속 및 칼슘으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 0.2중량% 이하로 추가로 함유하는 조성인 고 강도 및 고 인성의 강재.
  8. 0.001중량% 이상 0.030중량% 미만의 탄소, 0.60중량% 이하의 규소, 0.8 내지 3.0중량%의 망간, 0.005 내지 0.20중량%의 니오브, 0.0003 내지 0.0050중량%의 붕소 및 0.005중량% 이하의 알루미늄을 함유하는 조성인 강편을 Ac3내지 1350℃의 온도로 가열하고 800℃ 이상의 온도에서 열간 압연을 종료한 후 공랭 또는 가속 냉각시킴을 특징으로 하는, 고 강도 및 고 인성의 강재의 제조 방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 공랭 또는 가속 냉각 후에 500℃ 이상 800℃ 미만의 온도 범위로 재가열하여 유지하는 석출 처리를 실시하는, 고 강도 및 고 인성의 강재의 제조 방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 가속 냉각에서 상기 열간 압연 종료 온도인 800℃ 이상의 온도로부터 석출 온도 범위인 500℃ 이상 800℃ 미만의 일정 온도까지 0.1 내지 80℃/s의 냉각 속도로 냉각하고, 그 후에 상기 석출 온도 범위에서 30초 이상 등온 유지하거나 또는 상기 석출 온도 범위내에서 1℃/s 이하의 냉각 속도로 30초 이상 냉각하여 석출 처리를 한 후에, 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고 강도 및 고 인성의 강재의 제조 방법.
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2299344A1 (en) * 1998-06-17 1999-12-23 Kawasaki Steel Corporation Weathering steel
KR100391897B1 (ko) * 2000-08-24 2003-07-16 재단법인 포항산업과학연구원 고인성 합금주강과 그 제조방법 및 이를 이용한 이중주조물
CN101082105A (zh) * 2002-03-29 2007-12-05 新日本制铁株式会社 高温强度优异的高强度钢及其制造方法
JP2004137563A (ja) * 2002-10-18 2004-05-13 Toyo Kohan Co Ltd カラー受像管用アパーチャーグリル用素材、アパーチャーグリルおよびカラー受像管
JP5223295B2 (ja) * 2006-12-26 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 耐再熱脆化特性に優れた耐火ｈ形鋼及びその製造方法
WO2008126910A1 (ja) * 2007-04-06 2008-10-23 Nippon Steel Corporation 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法
KR101442366B1 (ko) * 2010-02-18 2014-09-17 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 용접 변형이 작고 내식성이 우수한 강판
KR20140026127A (ko) * 2012-08-24 2014-03-05 삼성전기주식회사 인쇄회로기판 제조 방법
CN106917032B (zh) * 2015-12-25 2018-11-02 上海电气上重铸锻有限公司 核反应堆压力容器钢大型厚壁锻件提升低温冲击功的方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54132421A (en) * 1978-04-05 1979-10-15 Nippon Steel Corp Manufacture of high toughness bainite high tensile steel plate with superior weldability
KR100266378B1 (ko) 1994-09-20 2000-09-15 에모토 간지 재질산란이 적은 베이나이트강재 및 그 제조방법
KR100257900B1 (ko) * 1995-03-23 2000-06-01 에모토 간지 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법

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