KR20100102557A - 용접열 영향부의 인성 및 모재 피로 특성이 우수한 강재 및 그의 제조방법 - Google Patents

용접열 영향부의 인성 및 모재 피로 특성이 우수한 강재 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 강재는, (a) Zr, REM 및 Ca을 함유하는 산화물을 포함하고, (b) 전체 산화물의 조성을 측정하여 단독 산화물로 환산했을 때, ZrO2: 5 내지 50%, REM의 산화물: 10 내지 50%, 및 CaO: 5.0 내지 50%를 만족하고, (c) 원 상당 직경으로 0.1 내지 2.0㎛인 산화물이 1mm2 당 120개 이상, 원 상당 직경으로 5.0㎛ 초과인 산화물이 1mm2 당 5개 이하이고, (d) 금속 조직을 EBSP 법으로 관찰했을 때, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D가 25㎛ 이하이고, 상기 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R이 70면적% 이하이며, (e) 평균 경도가 170Hv 이상이다. 본 발명의 강재는, 입열량이 50kJ/mm 이상인 대입열 용접을 행한 경우에도 HAZ 인성이 우수하고, 더구나 모재 자체의 피로 특성이 개선되어 있다.

Description

용접열 영향부의 인성 및 모재 피로 특성이 우수한 강재 및 그의 제조방법{STEEL MATERIALS EXCELLENT IN TOUGHNESS IN WELDHEAT-AFFECTED ZONE AND FATIGUE CHARACTERISTICS OF BASE MATERIAL, AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}
본 발명은, 교량이나 고층 건조물, 선박 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 특히 용접했을 때에 열 영향을 받는 부위(이하, 「용접열 영향부」 또는 「HAZ」라고 부르는 경우가 있음)의 인성과, 강재 자체의 피로 특성이 우수한 강재 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
교량이나 고층 건조물, 선박 등에 사용되는 강재에 요구되는 특성은, 최근 점차 엄격해지고 있고, 특히 양호한 인성이 요구되고 있다. 이러한 강재는, 일반적으로 용접하여 접합되는 경우가 많지만, 용접 이음부 중 특히 HAZ는 용접 시에 열 영향을 받아 인성이 열화되기 쉽다는 문제가 있다. 이 인성 열화는 용접 시의 입열량이 커질수록 현저하게 나타나는데, 그 원인은, 용접 시의 입열량이 커지면 HAZ의 냉각 속도가 느려지고, 소입성(燒入性)이 저하되어 조대한 섬상 마텐자이트를 생성하는 것에 있다고 생각되고 있다. 따라서, HAZ의 인성을 개선하기 위해서는, 용접 시의 입열량을 가능한 한 억제하면 좋다고 생각된다. 그러나, 한편으로, 용접 작업 효율을 높이는 데에는, 예컨대 일렉트로 가스 용접, 일렉트로 슬래그 용접, 서브머지드 용접 등의 용접 입열량이 50kJ/mm 이상인 대입열 용접법의 채용이 요망된다.
그래서, 본 출원인은, 대입열 용접법을 채용한 경우의 HAZ 인성 열화를 억제하는 강재를, 일본 특허공개 제2007-100213호, 일본 특허공개 제2007-247004호 공보, 및 일본 특허공개 제2007-247005호에서 제안하고 있다. 이러한 강재는, 산화물로서 REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO2를 함유하고 있는 점에 특징이 있다. 상기 산화물은, 용강 중에서는 액상으로 존재하기 때문에 강(鋼) 중에 미세 분산된다. 더구나, 상기 산화물은 열적으로 안정하여, 예컨대, 1400℃ 레벨의 고온에 장시간 노출되어도 고용하여 소실되지 않기 때문에, HAZ 인성의 향상에 크게 기여한다.
그런데, 교량이나 고층 건조물, 선박 등의 구조물은, 반복 응력을 받아서 피로 파괴되기 때문에, 구조물의 안전성을 확보하는 관점에서 소재로서 사용되는 강재에는 피로 특성이 양호할 것이 요망되고 있다. 강재의 피로 과정은, 응력 집중부에서의 균열의 발생과, 발생한 균열이 강재 중을 진전한다는 두개의 과정으로 대별하여 생각되고 있다.
균열의 발생에 관해서는, 구조물의 피로 균열은 용접 이음의 시단부(始端部)로부터 발생하는 경우가 많기 때문에, 피로 균열의 발생을 억제하기 위해, 용접 이음의 시단 형상을 개선하는 것이 검토되고 있다.
이에 대해, 강재에 발생한 피로 균열은 강재 중을 진전해 나가지만, 균열이 진전하면, 최종적으로는 강재 자체가 파단되어 버리기 때문에, 발생한 균열은 진전이 신속하게 정지되거나, 또는 균열의 진전 속도를 될 수 있는 한 작게 하여 균열의 진전을 어렵게 할 것이 요망된다. 피로 균열의 진전 속도를 작게 하는 기술이, 다음 3개의 문헌에 제안되어 있다. 나카지마키요다카(中島淸孝) 외, 「후강판의 피로 균열 진전 특성과 용접 이음 피로 특성에 미치는 경질 제 2 상의 영향」, 용접 구조 심포지움 2004 강연 논문집, 2004년, 335페이지에는, 금속 조직을 연질층(페라이트)과 경질층(마텐자이트)의 혼합 조직으로 하여, 경질층(마텐자이트)을 편평화시킴으로써 피로 균열을 우회시켜 피로 균열의 진전 속도를 작게 하는 기술이 개시되어 있다. 혼다노보루(銳田登) 외, 「피로 균열 진전을 자기 억제하는 신기능 후강판 및 그의 이음새 특성」, 용접 학회지 제74권 제4호, 2005년, 25페이지와, 니키사토시(伊木聰) 외, 「조선용 고기능 강-JFE 스틸의 라이프사이클 비용 저감 기술-」, JFE 기보 No.5, JFE 스틸, 2004년 8월, 13페이지에는, 연질층(페라이트)에 경질층을 분산시킴으로써 피로 균열을 우회시켜 피로 균열의 진전 속도를 작게 하는 기술이 개시되어 있다. 여기서, 전자에서는, 경질층으로서 베이나이트를 생성시키고 있고, 후자에서는, 경질층으로서 펄라이트를 생성시키고 있다.
본 발명은 이러한 상황을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 입열량이 50kJ/mm 이상인 대입열 용접을 행한 경우에도 HAZ 인성이 우수하고, 더구나 모재 자체의 피로 특성을 개선한 강재를 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 다른 목적은, 상기 강재의 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 강재는, C: 0.02 내지 0.12%(「질량%」의 의미. 이하, 화학 성분 및 산화물에 대해 동일), Si: 0.5% 이하, Mn: 1 내지 2%, Zr: 0.0002 내지 0.050%, REM: 0.0002 내지 0.050%, Ca: 0.0005 내지 0.010%, Ti: 0.005 내지 0.02%, N: 0.0040 내지 0.01%, O: 0.0005 내지 0.010%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, Al: 0.05% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재로서,
(a) 상기 강재는, Zr, REM 및 Ca을 함유하는 산화물을 포함하고,
(b) 상기 강재에 포함되는 산화물의 평균 조성에 있어서 ZrO2의 질량 비율이 5 내지 50%, REM의 산화물(REM을 M의 기호로 나타내면 M2O3)의 질량 비율이 10 내지 50%, 및 CaO의 질량 비율이 5.0 내지 50%이고,
(c) 상기 강재에 포함되는 전체 산화물 중, 원 상당 직경으로 0.1 내지 2.0㎛의 산화물이 1mm2 당 120개 이상, 원 상당 직경으로 5.0㎛ 초과인 산화물이 1mm2 당 5개 이하이고,
(d) 상기 강재의 금속 조직을 후방 산란 전자 회절법(EBSP법)으로 관찰했을 때, 하기 수학식 1과 수학식 2를 만족하며,
(e) 상기 강재의 평균 경도가 170Hv 이상이다.
[수학식 1]
D ≤ 25㎛
[수학식 2]
R ≤ 70면적%
[단, 수학식 1에서, D는 EBSP법으로 인접하는 2개 결정의 방위차를 측정하여, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경(㎛)을 의미한다.
또한, 수학식 2에서, R은 상기 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율(면적%)을 의미한다.]
상기 강재는, 추가로 기타 원소로서,
(1) Ni: 0.4% 이하, Cu: 0.3% 이하, Cr: 1.5% 이하, 및 Mo: 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,
(2) Nb: 0.1% 이하, V: 0.1% 이하, 및 B: 0.005% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소 등을 함유할 수도 있다.
본 발명의 상기 강재는, 용강의 용존 산소량을 0.0010 내지 0.0060%의 범위로 조정한 후, 용강을 교반하여 용강 중의 산화물을 부상 분리시킴으로써 전체 산소량을 0.0010 내지 0.0070%의 범위로 조정하고 나서, Ti, 이어서 Zr, REM 및 Ca을 첨가하여 성분 조성을 조정한 후, 주조를 행함과 함께, 열간 압연을 할 때, 강편을 1100 내지 1250℃로 가열한 후, 1050℃ 이하, Ar3점+100℃를 초과하는 온도 영역에서 1패스 당의 평균 냉각 속도가 1.5℃/초 이상이 되도록 냉각하면서 누적 압하율이 40% 이상이 되도록 제 1 압연을 행하고, 이어서 Ar3점+100℃ 이하, Ar3점을 초과하는 온도 영역에서 1패스 당의 최대 압하율을 12% 이하, 누적 압하율을 50% 이상이 되도록 제 2 압연을 행한 후, 표면 온도가 500℃ 이하가 되는 온도 영역까지 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 냉각함으로써 제조할 수 있다.
상기 Zr, REM 및 Ca을 첨가한 후에는, 40분을 초과하지 않는 범위에서 용강을 교반하고 나서 주조를 행하는 것이 바람직하다. 상기 제 1 압연은, 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 압연재의 표면 온도가 500℃ 이하가 되는 온도 영역까지 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 냉각한 후에는, 500℃ 이상, Ac1점 미만의 온도 범위에서 뜨임 처리를 행할 수도 있다.
본 발명에 따르면, 입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 산화물(Zr, REM 및 Ca을 함유하는 산화물)이 소정량 생성됨과 함께, 강재 중에 존재하는 산화물의 크기와 개수(입도 분포)도 적절히 제어되어 있기 때문에, 대입열 용접시의 HAZ 인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다. 특히 본 발명의 강재에는, HAZ 인성 향상에 유용한 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛인 미세한 산화물이 소정량 이상 존재할 뿐만 아니라, HAZ 인성 향상에 악영향을 미치는 것이 밝혀진 원 상당 직경이 5.0㎛ 초과인 조대한 산화물의 개수가 상당히 억제되고 있기 때문에, 상기 일본 특허공개 제2007-100213호의 실시예에 개시된 HAZ 인성 평가 방법보다도 큰 입열량으로 용접을 행해도 HAZ 인성을 높일 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면, 금속 조직을 EBSP법으로 관찰했을 때에, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계(이하, 간단히 「대각 입계」라고 부르는 경우가 있음)로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하, 및 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 70% 이하로 제어하고 있고, 또한 모재의 평균 경도를 170Hv 이상으로 제어하고 있기 때문에, 모재 자체의 피로 특성도 개선할 수 있다.
도 1은 실시예에서 사용한 컴팩트형 시험편(CT 시험편)의 형상을 나타내는 개략 설명도이다.
도 2는 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D와 충격 특성(vE-60)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R과 피로 균열 진전 속도(da/dN)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 압연재의 평균 경도와 피로 균열 진전 속도(da/dN)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 Ar3점+100℃ 이하에서의 누적 압하율과 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 γ입경과 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 7은 1050℃ 이하에서의 누적 압하율과 γ입경의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 8은 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D와 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R의 관계를 나타내는 그래프이다.
본 발명은, 상기 일본 특허공개 제2007-100213호에 개시된 입자 내 페라이트 변태 기술을 개량하여, 보다 큰 입열량으로 용접을 행해도 HAZ 인성이 양호하고, 더구나 모재 자체의 피로 특성도 우수한 강재를 얻기 위한 기술에 관한 것이다.
즉, 본 발명은, 상기 일본 특허공개 제2007-100213호에 개시된 기술을 기초로 하여, HAZ 인성을 추가로 개선하기 위해 검토한 결과, 강재 중의 전체 산화물(입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 상기 산화물에 한정되지 않고, 모든 산화물을 대상으로 함)의 크기와 개수가 HAZ 인성의 향상에 깊게 관여하고 있고, 특히 원 상당 직경으로 5.0㎛ 초과인 조대한 산화물을 5개 이하로 억제하면, 입열량이 대강 50kJ/mm 정도의 대입열 용접을 행해도 HAZ 인성이 우수한 강재를 얻을 수 있음을 발견했다. 또한 본 발명자들은, 상기한 바와 같이 HAZ 인성을 개선한 상태에서, 모재 자체의 피로 특성을 개선하기 위한 검토를 거듭했다. 그 결과, 강재의 금속 조직과 경도를 균형있게 제어하면, 피로 특성을 향상할 수 있는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다. 구체적으로는, 강재의 금속 조직을 EBSP법으로 인접하는 2개 결정의 방위차를 측정했을 때에, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D를 25㎛이하, 및 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 70면적% 이하로 하고, 또한 강재의 경도를 170Hv 이상으로 하면, 모재 자체의 피로 특성을 개선할 수 있음이 밝혀졌다.
즉, 모재 자체의 인성을 향상시켜 피로 특성을 개선하기 위해서는, 금속 조직을 미세화하는 것이 효과적이고, 특히 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 하면 좋다. 그러나, 조직을 미세화하면 결정 입계가 증가하기 때문에, 강재에 발생한 균열의 진전 속도가 커진다. 균열은 결정 입계를 진전하기 쉽기 때문에, 결정 입계가 증가함으로써, 균열의 진전 경로가 증대하기 때문이다. 그래서, 조직을 미세화하면서 모재 자체의 피로 특성을 개선하는 것을 목표로 하여 검토한 결과, 입계 에너지가 높아 피로 균열이 진전하기 쉬운 랜덤 입계를 저감하면 좋다는 것을 발견했다. 즉, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계에서도, 모든 차이각에서 에너지가 높을리는 없고, 어떤 특정한 차이각에서는, 입계 에너지가 극단적으로 낮은 「대응 입계」라고 불리는 입계가 존재한다(예컨대, 「재료 조직학」: 다카키세쯔오(高木節雄), 츠자키카네아키(津崎兼彰) 아사쿠라서점 발행 제45페이지). 즉, 대각 입계는, 입계 에너지가 낮은 「대응 입계」와 입계 에너지가 높은 「랜덤 입계」로 대별되고, 피로 균열은, 랜덤 입계는 진전하기 쉽지만, 대응 입계는 진전하기 어렵다고 알려져 있다. 그래서, 본 발명에서도 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 저감시킨다는 관점에 근거하여, 상기 비율 R을 70면적% 이하로 저감하여 모재의 피로 특성을 개선하는 것을 전제로 하고 있다.
그런데, 본 발명자들이 추가로 검토한 결과, 상기한 바와 같이 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 하고, 또한 상기 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 70면적% 이하로 하는 것만으로는 모재의 피로 특성 개선에는 불충분하여, 추가로 강재의 경도를 170Hv 이상으로 하는 것이 매우 중요한 것으로 판명되었다.
즉, 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 저감하면, 피로 균열이 되기 쉬운 경로가 감소하기 때문에, 피로 균열은 랜덤 입계를 선택하도록 결정 입계를 계속 우회하면서 강재 내를 진전한다. 그러나, 결정 입계를 진전할 수 없게 된 피로 균열은, 결정 입계가 아니라, 결정 입자 내를 진전해 버리는 경우가 있다. 따라서, 상술한 바와 같이, 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 저감하여 피로 균열의 진전 속도를 작게 해도 결정 입자 내에서의 피로 균열의 진전 속도를 함께 작게 하지 않으면, 결국 모재 자체의 피로 특성은 개선할 수 없는 것이다. 그래서, 본 발명에서는, 결정 입자 내를 진전하는 피로 균열의 속도는, 결정 입자가 부드러울수록 커진다는 관점에 근거하여, 결정 입자 내에서의 피로 균열의 진전 방지에 유용한 강재 경도를 170Hv 이상으로 정한 것이다.
본 명세서에서는, 입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 산화물, 즉 Zr, REM 및 Ca을 함유하는 산화물과, 강재 중에 포함되는 모든 산화물을 구별하기 위해, 설명의 편의상, 전자를 특히 「Zr·REM·Ca계 산화물」이라고 부르고, 후자를 특히 「전체 산화물」이라고 부르는 경우가 있다.
또한, 상기한 「Zr·REM·Ca계 산화물」을 구성하는 필수 성분(Zr, REM 및 Ca)을, 특히 입자 내 페라이트 변태 핵 생성 원소라고 부르는 경우가 있다.
또한, 본 명세서에서는, 강재에 포함되는 전체 산화물 중, 원 상당 직경이 0.1 내지 2.0㎛인 산화물을 「미세한 산화물」이라고 부르고, 원 상당 직경이 5.0㎛ 초과인 산화물을 「조대한 산화물」이라고 부르는 경우가 있다.
본 발명에 따르면, 조대한 산화물의 개수가 현저히 억제되고 있기 때문에, 상기 일본 특허공개 제2007-100213호의 실시예에 개시된 HAZ 인성 평가 방법[1400℃의 가열 온도에서 5초간 유지한 후 800℃에서 500℃까지의 온도를 300초에 냉각하는 열 사이클(입열 조건: 1400℃×5초, 냉각 시간 Tc=300초)을 부여하여, -40℃에서의 흡수 에너지를 측정하는 방법]보다도 큰 입열량으로 용접을 행해도 HAZ 인성을 향상할 수 있다. 구체적으로는, 본 발명의 강재는, 1400℃의 유지 시간을 30초간으로 길게 한 열 사이클(입열 조건: 1400℃×30초, 냉각 시간 Tc=300초)을 부여했을 때의 흡수 에너지를 상기와 같이 하여 측정하는 방법으로 평가해도 양호한 HAZ 인성을 나타낸다(후기하는 실시예를 참조).
이하, 본 발명을 구성하는 상기 (a) 내지 (e)의 요건에 대해, 자세히 설명한다.
[(a) Zr·REM·Ca계 산화물에 대해]
우선, 입자 내 페라이트 변태의 기점이 되는 Zr·REM·Ca계 산화물에 대해 설명한다. 상기의 Zr·REM·Ca계 산화물은, Zr의 산화물과 REM의 산화물과 Ca의 산화물을 포함하고 있는 것을 의미하고 있다. Zr·REM·Ca계 산화물을 구성하는 원소(입자 내 페라이트 변태 핵 생성 원소)는, Zr, REM 및 Ca이지만, 상기 이외에, 예컨대, Ti, Mn, Si, Al 등의 산화물 형성 원소나, 그 밖의 강중 성분을 포함하고 있을 수도 있다.
상기 Zr·REM·Ca계 산화물의 존재 형태는 특별히 한정되지 않고, 입자 내 페라이트 변태 핵 생성 원소를 단독으로 함유하는 단독 산화물로서 존재하고 있을 수도 있고, 입자 내 페라이트 변태 핵 생성 원소의 2종 이상을 포함하는 복합 산화물로서 존재하고 있을 수도 있다. 단독 산화물의 예로는, Zr에서는 ZrO2; Ca에서는 CaO; REM에서는, REM을 「M」의 기호로 표시했을 때, M2O3, M3O5, MO2 등이 예시된다. 또한, 이러한 산화물은, 서로 응집하여 존재할 수도 있고, 상기 산화물에 황화물이나 질화물 등의 다른 화합물이 복합 석출된 형태로 존재할 수도 있다.
상기의 Zr·REM·Ca계 산화물은, Ti의 산화물을 추가로 함유하고 있는 것이 바람직하다. Ti의 산화물이 추가로 존재하면 입자 내 페라이트 변태가 촉진되어, HAZ 인성의 향상이 한층더 높아진다. Ti의 산화물은, 단독 산화물(예컨대, Ti2O3, Ti3O5, TiO2)로서 존재하고 있을 수도 있고, 상기 Zr·REM·Ca계 산화물과의 복합 산화물의 형태로 존재하고 있을 수도 있다.
[(b) 산화물의 평균 조성에 대해]
본 발명의 강재는, 상기 강재에 포함되는 산화물의 평균 조성에 있어서 ZrO2의 질량 비율이 5 내지 50%, REM의 산화물(REM을 M의 기호로 표시하면 M2O3)의 질량 비율이 10 내지 50%, 및 CaO의 질량 비율이 5.0 내지 50% 이며, 이것에 의해 입자 내 페라이트 변태의 핵으로서 유효하게 작용하게 된다. 각 산화물의 하한값을 하회하면, 용접 시에 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 산화물량이 부족하여, HAZ 인성의 향상 작용이 발휘되지 않는다. 한편, 각 산화물의 상한값을 초과하면, 산화물이 조대화되어, 입자 내 페라이트의 생성핵으로서 유효하게 작용하는 미세한 산화물의 개수가 적어져, HAZ 인성 향상 작용이 유효하게 발휘되지 않는다.
상기 ZrO2는 5% 이상이고, 10% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 13% 이상, 보다 더 바람직하게는 15% 이상이다. 한편, 상한은 50%이고, 바람직하게는 45%, 더 바람직하게는 40%이다.
상기 REM의 산화물은 10% 이상이고, 15% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20% 이상, 보다 더 바람직하게는 30% 이상이다. 한편, 상한은 50%이고, 바람직하게는 45%, 더 바람직하게는 40%이다. 한편, REM의 산화물은, REM을 기호 M으로 표시하면, 강재 중에 M2O3, M3O5, MO2 등의 형태로 존재하지만, REM의 산화물을 전부 M2O3로 환산했을 때의 양을 의미한다.
상기 CaO는 5.0% 이상이고, 10% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15% 이상, 보다 더 바람직하게는 18% 이상이다. 한편, 상한은 50%이고, 바람직하게는 45%, 더 바람직하게는 40%, 특히 바람직하게는 30%이다.
한편, 전체 산화물 조성의 나머지 성분은 특별히 한정되지 않고, 본 발명의 강재 중에 포함되는 산화물 형성 원소의 산화물(예컨대 SiO2나 Al2O3, MnO 등)을 들 수 있다.
강재에 포함되는 전체 산화물의 조성은, 강재의 표면을 예컨대 전자선 마이크로프로브 X선 분석계(Elecron Probe X-ray Micro Analyzer; EPMA)로 관찰하여, 관찰 시야 내에 보이는 산화물을 정량 분석하여 측정한다. 측정 조건의 상세한 내용은 후기하는 실시예 란에서 설명한다.
[(c) 전체 산화물의 입도 분포에 대해]
다음으로, 본 발명을 특징짓는 전체 산화물(전술한 Zr·REM·Ca계 산화물에 한정되지 않고, 강재 중에 존재하는 모든 산화물)의 개수와 크기에 대해 설명한다.
본 발명의 강재에 포함되는 전체 산화물은, 원 상당 직경으로 0.1 내지 2.0㎛의 미세한 산화물이 관찰 시야 면적 1mm2 당 120개 이상이고, 또한 원 상당 직경으로 5.0㎛를 초과하는 조대한 산화물이 관찰 시야 면적 1mm2 당 5개 이하를 만족하고 있다.
본 발명자들이 전체 산화물의 입도 분포와 HAZ 인성의 관계에 대해 자세히 조사한 결과, 특히 원 상당 직경이 0.1 내지 2.0㎛인 미세한 산화물과, 5.0㎛ 초과인 조대한 산화물이, 대입열 용접의 HAZ 인성에 깊이 관여하고 있어, HAZ 인성의 향상에 크게 기여하는 것은 미세한 산화물의 개수이고, 조대한 산화물은, 취성 파괴의 기점이 되어 HAZ 인성의 저하를 초래하는 것이 밝혀졌다. 또한, 원 상당 직경으로 0.1㎛ 미만인 미세 산화물은, 산화물 분산에 의한 HAZ 인성 향상 작용에 거의 기여하지 않는 것도 밝혀졌다. 따라서, HAZ 인성을 높이기 위해서는, 미세한 산화물의 개수는 될 수 있는 한 많은 쪽이 바람직하지만, 미세한 산화물이 많아지면 이에 상관하여 조대한 산화물의 개수도 많아지는 경향이 있기 때문에, 미세한 산화물과 조대한 산화물의 개수를 적절히 제어하는 것이 필요하다.
미세한 산화물의 바람직한 개수는, 관찰 시야 면적 1mm2 당 200개 이상이고, 보다 바람직하게는 500개 이상, 보다 더 바람직하게는 1000개 이상이다.
조대한 산화물은 적을수록 좋고, 바람직하게는 관찰 시야 면적 1mm2 당 3개 이하, 보다 바람직하게는 1개 이하, 가장 바람직하게는 0개이다. 상기 이외의 크기의 산화물 개수에 대해, 본 발명은 전혀 한정하는 것은 아니고, 상기 크기의 산화물만 제어된다면 소망하는 HAZ 인성을 얻을 수 있음을 실험에 의해 확인하고 있다.
상기 「원 상당 직경」이란, 산화물의 면적이 같아지도록 상정한 원의 직경 이며, 투과형 전자 현미경(TEM) 관찰면 상에서 보이는 것이다.
[(d) 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D, 및 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R에 대해]
본 발명의 강재는, 금속 조직을 후방 산란 전자 회절상법(EBSP 법)으로 관찰했을 때에, 하기 수학식 1과 수학식 2를 만족할 필요가 있다. 두 식을 만족함으로써, 모재 자체의 피로 특성이 개선된다.
Figure pat00001
Figure pat00002
상기 수학식 1에서, D는 EBSP법으로 인접하는 2개 결정의 방위차를 측정하여, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경(pm)을 의미한다.
본 발명에서는, D값을 25㎛ 이하로 한다. D값을 25㎛ 이하로 함으로써, 모재 자체의 인성을 확보할 수 있다. 또한, 피로 균열은, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계에서 굴곡하거나, 우회하거나, 또는 정지하는 것이 일반적으로 알려져 있다. 그 때문에, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자를 미세화 함으로써, 피로 균열이 굴곡·우회·정류하는 위치가 증가하고, 그 결과, 모재의 충격 특성이 상승하여, 모재 자체의 피로 특성이 양호해진다(후기 도 2 참조). 또한, 후술하는 바와 같이, 랜덤 입계의 비율 R을 소정값 이하로 저감하기 위해서는 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자를 미세화하는 것이 유효하다(후기 도 8 참조). 랜덤 입계의 비율 R은, 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자를 미세화 할수록 저감하기 쉽기 때문이다. D값은 작을수록 좋고, 바람직하게는 23㎛ 이하이며, 보다 바람직하게는 20㎛ 이하이다. 한편, D값의 하한은, 대략 13㎛ 정도이다.
D값은, 강재의 판 두께를 t(mm)로 했을 때에, 판 두께 방향의 t/2 위치에서의 금속 조직을 관찰하여 측정한다. t/2 위치에서의 D값을 기준으로 한 것은, 판 두께가 커질수록 변형의 부여가 어려워지므로, 금속 조직의 제어가 가장 곤란하게 되는 위치이기 때문이다. 구체적인 측정 순서는, 후기의 실시예 란에서 설명한다.
상기 수학식 2에서, R은, EBSP법으로 인접하는 2개 결정의 방위차를 측정했을 때에, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율(면적%)을 의미한다.
본 발명에서는, R값을 70면적% 이하로 한다. 상술한 바와 같이, 대각 입계는, 대응 입계와 랜덤 입계로 나뉘지만, 피로 균열이 진전하기 쉬운 랜덤 입계를 저감함으로써, 균열이 우회하는 경로가 길어져서, 균열 진전 속도를 작게 할 수 있기 때문에, 피로 특성을 개선할 수 있다. 또한, 균열의 에너지는, 전파해 나가는 과정에서 감쇠해 가기 때문에, 균열의 전파 경로를 길게 함으로써, 에너지가 감소하는 것에 의해 균열이 정지되어, 모재 자체의 피로 특성을 개선할 수 있다(후기 도 3 참조).
R값은 작을수록 좋고, 바람직하게는 65면적% 이하, 보다 바람직하게는 60면적% 이하이다. 한편, R값의 하한은 대략 40면적% 정도이다.
R값은, 강재의 판 두께를 t(mm)로 했을 때에, 판 두께 방향의 표면, t/4 위치, t/2 위치에서의 금속 조직을 각각 관찰하여 측정한다. 강재의 표면을 관찰하는 것은, 피로 균열은 강재의 표면에서 발생하기 쉽기 때문이며, t/4 위치를 관찰하는 것은, 강재 전체의 특성을 평가하는 일반적인 기준이 되는 위치이기 때문이며, t/2 위치를 관찰하는 것은, 판 두께가 클수록 변형의 부여가 어려워지므로, 금속 조직의 제어가 가장 곤란하게 되는 위치이기 때문이다. 구체적인 측정 순서는, 후기의 실시예 란에서 설명한다.
[(e) 평균 경도에 대해]
본 발명에서는, 강재의 평균 경도를 170Hv 이상으로 한다. 강재를 어느 정도 딱딱하게 함으로써, 입계를 진전하기 어렵게 된 균열이 입자 내를 진전하는 경우에도, 입자 내를 진전하는 속도를 작게 할 수 있다. 그 결과, 강재 내를 진전하는 균열의 진전 속도를 작게 할 수 있다(후기 도 4 참조).
평균 경도는 클수록 좋고, 바람직하게는 180Hv 이상, 보다 바람직하게는 190Hv 이상, 보다 더 바람직하게는 200Hv 이상이다.
강재의 평균 경도를 170Hv 이상으로 하기 위해서는, 금속 조직은 베이나이트 주체로 할 것이 권해진다. 금속 조직에서 차지하는 페라이트 분율이 높아지면, 강재의 경도는 작아지는 경향이 있기 때문이다. 베이나이트 주체란, 금속 조직을 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 베이나이트 분율이 약 60면적% 이상인 것을 의미한다. 한편, 평균 경도의 상한은 대략 260Hv 정도이다. 너무 딱딱해지면, 균열이 입자 내를 진전하지 않아, 균열 진전 속도를 작게 하기 어려워지기 때문이다. 이 평균 경도의 상한은 베이나이트 조직의 평균 경도와 거의 같은 값이다.
강재의 경도는, 강재의 판 두께를 t(mm)로 했을 때에, 판 두께 방향의 t/2 위치에서 측정한다. t/2 위치에서의 경도를 기준으로 한 것은, 판 두께가 커질수록 판 두께의 중앙까지의 냉각이 곤란해져서, 금속 조직을 적절히 제어하기 어렵기 때문이다. 일반적으로, 강재의 경도는, 금속 조직의 형태에 의존하고, 금속 조직의 형태는 냉각 속도에 의존하기 때문이다. 구체적인 측정 순서는, 후기의 실시예 란에서 설명한다.
다음으로, 본 발명의 강재(모재)에서의 성분 조성에 대해 설명한다. 본 발명의 강재는, 기본 성분으로서, C: 0.02 내지 0.12%, Si: 0.5% 이하(0%를 포함함), Mn: 1 내지 2%, Zr: 0.0002 내지 0.050%, REM: 0.0002 내지 0.050%, Ca: 0.0005 내지 0.010%, Ti: 0.005 내지 0.02%, N: 0.0040 내지 0.01%, O: 0.0005 내지 0.010%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, Al: 0.05% 이하(0%를 포함함)를 만족한다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.
C는, 강재(모재)의 강도를 확보하기 위해 뺄 수 없는 원소이다. 이러한 효과를 발휘하기 위해서는, 0.02% 이상 함유시킬 필요가 있다. C는, 0.04% 이상 함유시키는 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, C가 0.12%를 초과하면, 용접 시에 HAZ에 섬상 마텐자이트(MA)를 많이 생성하여 HAZ의 인성 열화를 초래할 뿐만 아니라, 용접성에도 악영향을 미친다. 따라서, C는 0.12% 이하, 바람직하게는 0.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.08% 이하로 한다.
Si는, 고용 강화에 의해 강재의 강도를 확보하는데 기여하는 원소이다. 그러나, Si가 0.5%를 초과하면, 용접 시에 HAZ에 섬상 마텐자이트(MA)를 많이 생성하여 HAZ 인성의 열화를 초래할 뿐만 아니라, 용접성에도 악영향을 미친다. 따라서, Si는 0.5% 이하로 한다. 바람직하게는 0.3% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.2% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.18% 이하이다. 한편, Si를 첨가하여 강재의 강도를 확보하기 위해서는, 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.1% 이상 함유시키는 것이 좋다.
Mn은 강재(모재)의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는 1% 이상 함유시킬 필요가 있다. Mn은 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.4% 이상 함유시키는 것이 좋다. 그러나, 2%를 초과하면, 강재(모재)의 용접성을 열화시킨다. 따라서, Mn은 2% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 1.8% 이하이며, 보다 바람직하게는 1.6% 이하로 한다.
Zr은 ZrO2을 생성시키는데 필요한 원소이다. ZrO2를 함유함으로써, 산화물이 미세 분산하기 쉬워지고, 이 미세분산된 산화물이 입자 내 페라이트의 생성핵이 되기 때문에 HAZ 인성의 향상에 기여한다. 그러나, Zr이 0.0002% 미만이면, 상기 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물량이 적어지기 때문에 HAZ 인성을 향상시킬 수 없다. 따라서, Zr은 0.0002% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상으로 한다. 그러나, Zr을 지나치게 첨가하면 조대한 산화물이 많이 생성되어 HAZ 인성이 열화된다. 또한, 석출 강화를 가져오는 미세한 Zr 탄화물을 형성하여, 모재 자체의 인성 저하를 초래한다. 따라서, Zr은 0.050% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.04% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.008% 이하로 한다.
REM(희토류 원소)과 Ca은, 각각의 산화물을 생성시키는데 필요한 원소이다. 이들의 산화물을 함유함으로써, 산화물이 미세 분산하기 쉬워지고, 이 미세 분산된 산화물이 입자 내 페라이트의 생성핵이 되기 때문에 HAZ 인성의 향상에 기여한다.
REM은 0.0002% 이상 함유시켜야 하고, 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.0015% 이상이다. 그러나, REM을 과잉으로 첨가하면, 조대한 산화물이 형성되어 HAZ 인성이 도리어 열화된다. 따라서, REM은 0.050% 이하로 억제해야 한다. 바람직하게는 0.04% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.01% 이하이다.
한편, 본 발명에 있어서, REM이란, 란타노이드 원소(La에서 Ln까지의 15원소) 및 Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)을 포함하는 의미이다. 이러한 원소 중에서도, La, Ce 및 Y으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및/또는 Ce을 함유하는 것이 좋다.
Ca은 0.0005% 이상 함유시켜야 하고, 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0015% 이상이다. 그러나, Ca을 과잉으로 첨가하면, 조대한 산화물이 형성되어 HAZ 인성이 도리어 열화된다. 따라서, Ca은 0.010% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 0.008% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다.
Ti은 강재 중에 TiN 등의 질화물이나 Ti 산화물을 생성하여, HAZ 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti은 0.005% 이상함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.007% 이상, 보다 바람직하게는 0.010% 이상으로 한다. 그러나, Ti을 과잉으로 첨가하면 강재(모재)의 인성을 열화시키기 때문에, Ti은 0.02% 이하로 억제해야 한다. 바람직하게는 0.018% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.017% 이하이다.
N는, 질화물(예컨대, ZrN이나 TiN 등)을 석출하는 원소이며, 상기 질화물은, 자속 고정 효과(flux pinning)에 의해, 용접 시에 HAZ에 생성되는 오스테나이트 입자의 조대화를 방지하여 페라이트 변태를 촉진하여, HAZ 인성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.0040% 이상 함유시키는 필요가 있다. 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.006% 이상이다. N는 많을 수록 Ti 함유 질화물을 형성하여 오스테나이트 입자의 미세화가 촉진되기 때문에, HAZ의 인성 향상에 유효하게 작용한다. 그러나, N이 0.01%를 초과하면, 고용 N량이 증대해 모재 자체의 인성이 열화되어, HAZ 인성도 저하된다. 따라서, N는 0.01% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0095% 이하, 보다 바람직하게는 0.009% 이하로 한다.
O(산소)는, HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물을 생성시키기 위해 필요한 원소이다. 그러나, O가 0.0005% 미만이면, 상기 미세한 산화물량이 부족해져서, HAZ 인성을 향상시킬 수 없다. 따라서, O는 0.0005% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.0010% 이상, 보다 바람직하게는 0.0015% 이상이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 산화물이 조대화되어 HAZ 인성을 도리어 열화시킨다. 따라서, O는 0.010% 이하로 억제해야 한다. 바람직하게는 0.008% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다.
P는, 편석하기 쉬운 원소이며, 특히 강재 중의 결정 입계에 편석하여 모재의 인성을 열화시킨다. 따라서, P는 0.02% 이하로 억제해야 한다. 바람직하게는 0.018% 이하, 보다 바람직하게는 0.015% 이하로 한다.
S는, Mn과 결합하여 황화물(MnS)을 생성하여, 모재의 인성이나 판 두께 방향의 연성을 열화시키는 유해한 원소이다. 따라서, S는 0.015% 이하로 억제해야 한다. 바람직하게는 0.012% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.006% 이하이다.
Al은, 탈산력이 강하여, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 산화물을 환원하여, HAZ 인성의 향상에 기여하는 상기 Zr·REM·Ca계 산화물을 생성하기 어렵게 한다. 따라서, Al은 0.05% 이하로 억제할 필요가 있다. Al은, 바람직하게는 0.04% 이하, 보다 바람직하게는 0.035% 이하이다. 한편, Al은 0%여도 된다.
본 발명의 강재는, 상기 원소를 필수 성분으로서 함유하는 것이고, 잔부는 철 및 불가피 불순물(예컨대, Mg나 As, Se 등)일 수도 있다.
본 발명의 강재는, 또한 기타 원소로서, 강재의 강도를 향상시키는 원소(Ni, Cu, Cr, Mo)나 HAZ 인성을 더 향상시키는 원소(Nb, V, B) 등을 함유시키는 것도 유효하다. 구체적으로는,
(1) Ni: 0.4% 이하, Cu: 0.3% 이하, Cr: 1.5% 이하, 및 Mo: 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,
(2) Nb: 0.1% 이하, V: 0.1% 이하, 및 B: 0.005% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소 등을 함유하는 것이 바람직하다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.
[(1) Ni, Cu, Cr, Mo]
Ni, Cu, Cr, 및 Mo은, 모두 강재의 강도를 높이는데 기여하는 원소이며, 각각 단독으로 또는 복합하여 첨가할 수 있다.
특히, Ni은, 강재의 강도를 높이는 동시에, 강재 자체의 인성을 향상시키는 것에도 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.2% 이상이다. Ni은 가능한 한 함유시키는 것이 바람직하지만, 고가의 원소이기 때문에, 과잉으로 함유하면 비용이 높아진다. 따라서, 경제적 이유에서 상한은 0.4%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.38% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.35% 이하이다.
Cu는, 고용 강화하여 강재의 강도를 높이는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.2% 이상이다. 그러나, 0.3%를 초과하여 함유하면 강재의 인성이 열화되기 때문에, Cu는 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.28% 이하이며, 보다 더 바람직하게는 0.25% 이하이다.
Cr은, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.5% 이상이다. 그러나, Cr이 1.5%를 초과하면, 강재(모재)의 강도를 현저하게 너무 높여 모재 인성이 열화되기 때문에 HAZ 인성이 저하된다. 따라서, Cr은 1.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.2% 이하, 보다 더 바람직하게는 1% 이하이다.
Mo은, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.3% 이상이다. 그러나, 1%를 초과하면, 강재(모재)의 강도가 현저하게 너무 높아져 모재 인성이 도리어 열화되기 때문에 HAZ 인성도 저하된다. 따라서, Mo은 1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.7% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.5% 이하이다.
[(2) Nb, V, B]
Nb, V, B는, 모두 HAZ 인성을 향상시키는 원소이며, 각각 단독으로 또는 복합하여 첨가할 수 있다.
특히 Nb와 V는, 고용에 의한 솔루트 드래그(solute drag) 효과와 탄질화물의 석출에 의한 자속 고정 효과에 의해 압연 전의 슬래브 가열 시에 오스테나이트 입자가 조대화되는 것을 억제하여, 조직을 미세화하여 HAZ 인성을 향상시키는 작용을 하는 원소이다.
Nb 첨가에 의한 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.002% 이상함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.008% 이상이다. 그러나, Nb가 0.1%를 초과하면, 석출하는 탄질화물이 조대화되어 모재의 인성이 열화된다. 따라서, Nb는 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.05% 이하이다.
V도 Nb와 같이, 0.1%를 초과하여 첨가하면, 석출하는 탄질화물이 조대화되어 모재의 인성이 열화된다. 따라서, V는 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.05% 이하이다. 한편, V 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.002% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.01% 이상이다.
한편, B는, 입계 페라이트의 생성을 억제하여 HAZ 인성을 향상시키는 원소이다. 그러나, B가 0.005%를 초과하면, 오스테나이트 입자계에 BN으로서 석출되어 HAZ 인성의 저하를 초래한다. 따라서, B는 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004% 이하이다. 한편, B 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0015% 이상이다.
다음으로, 본 발명의 강재를 제조함에 있어서, 적합하게 채용할 수 있는 제법에 대해 설명한다.
우선, 주조에 있어서는, 용강의 용존 산소량을 0.0010 내지 0.0060%의 범위로 조정한 후, 용강을 교반하여 용강 중의 산화물을 부상 분리시킴으로써 전체 산소량을 0.0010 내지 0.0070%의 범위로 조정하고 나서, Ti, 이어서 Zr, REM 및 Ca을 첨가하여 성분 조성으로 조정한다. 이것에 의해 상기 (a) 내지 (c)의 요건을 만족시킬 수 있다.
이어서, 열간 압연을 할 때는, 강편(鋼片)을 1100 내지 1250℃로 가열한 후, 1050℃ 이하, Ar3점+100℃를 초과하는 온도 영역에서 1패스 당의 평균 냉각 속도가 1.5℃/초 이상이 되도록 냉각하면서 누적 압하율이 40% 이상이 되도록 제 1 압연(조압연에 상당)을 행하고, 이어서 Ar3점+100℃ 이하, Ar3점을 초과하는 온도 영역에서 1패스 당 최대 압하율을 12% 이하, 누적 압하율을 50% 이상이 되도록 제 2 압연(마무리 압연에 상당)을 행한 후, 표면 온도가 500℃ 이하가 되는 온도 영역까지 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 냉각한다. 이것에 의해 상기 (d), (e)의 요건을 만족시킬 수 있다.
본 발명의 제법의 개략을 설명하면 다음과 같다.
우선, 용존 산소량과 전체 산소량을 조정한 용강에, 소정의 순서로 소정의 합금 원소를 첨가함으로써, 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 원하는 산화물을 생성시킬 수 있다. 특히 본 발명에서는, 조대한 산화물이 생성되지 않도록, 용존 산소량을 조정한 후 전체 산소량을 조정하는 것이 매우 중요하다.
용존 산소란, 산화물을 형성하고 있지 않고, 용강 중에 존재하는 자유로운 상태의 산소를 의미한다. 전체 산소란, 용강에 포함되는 모든 산소, 즉, 프리 산소와 산화물을 형성하고 있는 산소의 총합을 의미한다.
이어서, 주조하여, 얻어진 강편을 열간 압연하지만, 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 하고, 또한 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 70면적% 이하로 하기 위해서는, 제 2 압연으로서 규정하는 바와 같이, Ar3점+100℃에서 Ar3점까지의 온도 영역에 있어서 1패스 당 최대 압하율을 12% 이하, 누적 압하율을 50% 이상으로 제어하여 열간 압연하는 것이 중요하다. 그리고, 이 온도 영역에서의 열간 압연으로 R≤70면적%를 달성하면서 D≤25㎛를 만족시키기 위해서는, 제 1 압연으로서 규정하는 바와 같이, 1050℃에서 Ar3점+100℃까지의 온도 영역에서 1패스 당의 평균 냉각 속도가 1.5℃/초 이상이 되도록 냉각하면서 누적 압하율이 40% 이상이 되도록 압연을 행한다. 이와 같이 제 1 압연을 행하여, 오스테나이트(Y) 입경을 50㎛ 이하로 해 놓음으로써, 제 1 압연에 이은 제 2 압연에서 금속 조직이 적절히 제어되어, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하도록 조정된다. 이하, 본 발명의 제법에 대해 순서에 따라 자세히 설명한다.
우선, 용강의 용존 산소량을 0.0010 내지 0.0060%의 범위로 조정한다. 용강의 용존 산소량이 0.0010% 미만이면, 용강 중의 용존 산소량이 부족되기 때문에, 입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 Zr·REM·Ca계 산화물을 소정량 확보할 수 없어, 우수한 HAZ 인성을 얻을 수 없다. 또한, 용존 산소량이 부족되면, 산화물을 형성할 수 없던 Zr이 탄화물을 형성하거나, REM이나 Ca이 황화물을 형성하기 때문에, 모재 자체의 인성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 상기 용존 산소량은 0.0010% 이상으로 한다. 상기 용존 산소는, 바람직하게는 0.0013% 이상, 보다 바람직하게는 0.0020% 이상이다.
한편, 상기 용존 산소량이 0.0060%를 초과하면, 용강 중의 산소량이 너무 많기 때문에, 용강 중의 산소와 상기 원소의 반응이 심해져서 용제 작업상 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 조대한 산화물이 생성되어 도리어 HAZ 인성을 열화시킨다. 따라서, 상기 용존 산소량은 0.0060% 이하로 억제해야 한다. 상기 용존 산소량은, 바람직하게는 0.0055% 이하, 보다 바람직하게는 0.0053% 이하로 한다.
그런데, 전로나 전기로에서 일차 정련된 용강 중의 용존 산소량은, 보통 0.010%를 초과하고 있다. 그래서, 본 발명의 제법에서는, 용강 중의 용존 산소량을 어떠한 방법으로 상기 범위로 조정할 필요가 있다.
용강 중의 용존 산소량을 조정하는 방법으로는, 예컨대 RH식 탈가스 정련 장치를 사용하여 진공 C 탈산하는 방법이나, Si나 Mn, Ti, Al 등의 탈산성 원소를 첨가하는 방법 등을 들 수 있고, 이러한 방법을 적절히 조합하여 용존 산소량을 조정할 수도 있다. 또한, RH식 탈가스 정련 장치 대신에, 취과(取鍋) 가열식 정련 장치나 간이식 용강 처리 설비 등을 사용하여 용존 산소량을 조정할 수도 있다. 이 경우, 진공 C 탈산에 의한 용존 산소량의 조정은 할 수 없기 때문에, 용존 산소량의 조정에는 Si 등의 탈산성 원소를 첨가하는 방법을 채용하면 좋다. Si 등의 탈산성 원소를 첨가하는 방법을 채용할 때는, 전로로부터 취과로 출강할 때에 탈산성 원소를 첨가해도 상관없다.
용강의 용존 산소량을 0.0010 내지 0.0060%의 범위로 조정한 후에는 용강을 교반하여, 용강 중의 산화물을 부상 분리함으로써 용강 중의 전체 산소량을 0.0010 내지 0.0070%로 조정한다. 이와 같이 본 발명에서는, 용존 산소량이 적절히 제어된 용강을 교반하여, 불필요한 산화물을 제거하고 나서, Zr 등의 입자 내 페라이트 변태 핵 생성 원소를 첨가하고 있기 때문에, 조대한 산화물의 생성을 방지할 수 있다. 상술한 상기 일본 특허공개 제2007-100213호에는, 이 부상 분리 공정을 행하고 있지 않기 때문에, 조대한 산화물이 생성되어, 양호한 HAZ 인성을 확보할 수 없다(후기하는 실시예를 참조).
상기 전체 산소량이 0.0010% 미만이면, 원하는 산화물량 부족이 되기 때문에, HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 산화물량을 확보할 수 없다. 따라서, 상기 전체 산소량은 0.0010% 이상으로 한다. 상기 전체 산소량은, 바람직하게는 0.0015% 이상, 보다 바람직하게는 0.0018% 이상이다.
한편, 상기 전체 산소량이 0.0070%를 초과하면, 용강 중의 산화물량이 과잉이 되어, 조대한 산화물이 생성되어 HAZ 인성이 열화된다. 따라서, 상기 전체 산소량은 0.0070% 이하로 억제해야 한다. 상기 전체 산소량은, 바람직하게는 0.0060% 이하, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하로 한다.
용강 중의 전체 산소량은, 대체로 용강의 교반 시간에 상관하여 변화되기 때문에, 교반 시간을 조정하는 등으로 제어할 수 있다. 구체적으로는, 용강을 교반하여, 부상된 산화물을 제거한 후의 용강 중의 전체 산소량을 적절히 측정하면서, 용강 중의 전체 산소량을 적절히 제어한다.
용강 중의 전체 산소량을 상기 범위로 조정한 후에는 Ti을 첨가하고, 이어서 Zr, REM 및 Ca을 첨가하고 나서 주조한다. 전체 산소량을 조정한 용강에 상기의 원소를 첨가함으로써, 소망으로 하는 입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 Zr·Ca·REM계 산화물이 얻어진다. Ti 산화물은, Zr·REM·Ca계 산화물에 비해 용강과의 계면 에너지가 작아서, 합금 원소를 이 순서로 첨가하면, Ti 산화물은 미세화되기 때문에, 결과적으로 HAZ 인성에 기여하는 미세한 산화물을 생성시킬 수 있다.
용강에 첨가하는 REM이나 Ca, Zr, Ti의 형태는 특별히 한정되지 않고, 예컨대, REM으로서, 순 La나 순 Ce, 순 Y 등, 또는 순 Ca, 순 Zr, 순 Ti, 또한 Fe-Si-La 합금, Fe-Si-Ce 합금, Fe-Si-Ca 합금, Fe-Si-La-Ce 합금, Fe-Ca 합금, Ni-Ca 합금 등을 첨가하면 바람직하다. 또한, 용강에 미슈 메탈(misch metal)을 첨가할 수도 있다. 미슈 메탈이란, 세륨족 희토류 원소의 혼합물이며, 구체적으로는 Ce을 40 내지 50% 정도, La을 20 내지 40% 정도 함유하고 있다. 단, 미슈 메탈에는 불순물로서 Ca을 포함하는 경우가 많기 때문에, 미슈 메탈이 Ca을 포함하는 경우는 본 발명에서 규정하는 범위를 만족할 필요가 있다.
본 발명에서는, 조대한 산화물의 제거를 촉진할 목적으로, Zr, REM 및 Ca을 첨가한 후는, 40분을 초과하지 않는 범위에서 용강을 교반하는 것이 바람직하다. 교반 시간이 40분을 초과하면, 미세한 산화물이 용강 중에서 응집·합체되기 때문에 산화물이 조대화되어, HAZ 인성이 열화된다. 따라서, 교반 시간은 40분 이내로 하는 것이 바람직하다. 교반 시간은, 보다 바람직하게는 35분 이내이며, 보다 더 바람직하게는 30분 이내이다. 용강의 교반 시간의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 교반 시간이 너무 짧으면 첨가 원소의 농도가 불균일해져서, 강재 전체로서 원하는 효과를 얻을 수 없다. 따라서, 용기 크기에 따른 원하는 교반 시간이 필요해진다.
이상과 같이, Zr, REM 및 Ca을 첨가함으로써, 성분 조성이 조정된 용강을 얻을 수 있다. 얻어진 용강을 사용하여 주조하여, 강편을 얻는다.
얻어진 주편(鑄片)은 열간 압연하지만, 열간 압연 시의 가열 온도는 1100 내지 1250℃로 한다. 가열 온도의 하한을 1100℃로 하는 것은, 강편의 금속 조직을 오스테나이트로 하기 위해서이다. 그러나, 가열 온도가 너무 높으면, 초기의 오스테나이트 조직이 너무 조대화되기 때문에, 변태 후의 조직을 충분히 미세화하기가 곤란해진다. 따라서, 가열 온도의 상한은 1250℃로 한다.
가열 후는, 강편의 t/2 위치(t는 강편의 두께)의 온도가 1050℃ 이하, Ar3점+100℃를 초과하는 온도 영역에서 1패스 당의 평균 냉각 속도가 1.5℃/초 이상이 되도록 냉각하면서 누적 압하율이 40% 이상이 되도록 제 1 압연을 행한다.
1050℃ 이하, Ar3점+100℃를 초과하는 온도 영역에서 냉각하면서 압연을 행함으로써, 오스테나이트의 조대화를 방지하여 오스테나이트 입경을 50㎛ 이하로 할 수 있고, 후술하는 적절한 조건으로 제 2 압연함으로써, 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 제어할 수 있다(후기 도 6을 참조).
단, 상기 온도 영역에서 압연할 때의 평균 냉각 속도가 1.5℃/초를 하회하거나, 누적 압하율이 40%를 하회하면, 오스테나이트가 조대화되어 오스테나이트 입경이 50㎛를 초과하여, 후기하는 바와 같이 적절한 조건으로 제 2 압연을 행해도 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 제어할 수 없다(후기 도 7 참조). 그 때문에, 모재의 피로 특성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 온도 영역에서 압연할 때의 평균 냉각 속도는 1.5℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 2℃/초 이상, 보다 바람직하게는 2.5℃ 이상이다.
또한, 누적 압하율은 40% 이상으로 한다. 바람직하게는 50% 이상이며, 보다 바람직하게는 60% 이상이다. 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 대체로 65% 정도이다.
상기 Ar3점의 온도는, 하기 수학식 3으로부터 산출할 수 있다. 식 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, t는 제품의 마무리 두께(mm)를 의미하고 있다.
Figure pat00003
상기 누적 압하율은, 하기 수학식 4에 의해 구해지는 값이다. t0는 강편의 평균 온도가 목적의 온도 영역에 있을 때의 압연 개시 두께(mm), t1은 강편의 평균 온도가 목적의 온도 영역에 있을 때의 압연 종료 두께(mm)를 의미한다.
Figure pat00004
1050℃ 이하, Ar3점+100℃를 초과하는 온도 영역에서 제 1 압연을 행한 후에는, 연속하여 후술하는 제 2 압연을 행할 수도 있지만, 제 1 압연은, 1050℃ 이하, Ar3점+100℃를 초과하는 온도 영역 중, 오스테나이트가 재결정하는 온도 영역에서 행하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 재결정 온도로부터 Ar3점+100℃를 초과하는 온도(이 온도 영역을 이하, 오스테나이트 미재결정 온도 영역이라고 부르는 경우가 있음)에서 압연하기 위해서는, 압하율을 높일 필요가 있어 설비 부하가 걸린다.
오스테나이트 재결정 온도의 상한값은, 강편의 화학 성분 조성에 의해 다소 변화되지만, 본 발명에서 대상으로 삼고 있는 강종에서는, 대체로 1060℃ 이다. 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 제 1 압연을 종료함으로써, 오스테나이트 입경을 작게 할 수 있다.
제 1 압연을 종료하는 온도는, 오스테나이트 재결정 온도 영역 중, 거의 하한값의 온도(오스테나이트 미재결정 영역에 도달하기 직전의 온도)로 하는 것이 바람직하다. 제 1 압연 종료 후에, 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 장시간 유지하면, 오스테나이트가 재결정하여 조대화되기 때문이다.
제 1 압연을 종료한 후에는, 강편의 t/2 위치(t는 강편의 두께)에서의 온도가, Ar3점+100℃ 이하, Ar3점을 초과하는 온도 영역에서 1패스 당 최대 압하율을 12% 이하, 누적 압하율을 50% 이상이 되도록 제 2 압연을 행한다.
Ar3점+100℃를 초과하는 온도에서 제 2 압연을 행하면, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자를 미세화할 수 없다. 한편, Ar3점 이하의 온도에서 제 2 압연을 행해도 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자를 미세화할 수 없고, 압연 온도가 너무 낮아서 설비 부하가 커진다.
상기 온도 영역에서 압연할 때의 1패스 당의 최대 압하율은 12% 이하로 한다. 최대 압하율이 12%를 초과하면, 과도의 변형이 축적되어 재결정을 일으켜, 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R이 커진다. 따라서, 최대 압하율은 12% 이하로 한다. 바람직하게는 11.5% 이하이며, 보다 바람직하게는 11% 이하이다.
상기 온도 영역에서 압연할 때의 누적 압하율은 50% 이상으로 한다. 누적 압하율이 50%를 하회하면, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D가 커지고(후기 도 5 참조), 또한 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R이 커지기 때문에, 피로 균열 진전 속도가 커져서, 모재의 피로 특성을 개선할 수 없다. 따라서, 누적 압하율은 50% 이상으로 한다. 바람직하게는 55% 이상이며, 보다 바람직하게는 60% 이상이다.
한편, 제 1 압연을 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 종료했을 때는, 강편의 t/2 위치의 온도가 Ar3점+100℃ 이하가 되는 온도 영역까지 냉각하고 나서 제 2 압연을 개시한다.
또한, 생산의 편의상, 또는 설비의 편의상, 제 1 압연 종료 후, 제 2 압연 개시까지에 시간이 걸리는 경우는, 제 1 압연이 종료한 후, 빠르게 오스테나이트 미재결정 온도 영역으로 냉각하여, 이 온도 영역에서 대기시키고, 준비가 되었으면 제 2 압연을 개시하면 된다. 강편의 대기 온도를 오스테나이트 미결정 온도 영역으로 함으로써 미세화한 오스테나이트가 다시 조대화되는 것을 방지하기 위함이다.
제 2 압연을 종료한 후에는, 강편의 표면 온도에서, Ar3점을 초과하는 온도로부터 500℃ 이하가 될 때까지 평균 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 하여 적극 냉각(가속 냉각)한다. 냉각 개시 온도가 Ar3점을 하회하면, 페라이트가 많이 생성되어 경도를 확보할 수 없다. 따라서, 냉각 개시 온도는 Ar3점을 초과하는 온도로 한다. 한편, 냉각 정지 온도는, 변태를 완전히 완료시키기 위해 500℃ 이하로 한다.
Ar3점을 초과하는 온도로부터 500℃ 이하가 될 때까지의 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 한다. 평균 냉각 속도가 5℃/초를 하회하면, 페라이트가 많이 생성되어 경도를 확보할 수 없다. 따라서, 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 7℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 9℃/초 이상이다.
강편의 표면 온도가 500℃ 이하가 되는 온도 영역까지 냉각한 후에는, 500℃이상, Ac1점 미만의 온도 범위에서 뜨임 처리를 할 수도 있다. 뜨임 처리함으로써, 압연이나 변태에 의해 도입된 변형이 소실되기 때문에, 모재 인성을 향상시킬 수 있다.
상기 Ac1점의 온도는, 하기 수학식 5로부터 산출할 수 있다. 식 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있다.
Figure pat00005
본 발명에 따른 강재는, 예컨대 교량이나 고층 건조물, 선박 등의 구조물의 재료로서 사용할 수 있고, 소 내지 중 입열 용접은 물론, 입열량이 50kJ/mm 이상인 대입열 용접에서도 용접열 영향부의 인성 열화를 막을 수 있다.
본 발명의 강재는, 판 두께가 약 3.0mm 이상인 후강판 등의 강재를 대상으로 하고 있다. 본 발명에 따른 우수한 HAZ 인성 향상 작용은, 판 두께가 20mm 이상(특히 40mm 이상)의 후강판으로 하고, 입열량이 50kJ/mm 이상인 대입열 용접을 행했을 때에 유효하게 발휘된다.
[실시예]
이하, 본 발명을 실시예에 의해 더 구체적으로 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것이 아니라, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
진공 용해로(용량 150kg)를 사용하여, 하기 표 1에 나타낸 조건으로 하기 표2 에 나타낸 화학 성분(질량%)을 함유하는 공시 강(강종 a 내지 w. 잔부는 철 및 불가피 불순물)을 용제하여, 150kg의 잉곳(ingot)에 주조하여 냉각했다. 얻어진 잉곳을 하기 표 3 또는 표 4에 나타내는 가열 온도로 가열한 후, 슬래브의 t/2 위치(t는 슬래브의 두께. 이하 동일)에서의 평균 온도가 1050℃ 이하가 될 때까지 냉각하고, 이어서 열간 압연하여 제품 두께가 10 내지 80mm의 압연재를 제조했다. 이하, 제조 조건에 대해 구체적으로 설명한다.
진공 용해로에서 공시 강을 용제함에 있어서는, Ti, Zr, Al, REM 및 Ca 이외의 원소에 대해 성분 조정하는 동시에, C, Si 및 Mn으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 사용하여 탈산하여 용강의 용존 산소량을 조정했다. 조정 후의 용존 산소량(ppm)을 하기 표 1에 나타낸다.
용존 산소량을 조정한 용강을 1 내지 10분 정도 교반하여 용강 중의 산화물을 부상 분리시킴으로써 용강의 전체 산소량을 조정했다. 조정 후의 전체 산소량(ppm)을 하기 표 1에 나타낸다.
전체 산소량을 조정한 용강에 Ti을 첨가한 후, Zr, REM 및 Ca을 첨가함으로써 성분 조정한 용강을 얻었다. 한편, Ti은 Fe-Ti 합금의 형태로, Zr은 Fe-Zr 합금의 형태로, REM은 La 약 25%와 Ce 약 50%를 함유하는 미슈 메탈의 형태로, Ca은 Ni-Ca 합금, 또는 Ca-Si 합금, 또는 Fe-Ca 압분체의 형태로, 각각 첨가했다.
단, 표 1의 No.22는, 전체 산소량을 조정하기 위해 FeO를 첨가했다. 또한, 표 1의 No.7은, 용존 산소량을 조정한 용강을 교반하지 않고, 즉시 Ti을 첨가했다.
상기 원소(Zr, REM 및 Ca)를 첨가하여 성분 조정을 한 용강은, 하기 표 1에 나타내는 시간을 교반하고 나서 잉곳에 주조하여 냉각했다.
얻어진 잉곳을 하기 표 3 또는 표 4에 나타내는 가열 온도로 가열한 후, 열간 압연했다. 본 실시예에서는, 제 1 압연을 조압연기를 사용하여 행하고, 제 2 압연을 마무리 압연기를 사용하여 행했다.
조압연의 압연 개시 온도를 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다. 한편, 압연 개시 온도는, 강편의 t/2 위치에서의 평균 온도로 관리했다.
조압연은, 1패스 당의 평균 냉각 속도가 하기 표 3 또는 표 4에 나타내는 속도가 되도록 냉각하면서 행했다. 조압연의 종료 온도는 Ar3+120℃ 이상으로 했다. 조압연에서의 누적 압하율을 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다.
조압연 종료 후, 강편의 t/2 위치에서의 평균 온도가 Ar3점+100℃ 이하가 될 때까지 냉각하고, 마무리 압연을 행했다. 마무리 압연 개시 온도는 Ar3점+100℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도는 Ar3+40℃ 이상으로 했다. 마무리 압연에 있어서 1패스 당의 최대 압하율과 누적 압하율을 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다.
마무리 압연 종료 후에는, 열간 압연재의 표면 온도가 500℃ 이하가 될 때까지 냉각했다. 마무리 압연 종료 후의 냉각 개시 온도를 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다. 또한, 냉각 개시 온도로부터 500℃까지의 평균 냉각 속도를 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다.
한편, 표 3의 No.1-2 내지 1-8은 표 2에 나타낸 강종 a, 표 3의 No.2-2는 표 2에 나타낸 강종 b, 표 3의 No.3-2는 표 2의 강종 c를 각각 사용하여, 열간 압연 조건 등을 바꾼 예이다.
또한, 표 3의 No.1-2와 No.1-3은, 열간 압연재의 표면 온도가 500℃ 이하가 되는 온도 영역까지 냉각한 후, 하기 표 3에 나타내는 뜨임 온도(표면 온도에서 관리)로 뜨임 처리를 행한 예이다.
강편의 t/2 위치에서의 온도는, 하기 순서로 계산했다.
≪평균 온도의 산출 방법≫
(1) 프로세스 컴퓨터를 사용하여, 가열 개시로부터 추출까지의 분위기 온도와 재로(在爐) 시간에 따른, 강편의 표면으로부터 이면까지의 판 두께 방향에서의 임의의 위치의 가열 온도를 산출한다.
(2) 상기 산출한 가열 온도를 사용하여, 압연 중인 압연 패스 스케줄이나 패스 간의 냉각 방법(수냉 또는 공냉)의 데이터에 따라, 판 두께 방향의 임의의 위치에서의 압연 온도를 차분법 등 계산에 적합한 방법을 이용하여 산출하면서, 압연한다.
(3) 강편의 표면 온도는, 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 사용하여 실측한다(단, 프로세스 컴퓨터 상에서도 계산함).
(4) 조압연 개시 시, 조압연 종료 시, 및 마무리 압연 개시 시에 각각 실측한 강편의 표면 온도를, 프로세스 컴퓨터 상의 계산 표면 온도와 대조한다.
(5) 계산 표면 온도와 실측한 강편의 표면 온도의 차이가 ±30℃ 이상인 경우는, 실측한 강편의 표면 온도를 상기 계산 표면 온도로 치환하여 프로세스 컴퓨터 상의 계산 표면 온도로 한다.
(6) 보정된 계산 표면 온도를 이용하여, t/2 위치에서의 온도를 구한다.
한편, 열간 압연재의 표면 온도는, 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 사용하여 측정했다.
하기 표 3 또는 표 4에는, 냉각하여 얻어진 압연재의 제품 두께(mm)도 나타내었다. 또한, 하기 표 3 또는 표 4에는, 상기 표 2에 나타낸 화학 성분 조성에 따라, 상기 수학식 3, 수학식 5를 이용하여 산출한 Ar3점, Ac1점의 값도 나타낸다.
얻어진 압연재의 t/4 위치(t는 압연재의 두께)에 있어서의 횡단면으로부터 샘플을 잘라내어, 상기 샘플에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로 질량 환산하여 산화물의 평균 조성을 산출했다.
잘라낸 샘플 표면을 시마즈제작소제 「EPMA-8705(장치명)」를 사용하여 600배로 관찰하고, 최대 직경이 0.2㎛ 이상인 입자에 대해 성분 조성을 정량 분석했다. 관찰 조건은, 가속 전압을 20kV, 시료 전류를 0.01μA, 관찰 시야 면적을 1 내지 5cm2, 분석 개수를 100개로 하고, 특성 X선의 파장 분산 분광에 의해 입자 중앙부에서의 성분 조성을 정량 분석했다. 분석 대상 원소는, Mn, Ti, Zr, La, Ce, Ca, Si, Al 및 O(산소)로 하여, 기지 물질을 사용하여 각 원소의 전자선 강도와 원소 농도의 관계를 미리 검량선으로서 구해 두고, 이어서, 상기 입자로부터 얻어진 전자선 강도와 미리 상기 검량선으로부터 그 입자의 원소 농도를 정량했다.
얻어진 정량 결과 중 산소 함량이 5% 이상인 입자를 산화물로 인정했다. 산화물로 인정된 각 입자에 대해, 상기 방법에서 검출된 원소의 산화물이라고 추가로 인정했다. 단, 하나의 입자로부터 복수의 원소가 검출된 경우에는, 그들의 원소의 존재를 나타내는 X선 강도의 비에 따라 「1개」를 분할하도록 계산했다(예컨대, A 원소: 0.6개, B 원소: 0.4개와 같이). 그래서, 원소마다 입자의 개수를 구했다. 어떤 원소의 산화물에 대해, (상기 원소 산화물의 분자량)×(상기 원소 산화물의 입자 개수)의, (산화물의 분자량)×(입자 개수)의 모든 검출 원소에 대한 총합에 대한 비율을, 평균 조성에 있어서 그 원소의 산화물의 질량 비율로 했다. 전체 산화물의 평균 조성을 하기 표 3 또는 표 4에 나타낸다. 한편, REM의 산화물은, 금속 원소를 M으로 나타내면, 강재 중에 M2O3이나 M3O5, MO2의 형태로 존재하지만, 모든 산화물을 M2O3으로 하여 상기 계산을 행했다.
상기 샘플 표면을 EPMA로 관찰한 결과, 관찰된 산화물은, Ti, Zr, REM 및 Ca을 포함하는 복합 산화물이 대부분이지만, 단독 산화물로서 Ti2O3, ZrO2, REM의 산화물, CaO도 생성되어 있었다.
또한, 얻어진 정량 결과 중 산소 함량이 5% 이상인 산화물의 원 상당 직경을 측정하여, 원 상당 직경(입경)이 0.1 내지 2.0㎛인 산화물의 개수와 원 상당 직경(입경)이 5.0㎛를 초과하는 산화물의 개수를 산출했다. 하기 표 5에 산화물의 개수를 관찰 시야 1mm2 당으로 환산한 개수를 나타낸다.
다음으로, 용접 시에 열 영향을 받는 HAZ의 인성을 평가하기 위해, 대입열 용접을 모의하여 하기에 나타내는 용접 재현 시험을 행했다. 용접 재현 시험은, 압연재로부터 잘라낸 샘플이 1400℃가 되도록 가열하고, 이 온도에서 30초간 유지한 후, 냉각하는 열 사이클을 부여했다. 냉각 속도는, 800℃에서 500℃로의 냉각 시간이 300초가 되도록 조정했다.
냉각 후의 샘플의 충격 특성은, V노치 샤르피 시험에서 -40℃에서의 흡수 에너지(vE-40)를 측정하여 평가했다. vE-40이 100J 이상인 것을 합격(HAZ 인성 양호)으로 한다. 측정 결과를 하기 표 5에 나타낸다.
다음으로, 얻어진 압연재의 금속 조직을 하기 순서로 관찰하여, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D와, 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R을 구했다. D(pm)와 R(면적%)의 값을 하기 표 6에 나타낸다.
≪D의 산출 방법≫
(1) 압연재의 표면과 이면의 양쪽을 포함하도록, 압연 방향(긴 방향)에 평행하게 절단한 샘플을 준비한다.
(2) #150 내지 #1000까지의 습식 에머리 연마지, 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법으로 연마하고, 다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 사용하여 경면 마무리를 실시한다.
(3) 경면 연마면을, TexSEM Laboratories사제인 EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 장치로, 판 두께 방향의 t/2 위치에서의 측정 범위를 200㎛×200㎛, 피치를 0.5㎛로 하여 2개 결정의 방위차를 측정하여, 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 대각 입계로 한다. 한편, 측정 방향의 신뢰성을 나타내는 컨피던스·인덱스가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상으로부터 제외한다.
(4) 결정 입자 분포 지도(Grain distribution map)에서, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 최대 폭(보통 판 두께 방향에 따른 길이)과 최대 길이(보통 압연 방향에 따른 길이)를 측정하여, 결정 입자의 면적을 산출하고 결정 입자의 원상당 직경을 산출하여, 평균값을 구한다.
≪R의 산출방법≫
(1) 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R은, 상기 D를 산출할 때와 같은 조건에서 경면 마무리를 실시한 샘플을 사용하여, TexSEM Laboratories사제인 EBSP 장치로, 경면 연마면 중 판 두께 방향의 표면과 t/2 위치와 t/4 위치에서의 측정 범위를 200㎛×200㎛, 피치를 0.5㎛으로 하여 2개 결정의 방위차를 측정한다. 한편, 측정 방향의 신뢰성을 나타내는 컨피던스·인덱스가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상으로부터 제외한다.
(2) 측정 결과 중, 결정 방위차가 5.5° 미만인 것은 노이즈(noise)로 여겨 삭제하고, 62.5°까지의 각 방위차에서의 분포를 구한다.
(3) 상기 (2)의 결정 방위차와 대응 맵(map)을 대응시킴으로써, 랜덤 입계 분율 R을 산출했다. 대응 맵이란, 각 대응 입계의 개수(분율)가 기재되어 있는 표이다. 대응 입계란, 입계를 끼운 2개의 결정 입자의 각각의 결정 격자점 중, 어떤 일정한 비율의 격자점이 양 결정 입자에서 공통이도록 특수한 방향 관계에 있는 입계이다. 구체적으로는, 각 대응 입계(Σ1 내지 49)를, 결정 방향 분포에 의해 얻어지는 방위차 15° 이상의 대각 입계의 개수로 나눔으로써, 각 대응 입계의 분포(분율)를 구하여, 100%에서 각 대응 입계의 분포(분율)를 뺌으로써 [대응 입계이외를 랜덤 입계(>Σ49)로 함], 랜덤 입계 분율 R(평균값)을 측정한다. 즉, 대각 입계는 대응 입계와 랜덤 입계로 이루어져 있고, 이번의 목적인 랜덤 입계 분율을 산출하기 위해, 대응 입계의 분율(분포)이 필요하다. 그 때문에, 대응 입계로 생각되어지는 Σ1 내지 49의 각 분율(분포)을 구할 필요가 있다. 여기서, Σ는, 입계 를 끼운 양 결정에서 공통의 위치를 차지하는 격자점을 A, 그 이외의 격자점을 B로 한 경우, A와 B를 합친 전체 격자점에 대한 A의 수의 비의 역수이다.
한편, 대응 입계의 측정에는, 주식회사 TSL사의 「TSL OIM Data Collection ver 5.2」를 사용하고, 해석에는, 주식회사 TSL 사의 「TSL OIM Analysis ver 5.0」을 사용했다.
또한, 얻어진 압연재의 금속 조직을 하기 순서로 관찰하여, 오스테나이트 입자 직경(γ입경)과 경도를 구했다. γ입경의 값을 하기 표 6에 나타낸다.
≪γ입경의 측정방법≫
(1) 압연재의 γ입경은, 상기 D를 산출할 때와 같은 조건으로 경면 마무리를 실시한 샘플을 사용하고, 극저탄소 부식 용액을 사용하여 부식하여, 구 γ입계를 현출시킨 후, 판 두께 방향 t/2 위치에서의 영역을 광학 현미경으로 배율 100배 또는 400배로 촬영하여, 6cm×8cm의 사진으로 했다. 즉, 관찰 배율 100배에서는 600㎛×800㎛, 관찰 배율 400배에서는 150㎛×200㎛에 상당한다.
(2) 사진의 6cm의 변은 판 두께 방향에 대응하고, 8cm의 변은 압연 방향에 대응하고 있다. 촬영된 사진을 화상 해석하여, 관찰 시야 내에서 보이는 γ입자의 평균 입경을 구했다.
≪경도의 측정 방법≫
압연재의 경도는, 상기 D를 산출할 때와 같은 조건으로 경면 마무리를 실시한 샘플을 사용하여, 비커스 경도 시험기로 측정했다. 측정 위치는, 압연재의 판 두께 방향의 t/2 위치로 하여, 하중을 10kgf, 측정 회수를 20점으로 하고, 평균값을 압연재의 경도로 했다.
다음으로, 얻어진 압연재의 피로 특성을 다음 순서로 평가했다.
≪충격 특성의 평가≫
압연재의 충격 특성은, V노피 샤르피 시험을 하여, 압연재의 충격 특성을 -60℃에서의 흡수 에너지(vE-60)를 측정함으로써 평가했다. vE-60의 측정은, t/4 위치로부터 NK(일본해사협회) 선급(船級)이 정하는 U4호 시험편을 채취하여, JIS Z2242에 따라 행했다. 측정 결과를 하기 표 6에 나타낸다. 한편, NK 선급에 있어서의 조선 E 등급에서는, 모재의 충격 특성을, 시험 온도를 -40℃에서 평가하기 때문에, 본 실험예에서는, 조건을 보다 엄격하게 시험 온도를 -60℃로 하여 흡수 에너지(vE-60)를 측정하여, 이 평균값이 100J 이상을 합격(모재의 저온 인성이 양호)으로 했다.
≪피로 균열 진전 속도의 측정≫
압연재의 t/4 위치로부터, 두께: 12.5mm의 컴팩트형 시험편(CT 시험편)을 채취했다. 채취한 CT 시험편의 형상을 도 1에 나타낸다. 이 CT 시험편을 사용하여, ASTM E647에 준거하여, 피로 균열 진전 시험을 실시함으로써, 피로 균열 진전 속도를 구했다. 시험 조건은 하기와 같다.
시험 방법: 전기 유압 서보식±10톤 피로 시험기를 사용하고, 균열 길이의 측정은 컴퓨터 제어에 의한 컴플라이언스(compliance)법에 의해 구했다. 컴플라이언스란, 균열 개구 변위 δ와 하중 P의 비(δ/P)의 의미이며, 이 컴플라이언스로부터 균열 길이가 자동적으로 측정된다.
시험 환경: 실온, 대기 중
제어 방법: 하중 제어
제어 파형: 정현파
응력비: R=0.1
시험 속도: 600 내지 1200cpm
균열은 용접 말단부로부터 발생하여, HAZ, 모재와 진전하는 것을 상정하여, 중 △K 영역인 △K=20(MPa·√m)의 값으로 평가했다. 한편, 이 시험의 △K 영역은, 하기 수학식 6에 의해 규정되는 파리스칙(Paris則)이 성립 안정 성장 영역인 것이 밝혀졌다.
Figure pat00006
단, a: 균열 길이, n: 반복 수, C, m: 재료, 하중 등의 건에서 결정되는 정수, △K: 응력 확대 계수 범위를 각각 나타낸다.
한편, CT 시험에 따른 피로 균열 진전 속도의 값은 고르지 않은 것이 알려져 있기 때문에, 종래 강판의 데이터의 평균값을 기준으로 하여 평가했다. 종래 강판의 데이터의 평균값이 5.4×10-5mm/cycle 정도이기 때문에, 본 발명에서는, 5.4×10-5mm/cycle 미만을 합격으로 했다. 한편, 종래 강판의 데이터의 평균값은, 사단법인 일본재료학회 발행의 「금속 재료 피로 균열 진전 저항 데이터」에 따라 결정했다.
이러한 결과에 근거하여, 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D와 충격 특성(vE-60)의 관계를 도 2에 나타낸다. 도 2로부터, -60℃에서의 충격 특성을 개선하기 위해서는, 상기 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 하는 것이 유용함을 알 수 있다.
대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R과 피로 균열 진전 속도(da/dN)의 관계를 도 3에 나타낸다. 도 3으로부터, 피로 균열 진전 속도를 5.4×10-5mm/cycle 미만으로 하기 위해서는, 상기 랜덤 입계의 비율 R을 70면적% 이하로 하는 것이 유용함을 알 수 있다.
압연재의 평균 경도와 피로 균열 진전 속도(da/dN)의 관계를 도 4에 나타낸다. 도 4로부터, 피로 균열 진전 속도를 5.4×10-5mm/cycle 미만으로 하기 위해서는, 압연재의 평균 경도를 170Hv 이상으로 하는 것이 유용함을 알 수 있다.
Ar3점+100℃ 이하에서의 누적 압하율과 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D의 관계를 도 5에 나타낸다. 도 5로부터, 상기 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 하기 위해서는, Ar3점+100℃ 이하에서의 누적 압하율을 50% 이상으로 하는 것이 유용함을 알 수 있다.
γ입경과 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D의 관계를 도 6에 나타낸다. 도 6으로부터, 상기 평균 원 상당 직경 D를 25㎛ 이하로 하기 위해서는, γ입경을 50㎛ 이하로 하는 것이 유용함을 알 수 있다.
1050℃ 이하에서의 누적 압하율과 γ입경의 관계를 도 7에 나타낸다. 도 7로부터, γ입경을 50㎛ 이하로 하기 위해서는, 1050℃ 이하에서의 누적 압하율을 40% 이상으로 하는 것이 유용함을 알 수 있다.
대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D와 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R의 관계를 도 8에 나타낸다. 도 8로부터, 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D와, 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율 R에는 상관이 있어, 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자를 작게 할수록, 랜덤 입계를 저감할 수 있음을 알 수 있다.
다음으로, 표 5에 나타낸 결과에 따라, 용접했을 때의 HAZ 인성에 대해 고찰한다.
No.1-1, No.2-1, No.3-1, No.23은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 예로서, 전체 산화물의 조성을 측정하여 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, ZrO2, REM의 산화물 및 CaO를 소정량 함유하도록 조정한 뒤에, 원 상당 직경이 5.0㎛를 초과하는 조대한 산화물이 생성되지 않도록, 원 상당 직경이 0.1 내지 2.0㎛의 미세한 산화물을 많이 생성시키고 있기 때문에, HAZ 인성이 양호한 강재가 얻어지고 있다.
한편, No.4 내지 22는, 본 발명에서 규정하는 어느 것인가의 요건을 벗어난 예이다.
No.4는, 용강의 용존 산소량이 부족한 예로서, HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물의 양을 확보할 수 없어, HAZ 인성이 개선되어 있지 않다. No.5는, 용강의 용존 산소량이 과잉인 예로서, 조대한 산화물이 생성되어 HAZ 인성이 도리어 열화되어 있다. No.6은, 용강의 용존 산소량이 부족한 예로서, Ti 등을 첨가하기 전의 용강의 전체 산소량도 부족한 예이다. 그 때문에 HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물의 양을 확보할 수 없어, HAZ 인성이 개선되어 있지 않다.
No.7은, 상기 일본 특허공개 제2007-100213호에 개시한 강재의 조성을 모의한 예이다. 용강의 용존 산소량을 조정한 후, 용강을 교반하여 전체 산소량을 조정하고 있지 않기 때문에, Ti을 첨가하기 전의 전체 산소량이 본 발명에서 규정하고 있는 범위를 초과하고 있다. 이에 의해, 조대한 산화물이 많아져, HAZ 인성이 열화되어 있다.
No.8과 No.9는, Zr, REM 및 Ca을 첨가한 후에, 용강을 장시간 교반하고 있기 때문에, 용강 중의 산화물이 서로 응집하여 조대한 산화물을 많이 생성하고 있다. 그 때문에 HAZ 인성이 열화되어 있다.
No.10은, Al이 너무 많은 예로서, 조대한 산화물이 생성되어, HAZ 인성이 열화되어 있다. No.11은, Ti이 너무 적은 예로서, HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 질화물이 적어지기 때문에, HAZ 인성이 향상되어 있지 않다. No.12는, Ti가 너무 많은 예로서, 산화물이 조대화되어 HAZ 인성이 열화되어 있다. No.13은, REM이 너무 적은 예로서, 단독 산화물로 환산했을 때의 REM의 산화물량이 적고, HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물량이 적어지기 때문에, HAZ 인성이 향상되어 있지 않다. No.14는, REM이 너무 많은 예로서, 단독 산화물로 환산했을 때의 REM의 산화물량이 많아, 조대한 산화물을 생성하여 HAZ 인성을 도리어 열화시키고 있다. No.15는, Zr이 너무 적은 예로서, 단독 산화물로 환산했을 때의 ZrO2량이 적어, HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물량이 적어지기 때문에, HAZ 인성이 향상되어 있지 않다. No.16은, Zr이 너무 많은 예로서, 단독 산화물로 환산했을 때의 ZrO2량이 많아, 조대한 산화물이 생성되어 HAZ 인성을 도리어 열화시키고 있다. No.17은, Ca이 너무 적은 예로서, 단독 산화물로 환산했을 때의 Ca0량이 적어, HAZ 인성의 향상에 기여하는 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물량이 적어지기 때문에, HAZ 인성이 향상되어 있지 않다. No.18은, Ca이 너무 많은 예로서, 단독 산화물로 환산했을 때의 CaO량이 많아, 조대한 산화물이 생성되어 HAZ 인성을 도리어 열화시키고 있다. No.19는, N이 너무 많은 예로서, 고용 N량이 증대해 모재 자체의 인성이 열화되고, HAZ 인성도 저하되어 있다. No.20은, N이 너무 적은 예로서, Ti 함유 질화물의 생성이 억제되기 때문에, 자속 고정 효과에 의한 오스테나이트 입자의 조대화를 방지할 수 없어, HAZ 인성이 열화되어 있다. No.21은, O가 너무 적은 예로서, 입자 내 페라이트의 생성핵이 되는 미세한 산화물량이 부족해져, HAZ 인성이 향상되어 있지 않다. No.22는, O가 너무 많은 예로서, 산화물이 조대화되어 HAZ 인성이 도리어 열화되어 있다.
다음으로, 표 6에 나타낸 결과에 따라, 모재 자체의 피로 특성에 대해 고찰한다.
No.1-1 내지 1-6, No.2-1, No.2-2, No.3-1, No.3-2, No.23은, 모두 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강종 a 내지 c를 사용한 예로서, 강재의 금속 조직이 적절히 제어되어 있기 때문에 모재의 피로 특성이 우수하다.
No.1-7과 No.1-8은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강종 a를 사용한 예이지만, 강재가 너무 딱딱하기 때문에 모재의 피로 특성이 뒤떨어져 있다.
No.15 내지 17은, 강재의 금속 조직이 적절히 제어되어 있지 않기 때문에, 피로 특성이 뒤떨어져 있다. 특히, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경 D가 25㎛를 초과하고 있기 때문에, 충격 특성도 뒤떨어져 있다.
No.10, 12 내지 14, 18, 21, 22는, 강재의 금속 조직이 적절하게 제어되어 있지 않기 때문에, 피로 특성 중 충격 특성은 양호하지만, 피로 균열 진전 속도는 작아져 있지 않다.
한편, No.4 내지 9, 11, 19, 20은, 강재의 금속 조직이 적절하게 제어되어 있기 때문에, 모재의 피로 특성은 양호하지만, 강재의 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있지 않기 때문에, 상술한 바와 같이 용접했을 때의 HAZ 인성이 개선되어 있지 않다.
다음으로, 표 5 내지 표 6에 나타낸 결과를 종합하여 고찰한다.
표 6의 No.1-1 내지 1-6, No.2-1, No.2-2, No.3-1, No.3-2, No.23은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강종 a 내지 c, 강종 w를 사용한 예로서, 이러한 강종을 사용하여 얻어진 강재는, 표 5로부터 분명한 바와 같이 HAZ 인성이 양호하고, 표 6으로부터 분명한 바와 같이 모재의 피로 특성도 우수하다.
한편, 표 6의 No.1-7, No.1-8, No.4 내지 22는, 본 발명에서 규정하는 어느 것인가의 요건을 만족하지 않는 예로서, HAZ 인성 또는 모재 피로 특성 중 하나 이상이 뒤떨어져 있는 예이다.
Figure pat00007
Figure pat00008
Figure pat00009
Figure pat00010
Figure pat00011
Figure pat00012

Claims (7)

  1. C: 0.02 내지 0.12%(「질량%」의 의미. 이하, 화학 성분 및 산화물에 대해 동일),
    Si: 0.5% 이하,
    Mn: 1 내지 2%,
    Zr: 0.0002 내지 0.050%,
    REM: 0.0002 내지 0.050%,
    Ca: 0.0005 내지 0.010%,
    Ti: 0.005 내지 0.02%,
    N: 0.0040 내지 0.01%,
    O: 0.0005 내지 0.010%,
    P: 0.02% 이하,
    S: 0.015% 이하,
    Al: 0.05% 이하를 만족하고,
    잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재로서,
    (a) 상기 강재는, Zr, REM 및 Ca을 함유하는 산화물을 포함하고,
    (b) 상기 강재에 포함되는 산화물의 평균 조성에 있어서 ZrO2의 질량 비율이 5 내지 50%, REM의 산화물(REM을 M의 기호로 나타내면 M2O3)의 질량 비율이 10 내지 50%, 및 CaO의 질량 비율이 5.0 내지 50%이고,
    (c) 상기 강재에 포함되는 전체 산화물 중,
    원 상당 직경으로 0.1 내지 2.0㎛의 산화물이 1mm2 당 120개 이상,
    원 상당 직경으로 5.0㎛ 초과인 산화물이 1mm2 당 5개 이하이고,
    (d) 상기 강재의 금속 조직을 후방 산란 전자 회절법(EBSP법)으로 관찰했을 때, 하기 수학식 1과 수학식 2를 만족하며,
    (e) 상기 강재의 평균 경도가 170Hv 이상인 강재.
    [수학식 1]
    D ≤ 25㎛
    [수학식 2]
    R ≤ 70면적%
    [단, 수학식 1에서, D는 EBSP법으로 인접하는 2개 결정의 방위차를 측정하여, 결정 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정 입자의 평균 원 상당 직경(㎛)을 의미한다.
    또한, 수학식 2에서, R은 상기 대각 입계에서 차지하는 랜덤 입계의 비율(면적%)을 의미한다.]
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로 기타 원소로서,
    Ni: 0.4% 이하,
    Cu: 0.3% 이하,
    Cr: 1.5% 이하, 및
    Mo: 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    추가로 기타 원소로서,
    Nb: 0.1% 이하,
    V: 0.1% 이하, 및
    B: 0.005% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 강재.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 강재의 제조방법으로서,
    용강의 용존 산소량을 0.0010 내지 0.0060%의 범위로 조정한 후,
    용강을 교반하여 용강 중의 산화물을 부상 분리시킴으로써 전체 산소량을 0.0010 내지 0.0070%의 범위로 조정하고 나서,
    Ti, 이어서 Zr, REM 및 Ca을 첨가하여 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성으로 조정한 후,
    주조를 행함과 함께,
    열간 압연을 할 때,
    강편을 1100 내지 1250℃로 가열한 후,
    1050℃ 이하, Ar3점+100℃를 초과하는 온도 영역에서 1패스 당의 평균 냉각 속도가 1.5℃/초 이상이 되도록 냉각하면서 누적 압하율이 40% 이상이 되도록 제 1 압연을 행하고,
    이어서 Ar3점+100℃ 이하, Ar3점을 초과하는 온도 영역에서 1패스 당의 최대 압하율을 12% 이하, 누적 압하율을 50% 이상이 되도록 제 2 압연을 행한 후,
    표면 온도가 500℃ 이하가 되는 온도 영역까지 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 냉각하는 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 Zr, REM 및 Ca을 첨가한 후, 40분을 초과하지 않는 범위에서 용강을 교반하고 나서 주조를 행하는 제조방법.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 제 1 압연을 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 행하는 제조방법.
  7. 제 4 항에 있어서,
    상기 압연재의 표면 온도가 500℃ 이하가 되는 온도 영역까지 평균 냉각 속도 5℃/초 이상으로 냉각한 후, 500℃이상, Ac1점 미만의 온도 범위에서 뜨임 처리를 행하는 제조방법.
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