KR20110091814A

KR20110091814A - 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법

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Publication number: KR20110091814A
Application number: KR1020117015996A
Authority: KR
Inventors: 데루키 사다스에; 사토시 이기
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-12-26
Filing date: 2009-12-25
Publication date: 2011-08-12
Also published as: CN102264934A; JP2014088623A; CN105154761A; WO2010074347A1; KR101343747B1; US20130000798A1; RU2493287C2; EP2383360B1; EP2383360A1; JP2010168657A; JP5729456B2; RU2011131056A; JP5712484B2; EP2383360A4

Abstract

본 발명은 구조 안전성이 요구되는 파이프라인, 교량, 건축물 등의 용접 구조물에 사용하여, 바람직한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이고, 특히 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성의 개선에 관한 것이다. 구체적으로는, 질량％ 로 C : 0.02 ∼ 0.2 ％, Si : 0.01 ∼ 0.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.05 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하를 함유하고, 필요에 따라 Cu : 0.01 ∼ 2 ％, Ni : 0.01 ∼ 5 ％, Cr : 0.01 ∼ 3 ％, Mo : 0.01 ∼ 2 ％, Nb : 0.1 ％ 이하, V : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.1 ％ 이하, B : 0.01 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, REM : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 판두께의 1/4 위치의 마이크로 조직이 페라이트와 경질상으로 이루어지고, 경질상의 면적분율이 50 ∼ 90 ％ 이며, 또한 페라이트의 평균 애스펙트비가 1.5 이상인 강재.

Description

용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법 {STEEL WITH EXCELLENT ANTI-DUCTILE CRACK GENERATION CHARACTERISTICS IN WELD HEAT-AFFECTED ZONE AND BASE MATERIAL AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은 구조 안전성이 요구되는 파이프라인 (pipeline), 교량, 건축물 (architectural structure) 등의 용접 구조물 (welded structure) 에 사용하여, 바람직한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이며, 특히 용접열 영향부 (welded heat affected zone) 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성 (resistance of ductile crack initiation) 이 우수한 것에 관한 것이다. 구체적으로는, 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수함과 함께, 인장 강도 : TS 로 490 ㎫ 이상의 강도와, 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) (JIS Z 2242 의 규정에 준거) 의 연성/취성 파면 천이 온도 (ductile-brittle fracture transition temperature) : vTrs 가 0 ℃ 이하의 고인성(高靭性)을 갖는 구조용 강재를 대상으로 한다.

파이프라인, 교량, 건축물 등의 용접 구조물은, 지진 등의 큰 외적 부하 (external load) 에 노출된 경우, 용접 지단부 (weld toe) 등의 응력 집중 부위 (stress concentration zone) 에 있어서, 연성 균열 (ductile crack) 이 발생하고, 발생한 연성 균열이 트리거 (trigger) 로 되어, 취성 파괴 (brittle fracture) 가 발생하여 구조물의 파손 (break), 파괴 (fracture) 에 이르는 경우가 있는 것이 알려져 있다.

이와 같은 용접 구조물의 파손, 파괴를 회피하기 위해서는, 그것들을 구성하는 강재가 내연성 균열 발생 특성이 우수한 것이 중요하다.

특허문헌 1 에는, 강재 표면부의 마이크로 조직 (microstructure) 이, 페라이트 분율 (ferrite area fraction) 이 10 ∼ 40 ％, 베이나이트 (bainite) 의 분율이 50 ％ 이상이며, 평균 입경 (average grain size) 이 5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 내연성 균열 발생 특성이 우수한 고장력 강재가 기재되어 있다.

특허문헌 2 에는, 마이크로 조직이 실질적으로 페라이트 조직, 펄라이트 조직 (pearlite structure) 및 베이나이트 조직으로 구성되어 있는 강판으로서, 강판의 양 표면부 및 판두께 방향의 중심부의 3 층으로 나누었을 때, 각각이 특정한 마이크로 조직을 갖고 있는 어레스트 특성 (arrestrability) 및 내연성 균열 파괴 특성 (resistance of ductile fracture) 이 우수한 강판이 기재되어 있다.

강판의 양 표면부는 판두께의 각 5 ％ 이상에 걸쳐, 원 상당 입경 : 7 ㎛ 이하, 애스펙트비 (aspect ratio) : 2 ∼ 4 의 페라이트 입자를 갖는 페라이트 조직을 50 ％ 이상 가지며, 또한 당해 부분의 베이나이트 분율이 5 ∼ 25 ％ 이하인 층으로 구성되고, 강판의 판두께 방향의 중심부는 판두께의 50 ％ 이상에 걸쳐, 원 상당 평균 입경 : 4 ∼ 10 ㎛, 애스펙트비 : 2 이하의 페라이트 입자를 가지며, 당해 부분의 베이나이트 분율이 10 ％ 이하인 층으로 구성되어 있다.

즉, 특허문헌 2 의 기술은, 강판의 판 표면으로부터 판두께 방향을 향하여, 애스펙트비가 상이한 페라이트 입자로 이루어지는 페라이트·펄라이트 조직을 갖는 층이 3 층 존재하고 있는 강판이며, 또한 연질상인 당해 페라이트·펄라이트 조직 중에 경질상인 베이나이트 조직을 적절히 분산시킨 것이다. 이 중 강판의 양 표면부에는 각각, 애스펙트비가 큰 가공 페라이트 입자를 적극적으로 형성시킴과 함께, 베이나이트 조직을 적절히 분산시킴으로써 어레스트 특성을 높이고, 한편 강판의 중앙부는 균일한 등축 페라이트 입자 조직으로 제어함과 함께, 베이나이트 조직을 억제함으로써 상온시의 연성 파괴에 대하여 중요한 신장 특성을 향상시키는 것으로서, 이 강판의 양 표면부 및 중앙부를 상기 3 층 구조로 제어함으로써, 「어레스트 특성」과 「연성 파괴 특성」이라는 상반되는 특성을 양방 만족시키는 기술이다.

또한, 특허문헌 3 의 기술도, 특허문헌 2 의 기술과 동일하게, 페라이트-펄라이트강의 강판 표층부에 가공 페라이트 입자를 형성시킴과 함께, 강판 내부의 마이크로 조직을 균일한 등축 페라이트 입자로 하는 기술이다.

즉, 특허문헌 3 에는 압연 조건을 엄격하게 제어하여 강판 표층부를 특정한 마이크로 조직으로 한 어레스트 특성 및 연성 파괴 특성이 우수한 후강판의 제조 방법이 기재되어 있다.

구체적으로는, 압연 도중의 두께를 t 로 하였을 때, 판두께 방향의 양 표면으로부터 0.05 t 이상 0.15 t 이하의 표층 영역 (surface layer zone) 에 대하여, Ar₃ 변태점 이상 900 ℃ 이하의 미재결정 온도역 (non recrystallization temperature zone) 에 있어서 ε≥0.5 가 되는 상당 소성 변형 (equivalent plastic strain) (ε) 을 부여한다.

그 후, 상기 표층 영역의 잔류 누적의 상당 소성 변형량 (residual and cumulative equivalent plastic strain) (εr) 이 εr≥0.5 를 만족하는 시간 내에, 양 표면으로부터 판두께 t/4 위치보다 심부(芯部)측인 내부 영역의 온도를 Ar₃ 변태점 이상으로 유지하면서, 상기 표층 영역을 2 ∼ 15 ℃/s 의 냉각 속도로 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위가 될 때까지 냉각시키고, 이어서 압연을 재개한다.

재개한 압연에 있어서는, 상기 내부 영역에 대하여 0.35≤εr＜0.55 의 잔류 누적 상당 소성 변형 (εr) 을 부여하고, Ar₃ 변태점 이상에서 압연을 완료시킴과 함께, 가공 발열 (processing heat) 및 내부 현열 (internal sensible heat) 에 의해 상기 표층 영역을 Ar₃ 변태점 이하까지 복열 (recuperate) 시키고, 그 후 평균 냉각 속도가 1 ∼ 10 ℃/s 가 되도록 냉각을 실시한다.

또한, 특허문헌 1 ∼ 3 의 기술은 모두 오스테나이트의 미재결정역 (세립화 온도역) 에서 압연 혹은, 압연 마무리 온도 Ar₃ 이상에서 압연함으로써, 오스테나이트 중에 미세한 서브그레인을 형성시켜, 변태 후의 조직을 미세화하는 기술에 관한 것이다.

일본 공개특허공보 2008-202119호 일본 공개특허공보 2000-328177호 일본 공개특허공보 2003-221619호

그러나, 특허문헌 1 ∼ 3 의 기술은, 용접 등에 의해 표층부 조직이 용접열 영향부로 변화된 경우에는, 내연성 균열 발생의 효과가 상실되는 것이 염려된다.

또한, 특허문헌 1 의 실시예에 기재된 가열로로부터 추출된 슬래브 표면의 처리에 사용되는 스케일 브레이커 (scale breaker) 나 특허문헌 2 의 실시예에 기재된 세립화 온도역에서의 압연 공정과 설정한 온도역에서의 압연 공정이라는 2 단계에 걸친 압연, 나아가서는 특허문헌 3 과 같은 표층의 조직과 강판 내부의 조직을 나누어 만들기 위한 다단계의 압연이나 온도 제어는, 모두 제조 공정이 번잡하다.

그래서, 본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 감안하여, 간이한 방법으로, 용접열 영향부 및 모재부에 있어서 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재, 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위하여, 용접열 영향부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 모재 조직에 대하여 예의 연구를 실시하여, 강판의 판두께 방향의 평균적인 조직을 나타내는 판두께의 1/4 위치에 있어서, 모재 조직을, 페라이트의 평균 애스펙트비와 경질상 (hard phase) 의 면적분율을 규정한 페라이트와 경질상으로 한 경우, 용접열 영향부에 있어서도 내연성 균열 발생 특성이 우수한 점, 또한 그러한 강재는 모재부의 내연성 균열 발생 특성도 우수한 점, 추가로 당해 마이크로 조직을 구비한 강판의 제조 조건을 알아냈다.

본 발명은, 이러한 지견에 기초하고, 추가로 검토를 거듭하여 완성된 것으로서, 즉,

(1) 질량％ 로 C : 0.02 ∼ 0.2 ％, Si : 0.01 ∼ 0.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.05 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하를 함유하며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 판두께의 1/4 위치의 마이크로 조직이 페라이트와 경질상으로 이루어지고, 상기 경질상의 면적분율이 50 ∼ 90 ％ 이며, 또한 상기 페라이트의 평균 애스펙트비가 1.5 이상인 것을 특징으로 하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재.

(2) 성분 조성에 추가로, 질량％ 로 Cu : 0.01 ∼ 2 ％, Ni : 0.01 ∼ 5 ％, Cr : 0.01 ∼ 3 ％, Mo : 0.01 ∼ 2 ％, Nb : 0.1 ％ 이하, V : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.1 ％ 이하, B : 0.01 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, REM : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 에 기재된 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재.

(3) 상기 (1) 또는 (2) 에 있어서, 강판 표면의 조직이 페라이트와 경질상으로 이루어지고, 상기 페라이트의 면적률이 40 ％ 를 초과하며, 또한 상기 페라이트 입경의 평균 애스펙트비가 2 를 초과하는 것을 특징으로 하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재.

(4) (1) 또는 (2) 에 기재된 성분을 갖는 강 소재를 1000 ℃ 이상으로 재가열하고, 900 ℃ 이상의 온도역에서의 압하율이 50 ％ 이상이며 압연 마무리 온도가 Ar₃ 점 ∼ Ar₃－50 ℃ 가 되는 압연을 실시한 후, Ar₃－10 ℃ ∼ Ar₃－70 ℃ 에서 수랭을 개시하고, 500 ℃ 이하에서 수랭을 종료하는 것을 특징으로 하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재의 제조 방법.

(5) 수랭을 실시한 후, 추가로 최고 가열 온도 Ac₁ 점 미만에서 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 (4) 에 기재된 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 예를 들어 지진 등에 의한 큰 변형이 강 구조물에 발생 했다 하더라도, 용접 지단부 등 응력 집중부로부터의 연성 균열의 발생을 억제할 수 있고, 강 구조물의 도괴나 파손을 방지할 수 있는 용접열 영향부 및 모재부의 연성 균열 발생을 억제할 수 있는 강재를 용이하면서도 안정적으로 대량 생산할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

도 1 은, 용접열 영향부의 연성 균열 발생 시험 방법을 나타내는 도면이다.
도 2 는, 1400 ℃ 재현 열 사이클재의 연성 균열 발생에 미치는 경질상의 면적분율 그리고 페라이트의 평균 애스펙트비의 영향을 나타내는 도면이다.
도 3 은, 모재부의 연성 균열 발생 시험 방법을 나타내는 도면이다.
도 4 는, 모재부의 연성 균열 발생에 미치는 경질상의 면적분율 그리고 페라이트의 평균 애스펙트비의 영향을 나타내는 도면이다.

본 발명에서는 성분 조성과 마이크로 조직을 규정한다. 성분 조성의 설명에 있어서 특별히 기재하지 않는 한 질량％ 는 간단히 ％ 로 나타낸다.

[성분 조성]

C : 0.02 ∼ 0.2 ％

C 는 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소로, 본 발명에서는 특히 경질상의 생성에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.2 ％ 를 초과하여 함유하면, 연성 (ductility) 이나 굽힘 가공성 (bending workability) 을 저하시킴과 함께, 용접성 (weldability) 이 저하된다. 이 때문에, C 는 0.02 ∼ 0.2 ％ 의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.02 ∼ 0.18 ％ 이다.

Si : 0.01 ∼ 0.5 ％

Si 는 탈산제로서 작용함과 함께, 고용되어 강의 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.5 ％ 를 초과하는 함유는, 인성을 저하시킴과 함께 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, Si 는 0.01 ∼ 0.5 ％ 의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 0.4 ％ 이다.

Mn : 0.1 ∼ 2.5 ％

Mn 은 담금질성의 향상을 통하여, 강의 강도를 증가시킴과 함께, 인성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.1 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.5 ％ 를 초과하는 함유는 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, Mn 은 0.1 ∼ 2.5 ％ 의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.5 ∼ 2.0 ％ 이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는 인성의 열화로 이어지기 때문에 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.05 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 는 0.05 ％ 이하로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

S : 0.05 ％ 이하

S 는 강 중에서는 개재물로서 존재하여, 연성, 인성을 열화시키기 때문에 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.05 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S 는 0.05 ％ 이하로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

Al : 0.1 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 작용함과 함께, 결정립의 미세화에도 기여하는 원소이지만, 0.1 ％ 를 초과하는 과잉 함유는 인성의 저하로 이어진다. 이 때문에, Al 은 0.1 ％ 이하로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은 C 와 동일하게 고용 강화에 의해 강의 강도를 증가시키는 원소이지만, 과잉 함유는 인성의 저하로 이어지기 때문에, N 은 0.01 ％ 이하로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다.

상기한 성분이 기본 성분이지만, 본 발명에서는 추가로, 원하는 특성에 따라 Cu : 0.01 ∼ 2 ％, Ni : 0.01 ∼ 5 ％, Cr : 0.01 ∼ 3 ％, Mo : 0.01 ∼ 2 ％, Nb : 0.1 ％ 이하, V : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.1 ％ 이하, B : 0.01 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, REM : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

Cu : 0.01 ∼ 2 ％

Cu 는 담금질성의 증가나 고용을 통하여 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 확보하기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2 ％ 를 초과하는 함유는, 용접성이 저하됨과 함께, 강재 제조시에 흠집이 나기 쉬워진다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 2 ％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 1 ％ 이다.

Ni : 0.01 ∼ 5 ％

Ni 는 저온 인성의 향상, 담금질성의 증가, Cu 함유시에 Cu 의 열간 취성의 방지에 기여하기 때문에, 필요에 따라 첨가한다. 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 첨가에서 관찰되는데, 5 ％ 이상의 첨가는 강재 비용의 저하를 초래함과 함께, 용접성이 저하된다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 5 ％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 4.5 ％ 이다.

Cr : 0.01 ∼ 3 ％

Cr 은 담금질성의 향상이나 템퍼링 연화 저항의 증가를 통하여, 강재의 강도를 증가시키기 때문에 필요에 따라 첨가한다. 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 함유에서 관찰된다. 한편, 3 ％ 를 초과하는 첨가는 용접성과 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 3 ％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 2.5 ％ 의 범위로 한다.

Mo : 0.01 ∼ 2 ％

Mo 는 담금질성의 향상이나 템퍼링 연화 저항의 증가를 통하여, 강재의 강도를 증가시키기 때문에 필요에 따라 첨가한다. 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 함유에서 관찰된다. 한편, 2 ％ 를 초과하는 첨가는 용접성이나 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 2 ％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 1 ％ 의 범위로 한다.

Nb : 0.1 ％ 이하

Nb 는 템퍼링시에 탄화물 (carbide) 이나 탄질화물 (carbonitride) 로서 석출되어, 석출 강화 (precipitation strengthening) 를 통하여 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한, Nb 는 압연시에 오스테나이트 입자를 미세화시켜 인성을 향상시키는 효과도 갖는다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, 0.1 ％ 를 초과하는 함유는 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.1 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

V : 0.1 ％ 이하

V 는 템퍼링시에 탄화물이나 탄질화물로서 석출되어, 석출 강화를 통하여 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한, 압연시에 오스테나이트 입자를 미세화시켜 인성을 향상시키는 효과도 갖는다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, 0.1 ％ 를 초과하는 함유는 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.1 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Ti : 0.1 ％ 이하

Ti 는 용접열 영향부에 있어서 오스테나이트를 미세화시켜 인성을 향상시키는 효과를 갖기 때문에, 필요에 따라 첨가한다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, 0.1 ％ 를 초과하는 첨가는 인성을 저하시킴과 함께, 강재 비용의 고등으로 이어진다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.1 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하로 한다.

B : 0.01 ％ 이하

B 는 소량의 함유로 담금질성을 향상시켜, 강의 강도를 증가시키는 효과를 갖기 때문에 필요에 따라 첨가한다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.0001 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, 0.01 ％ 이하의 첨가는 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.01 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.01 ％ 이하

Ca 는 CaS 개재물의 형태 제어에 의해 모재 인성을 향상시키고, 나아가서는 용접열 영향부의 인성을 향상시키기 때문에 필요에 따라 첨가한다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.0001 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, 0.01 ％ 를 초과하는 첨가는 CaS 개재물의 증가로 인해 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.01 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.009 ％ 이하이다.

REM : 0.1 ％ 이하

REM 은, 용접열 영향부의 인성을 향상시키는 원소로, 필요에 따라 첨가한다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.0001 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, 0.1 ％ 를 초과하는 첨가는 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 첨가하는 경우에는 0.1 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하로 한다.

또한, REM 은 희토류 원소인 Y, Ce 등의 총칭으로서, 여기서 말하는 첨가량은 이들 희토류 원소의 총량을 의미한다.

[마이크로 조직]

본 발명에 관련된 강재는, 판두께의 1/4 위치의 조직이 페라이트와 경질상으로 이루어지고, 경질상의 면적분율이 50 ∼ 90 ％ 이며, 또한 페라이트 입경의 평균 애스펙트비가 1.5 이상인 마이크로 조직을 구비한다. 경질상의 면적분율이50 ％ 미만 혹은, 90 ％ 초과 혹은, 페라이트 입경의 평균 애스펙트비가 1.5 미만인 범위에서는, 연성 균열이 발생할 우려가 있다.

또한, 페라이트 입경의 평균 애스펙트비의 상한값은, 특별히 규정할 필요가 없지만, 압연기의 능력 등으로부터 5 이하로 한다. 또한, 경질상의 면적분율은 보다 바람직하게는 52 ∼ 90 ％, 페라이트 입경의 평균 애스펙트비는 보다 바람직하게는 1.6 이상이다. 더욱 바람직하게는 1.7 이상이다.

페라이트와 경질상으로 이루어지는 2 상의 혼합 조직에서는 모재의 항복비가 저하되어, 모재인 채로, 혹은 용접열 영향부를 시뮬레이트한 재현 열 사이클 (simulated heat cycle) 후에 있어서도 응력 집중부에서의 변형 집중 (strain concentration) 이 완화된다. 이와 같은 효과는 페라이트 단상 혹은 경질상 단상인 경우에는 얻어지지 않는다.

또한, 본 발명에 관련된 강재는, 강판 표면 (판 표면으로부터 1 ㎜) 의 조직이 페라이트와 경질상으로 이루어지고, 페라이트의 면적률이 40 ％ 를 초과하며, 더욱 바람직하게는 50 ％ 이상이다. 또한, 페라이트 입경의 평균 애스펙트비는 2 를 초과한다. 페라이트의 면적률이 40 ％ 미만 혹은, 페라이트 입경의 평균 애스펙트비가 2 이하에서는, 용접열 영향부에 있어서의 내연성 균열 발생 특성이 열등하다.

본 발명에 있어서, 경질상은 베이나이트, 마르텐사이트, 혹은 베이나이트/마르텐사이트 혼합 조직이고, 면적분율로 하여 5 ％ 이하의 섬 형상 마르텐사이트 (island martensite, M-A constituent) (MA) 를 함유하는 것으로 한다.

도 2 는, 용접부의 재현 열 사이클 시험편 (simulated heat cycle specimen) (최고 가열 온도 1400 ℃) 을 사용하여 내연성 균열 발생 특성을 조사한 결과를 나타내고, 도 2 에 나타내는 바와 같이, 모재의 경질상의 면적분율이 50 ∼ 90 ％ 이며, 또한 페라이트의 평균 애스펙트비가 1.5 이상인 경우에 있어서, 재현 열 사이클 후에도 연성 균열의 발생이 관찰되지 않는다.

도 2 에 나타낸 결과는, 본 발명 범위 내의 조성의 강을 다양한 제조 방법으로 제작하여 마이크로 조직을 변화시킨 강재로부터, 12 ㎜ 두께 (＝ 판두께 방향) × 12 ㎜ 폭 × 200 ㎜ 길이의 시험편을 판두께의 1/4 중심 (판두께 25 ㎜ 이하는 판두께의 1/2 중심) 에서부터 채취하고, 글리블 시험기 (Gleeble tester) 에 의해 용접부의 재현 열 사이클 (최고 가열 온도까지의 도달 시간 : 6 s, 최고 가열 온도에서부터 실온까지의 냉각 속도 : 40 ℃/s) 을 부여하여 공시재로서 얻어졌다.

도 1 에, 시험편 형상 및 시험 조건을 나타낸다. 재현 열 사이클을 부여한 공시재 (시험편 1) 의 재현 열 사이클부 (2) 의 중앙에 길이 3 ㎜ 의 판두께 방향으로 편측 관통 노치 (single through-thickness edge notch) 를 도입한 것을 클램프 (clamp) (5) 로 구속하고, 나사 고정시킨 나이프 에지 (knife-edge) (4) 사이의 클립 게이지 (clip gage) (3) 변위로 0.6 ㎜ 까지 인장 재하 (tensile load) (화살표 6) 한 후, 제하(除荷)하고, 시험편 폭 중앙부까지 깎아넣기·경면 연마하여 노치 선단에서의 균열 발생 유무를 평가하였다. 노치 바닥으로부터의 연성 균열이 50 ㎛ 이상인 경우를 균열 발생이라고 정의하였다.

도 2 에 나타내는 결과는, 모재를 페라이트와 경질상의 복합 조직으로 함으로써, 재현 열 사이클 후의 조직에 있어서도 항복비 (0.2 ％ 내력(耐力)/인장 강도) 가 저하되어, 노치 선단부에 있어서의 변형 집중의 정도가 감소한 것에 의해 발생한 것이라고 생각된다.

또한, 이와 같은 우수한 특성은 재현 열 사이클을 부여하지 않은 모재부에 있어서도 공통적으로 관찰되었다.

즉, 도 4 는, 내연성 균열 발생 특성에 미치는 모재부의 마이크로 조직의 영향을 조사한 결과를 나타내고, 도 4 에 나타내는 바와 같이, 모재의 경질상의 면적분율이 50 ∼ 90 ％ 이며, 또한 페라이트의 평균 애스펙트비가 1.5 이상인 경우에 있어서, 연성 균열의 발생이 관찰되지 않는다.

도 4 에 나타낸 모재부의 결과는, 본 발명 범위 내의 조성의 강을 다양한 제조 방법으로 제작하여 마이크로 조직을 변화시킨 강재로부터, 12 ㎜ 두께 (= 판두께 방향) × 12 ㎜ 폭 × 200 ㎜ 길이의 시험편을 판두께의 1/4 중심 (판두께 25 ㎜ 이하는 판두께의 1/2 중심) 에서부터 채취하여 실시하였다 (도 3).

도 3 에, 시험편 형상 및 시험 조건을 나타낸다. 공시재 (시험편 1) 의 중앙에 길이 3 ㎜ 의 판두께 방향으로 편측 관통 노치를 도입한 것을 클램프 (5) 로 구속하고, 나사 고정시킨 나이프 에지 (4) 사이의 클립 게이지 (3) 변위로 0.8 ㎜ 까지 인장 재하 (화살표 6) 한 후, 제하하고, 시험편 폭 중앙부까지 깎아넣기·경면 연마하여 노치 선단에서의 균열 발생 유무를 평가하였다. 노치 바닥으로부터의 연성 균열이 50 ㎛ 이상인 경우를 균열 발생이라고 정의하였다.

도 4 에 나타내는 결과는, 모재를 페라이트와 경질상의 복합 조직으로 함으로써, 항복비 (0.2 ％ 내력/인장 강도) 가 저하되어, 노치 선단부에 있어서의 변형 집중의 정도가 감소된 것에 의한 것이라고 생각된다.

또한, 페라이트의 평균 애스펙트비를 크게 하는 것, 즉 특정의 집합 조직이 발달함으로써, 모재인 채로, 및 재현 열 사이클 후에 있어서도, 미끄러짐면 (slip plane) 이 균열 발생 방향에 대하여 크게 경사져 있는 것도 요인 중 하나라고 생각된다. 애스펙트비는, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서, 압연 방향의 페라이트 입경 (장경)/판두께 방향 (단경) 의 페라이트 입경을 가리키는 것으로 한다.

또한, 재현 열 사이클의 최고 가열 온도가 760 ℃, 900 ℃, 1200 ℃ 인 경우도 도 2 와 동일한 결과가 얻어졌다.

본 발명에 관련된 강재는, 상기 성분의 강 소재에, 열간 압연 공정, 수랭 공정, 혹은 추가로 템퍼링 공정을 순차 실시함으로써 얻어진다.

열간 압연은, 1000 ℃ 이상으로 재가열하고, 900 ℃ 이상의 온도역에서 압하율이 50 ％ 이상이며 압연 마무리 온도가 Ar₃ 점 ∼ Ar₃－50 ℃ 가 되는 것과 같은 압연을 실시한다. 보다 바람직한 압연 마무리 온도는 Ar₃ 점 미만 ∼ Ar₃－40 ℃ 이다. 이 압연 마무리 온도 범위로 함으로써, 압연 중에 생성되는 페라이트에 가공 변형을 가할 수 있어, 페라이트의 애스펙트비를 높일 수 있다. 재가열 온도가 1000 ℃ 를 하회하는 경우, 강 소재에 원하는 누적 압하율을 부여하는 열간 압연을 실시할 수 없게 된다.

또한, 900 ℃ 이상에서의 누적 압하율이 50 ％ 를 하회하는 경우, 원하는 강도, 인성을 확보할 수 없게 된다. 압연 마무리 온도가 Ar₃ 점을 초과하는 경우, 페라이트의 애스펙트비가 1.5 이상이 되지 않는다. 압연 마무리 온도가 Ar₃－50 ℃ 를 하회하는 경우, 그 후의 수랭에 의해 얻어지는 경질상의 분율이 50 ％ 이상이 되지 않는다.

수랭 공정은 열간 압연 후, 즉시 Ar₃－10 ℃ ∼ Ar₃－70 ℃ 에서 수랭을 개시하고, 500 ℃ 이하에서 수랭을 종료한다. 수랭 개시 온도가 Ar₃－10 ℃ 를 상회하는 경우에는 면적분율로 10 ％ 를 하회하는 페라이트 (면적분율로 90 ％ 를 초과하는 경질상) 가 된다. 또한, 수랭 개시 온도가 Ar₃－70 ℃ 를 하회하는 경우나 열간 압연 후 즉시 (300 초 이내) 수랭을 개시하지 않는 경우에는, 면적분율로 50 ％ 를 상회하는 페라이트 (면적분율로 50 ％ 에 못 미치는 경질상) 또는 본원 발명에서는 석출시키고 싶지 않은 펄라이트가 석출되게 되어, 원하는 특성을 만족할 수 없다.

상기한 냉각을 실시한 후, 추가로 Ac₁ 점 미만에서 템퍼링 처리를 실시할 수 있다. 템퍼링 처리를 실시함으로써 인성, 연성이 향상되어, 원하는 강도나 인성으로 조정할 수 있다. 템퍼링 온도가 Ac₁ 점을 초과하는 경우, 섬 형상 마르텐사이트가 대량으로 생성되어, 인성이 저하된다.

또한, Ar₃ 점, Ac₁ 점은, 각 성분의 함유량 (질량％) 에 기초하여, 다음 식에 의해 산출할 수 있다.

Ar₃ (℃) ＝ 910 － 310C － 80Mn － 20Cu － 15Cr － 55Ni － 80Mo

Ac₁ (℃) ＝ 723 － 14Mn ＋ 22Si － 14.4Ni ＋ 23.3Cr

이하, 실시예에 기초하여 더욱 본 발명을 상세하게 설명한다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분의 강 소재에, 표 2 에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하여, 판두께 12 ∼ 100 ㎜ 의 강판으로 하였다.

얻어진 강판에 대하여, 조직 관찰, 인장 시험, 인성 시험, 재현 열 사이클 후의 연성 균열 발생 시험, 모재의 연성 균열 발생 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음의 (1) ∼ (5) 와 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 강판으로부터, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서 시험편을 채취하고, 경면 연마, 나이탈 에칭 후에, 판두께의 1/4 위치 및 표면 하 1 ㎜ 의 조직 관찰을 실시하였다. 관찰은 각각 시야수 : 20 시야에서 실시하였다. 면적분율은 페라이트와 경질상을 2 치화하고, 배율×200 으로 구하였다. 페라이트의 평균 애스펙트비는, 배율×400 으로 그 시야에 있는 각각의 페라이트의 압연 방향의 길이와 판두께 방향의 길이를 구하고, 압연 방향의 길이/판두께 방향의 길이를 구하여, 그들의 평균값으로서 구하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 강판으로부터, JIS Z 2201 (1998) 의 규정에 준거하여, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록, 전체 두께 JIS 5 호 시험편을 채취하였다. 인장 시험은, JIS Z 2241 (1998) 에 준거하여 실시하고, 0.2 ％ 내력 (σ_0.2), 인장 강도 (TS) 를 구하여, 정적인 인장 특성을 평가하였다.

(3) 인성 시험

얻어진 강판으로부터, JIS Z 2242 (2005) 의 규정에 준거하여, 길이 방향이 압연 방향과 평행 방향이 되도록 V 노치 시험편을 채취하고, 연성/취성 파면 천이 온도를 구하여, 인성을 평가하였다. 시험편은, 판두께가 20 ㎜ 이상인 경우에는 판두께의 1/4 위치, 판두께가 20 ㎜ 미만인 경우에는 판두께의 1/2 위치를 중심이 되도록 채취하였다.

(4) 재현 열 사이클 후의 연성 균열 발생 시험

얻어진 강판으로부터, 판두께의 1/4 중심 (판두께 25 ㎜ 이하는 판두께의 1/2 중심) 에서, 12 ㎜ 두께 (＝ 판두께 방향 ＝ t) × 12 ㎜ 폭, 전체 길이 200 ㎜ 의 시험편을 채취하였다. 이 시험편에, 글리블 시험기를 사용하여, 최고 가열 온도를 760 ℃, 900 ℃, 1200 ℃, 1400 ℃ 로 하는 용접열 영향부의 재현 열 사이클을 부여하였다 (최고 가열 온도까지의 도달시간 : 6 s, 최고 가열 온도에서부터 실온까지의 냉각 속도 : 40 ℃/s).

그 후, 도 1 에 나타내는 바와 같이, 재현 열 사이클부 중앙에 길이 3 ㎜ 의 판두께 방향으로 편측 관통 노치를 도입하였다. 노치 가공은 방전 가공에 의해 실시하고, 노치 선단 반경은 0.1 ㎜ 로 하였다.

시험은, 시험편의 좌우 양 단부(端部)를 구속 길이 50 ㎜ 로 그립하고, 인장 재하를 부여하였다. 시험 중에는, 노치 근방에 나사 고정에 의해 장착한 나이프 에지 사이의 변위를 클립 게이지로 계측하고, 클립 게이지 변위로 0.6 ㎜ 까지 인장 재하한 후, 제하하였다. 그 후, 시험편을 폭 중앙까지 깎아넣고 경면 연마하여, 노치 바닥에 있어서의 균열 발생 상황을 배율×50 의 현미경으로 조사하였다. 연성 균열 발생의 정의는, 노치 바닥으로부터 연성 균열이 50 ㎛ 이상 신전(伸展)된 때로 하였다.

(5) 모재의 연성 균열 발생 시험

얻어진 강판으로부터, 판두께의 1/4 중심 (판두께 25 ㎜ 이하는 판두께의 1/2 중심) 에서, 12 ㎜ 두께 (＝ 판두께 방향 ＝ t) × 12 ㎜ 폭, 전체 길이 200 ㎜ 의 시험편을 채취하였다.

얻어진 시험편에, 도 3 에 나타내는 바와 같이, 시험편 중앙에 길이 3 ㎜ 의 판두께 방향으로 편측 관통 노치를 도입하였다. 노치 가공은 방전 가공에 의해 실시하고, 노치 선단 반경은 0.1 ㎜ 로 하였다.

시험은, 시험편의 좌우 양 단부를 구속 길이 50 ㎜ 로 그립하고, 인장 재하를 부여하였다. 시험 중에는, 노치 근방에 나사 고정에 의해 장착한 나이프 에지 사이의 변위를 클립 게이지로 계측하고, 클립 게이지 변위로 0.8 ㎜ 까지 인장 재하한 후, 제하하였다. 그 후, 시험편을 폭 중앙까지 깎아넣고 경면 연마하여, 노치 바닥에 있어서의 균열 발생 상황을 배율×50 의 현미경으로 조사하였다. 연성 균열 발생의 정의는, 노치 바닥으로부터 연성 균열이 50 ㎛ 이상 신전된 때로 하였다.

재현 열 사이클을 부여한 시험편에 관하여, 얻어진 실험 결과를 표 3 에 나타낸다. 본 발명에서 규정한 성분, 제조 방법으로 제작한 No.1 ∼ No.10 의 강판은 모두 본 발명의 규정의 조직으로 되었다. 그리고, 우수한 강도와 인성을 갖고 있음과 함께, 용접열 영향부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 것을 알 수 있다.

한편, C 가 본 발명의 범위의 하한에 못 미치는 No.11 의 강판 (강종 K*) 은 저인장 강도이다. 또한, C, P, S 가 본 발명의 범위의 상한을 초과하는 No.12 의 강판 (강종 L*) 은 인성이 낮고, 용접열 영향부의 연성 균열 발생 특성이 열등하다.

슬래브의 재가열 온도가 본 발명을 하회하며, 또한 900 ℃ 이상의 누적 압하율이 본 발명의 범위로부터 벗어나는 No.13 의 강판은 인성이 낮다. 압연 마무리 온도 및 수랭 개시 온도가 본 발명의 범위를 상회하는 No.14 의 강판은 페라이트가 생성되지 않아 본 발명이 규정하는 조직으로는 되지 않고, 용접열 영향부의 내연성 균열 발생 특성이 열등하다.

수랭 개시 온도가 본 발명의 범위를 하회하는 No.15 의 강판 그리고 수랭 정지 온도가 본 발명의 범위를 상회하는 No.16 의 강판은 경질상 분율, 페라이트의 평균 애스펙트비가 본 발명에 규정된 값으로 되지 않고, 모두 저인장 강도임과 함께, 용접열 영향부의 내연성 균열 발생 특성이 열등하다. 템퍼링 온도가 본 발명의 범위를 초과하는 No.17 의 강판은 섬 형상 마르텐사이트가 대량으로 생성되었기 때문에 저인성이며, 용접열 영향부의 내연성 균열 발생 특성이 열등하다.

모재부에 관하여, 얻어진 실험 결과를 표 4 에 나타낸다. 본 발명에서 규정한 성분, 제조 방법으로 제작한 No.18 ∼ No.27 의 강판은 모두 본 발명의 규정의 조직으로 되었다. 그리고, 우수한 강도와 인성을 갖고 있음과 함께, 내연성 균열 발생 특성이 우수한 것이 인정된다.

한편, C 가 본 발명의 범위의 하한에 못 미치는 No.28 의 강판 (강종 W*) 은 저인장 강도이다. 또한, C, P, S 가 본 발명의 범위의 상한을 초과하는 No.29 의 강판 (강종 X*) 은 인성이 낮다. 슬래브의 재가열 온도가 본 발명의 범위를 하회하며, 또한 900 ℃ 이상의 누적 압하율이 본 발명의 범위에 못 미치는 No.30 의 강판은 인성이 낮다.

압연 마무리 온도 및 수랭 개시 온도가 본 발명의 범위를 상회하는 No.31 의 강판은 페라이트가 생성되지 않아 본 발명이 규정하는 조직으로는 되지 않고, 내연성 균열 발생 특성이 열등하다.

수랭 개시 온도가 본 발명의 범위를 하회하는 No.32 의 강판 그리고 수랭 정지 온도가 본 발명의 범위를 상회하는 No.33 의 강판은 경질상 분율, 페라이트의 평균 애스펙트비가 본 발명에 규정된 값으로 되지 않고, 모두 저인장 강도임과 함께, 내연성 균열 발생 특성이 열등하다. 템퍼링 온도가 본 발명 값을 초과하는 No.34 의 강판은 섬 형상 마르텐사이트가 대량으로 생성되었기 때문에 저인성이며, 내연성 균열 발생 특성이 열등하다.

1 : 시험편
2 : 재현 열 사이클부
3 : 클립 게이지
4 : 나이프 에지
5 : 클램프
6 : 인장 재하

Claims

질량％ 로 C : 0.02 ∼ 0.2 ％, Si : 0.01 ∼ 0.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.05 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하를 함유하며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 판두께의 1/4 위치의 마이크로 조직이 페라이트와 경질상으로 이루어지고, 상기 경질상의 면적분율이 50 ∼ 90 ％ 이며, 또한 상기 페라이트의 평균 애스펙트비가 1.5 이상인 것을 특징으로 하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재.
제 1 항에 있어서,
성분 조성에 추가로, 질량％ 로 Cu : 0.01 ∼ 2 ％, Ni : 0.01 ∼ 5 ％, Cr : 0.01 ∼ 3 ％, Mo : 0.01 ∼ 2 ％, Nb : 0.1 ％ 이하, V : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.1 ％ 이하, B : 0.01 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, REM : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
강판 표면의 조직이 페라이트와 경질상으로 이루어지고, 상기 페라이트의 면적률이 40 ％ 를 초과하며, 또한 상기 페라이트 입경의 평균 애스펙트비가 2 를 초과하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분을 갖는 강 소재를 1000 ℃ 이상으로 재가열하고, 900 ℃ 이상의 온도역에서의 압하율이 50 ％ 이상이며 압연 마무리 온도가 Ar₃ 점 ∼ Ar₃－50 ℃ 가 되는 압연을 실시한 후, Ar₃－10 ℃ ∼ Ar₃－70 ℃ 에서 수랭을 개시하고, 500 ℃ 이하에서 수랭을 종료하는 것을 특징으로 하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
수랭을 실시한 후, 추가로 최고 가열 온도 Ac₁ 점 미만에서 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 용접열 영향부 및 모재부의 내연성 균열 발생 특성이 우수한 강재의 제조 방법.