KR20130035277A

KR20130035277A - 고장력강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130035277A
Application number: KR1020137005580A
Authority: KR
Inventors: 가츠유키 이치미야; 도모유키 요코타; 기미히로 니시무라; 노부오 시카나이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-03-31
Filing date: 2009-03-27
Publication date: 2013-04-08
Also published as: EP2272994A4; CN102124133A; KR20150094793A; KR20100116701A; JP5439887B2; WO2009123292A1; EP2272994A1; JP2009263777A; EP2272994B1; CN105821313A

Abstract

후육의 고강도 강판에 있어서도, 모재의 강도·인성이 우수함과 함께, 용접열부의 인성도 우수한 고장력강과 그 유리한 제조 방법을 제안한다. 구체적으로는, mass% 로, C : 0.03～0.10 %, Si : 0.30 % 이하, Mn : 1.60～2.30 %, P : 0.015 % 이하, S : 0.005 % 이하, Al : 0.005～0.06 %, Nb : 0.004～0.05 %, Ti : 0.005～0.02 %, N : 0.001～0.005 %, Ca : 0.0005～0.003 % 를 함유하고, 또한 Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식 ;
0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)
여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)
을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 고장력강이다.

Description

고장력강 및 그 제조 방법{HIGH-TENSILE STRENGTH STEEL AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 선박 (ship) 이나 해양 구조물 (marine structure), 라인 파이프 (line pipe), 압력 용기 (pressure vessel) 등에 사용되는 고장력강 (high-tensile strength steels) 과 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 항복 응력 (YS (yield stress)) 이 460 ㎫ 이상이고, 모재 (base material) 의 강도 (strength) 및 인성 (toughness) 이 우수할 뿐만 아니라 용접부 (weld zone) 의 인성 (CTOD (crack tip opening displacement) 특성) 도 우수한 고장력강과 그 제조 방법에 관한 것이다.

선박이나 해양 구조물 등에 사용되는 강은, 용접 접합 (welding joint) 하여 원하는 형상의 구조물 등으로 마무리되는 것이 보통이다. 그 때문에, 이들 강에는, 구조물 등의 안전성 (safety) 을 확보하는 관점에서, 모재 자체의 강도나 인성이 우수한 것은 물론, 용접 이음매 (weld joint) 의 용접부 (용접 금속 (weld metal) 이나 열 영향부 (heat-affected zone)) 의 인성도 우수한 것이 요구된다.

강의 인성의 평가 기준 (evaluation standards) 으로는, 종래, 주로 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) 에 의한 흡수 에너지 (absorbed energy) 가 이용되어 왔다. 그러나, 최근에는, 보다 신뢰성 (reliability) 을 높이기 위해, 균열 개구 변위 시험 (Crack Tip Opening Displacement Test, 이후 「CTOD 시험」이라고 약기한다) 이 사용되는 경우가 많다. 이 시험은, 인성의 평가부에 피로 예균열 (fatigue precrack) 을 발생시킨 시험편을 3 점 굽힘 (three-point bending) 하고, 파괴 직전의 균열 바닥 (bottom of crack) 의 개구량 (value of opening displacement) (소성 변형량 (value of plastic deformation)) 을 측정하고, 취성 파괴 (brittle fracture) 의 발생 저항 (occurrence resistance) 을 평가하는 것이다.

그런데, 상기 용도에 사용되는 판두께가 두꺼운 강에는, 일반적으로 다층 용접 (multi-pass welding) 이 실시되는데, 이와 같은 용접에서는, 열 영향부는 복잡한 열이력 (thermal history) 을 받으므로, 국소 취화역이 발생하기 쉽고, 특히 본드부 (bond) (용접 금속과 모재의 경계) 나 2 상역 (相域) 재열부 (inter-critically reheated zone) (용접 1 사이클째에 조립 (粗粒) 이 되고, 2 사이클째에 α 와 γ 의 2 상역에 가열되는 영역) 의 인성의 저하가 크다는 문제가 있다. 본드부는, 용융점 바로 아래의 고온에 노출되므로, 오스테나이트 입자 (austenite grain) 가 조대화되고, 계속되는 냉각에 의해, 취약한 상부 베이나이트 조직 (upper bainitic structure) 으로 변태되기 쉽기 때문이다. 또, 본드부에는, 위드만스테텐 조직 (Widmannstatten structure) 이나 섬 형상 마르텐사이트 (island martensite, M-A constituent) 등의 취화 조직 (embrittlement structure) 이 생성되므로, 인성은 더욱 저하된다.

상기 문제에 대한 대책으로서, 예를 들어 강 중에 TiN 을 미세하게 분산시켜, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하거나, 페라이트 변태핵 (nucleus of ferrite transformation) 으로서 이용하거나 하는 기술이 실용화되어 있다. 또한, 일본 특허공보 평03-053367호나 일본 공개특허공보 소60-184663호에는, 희토 원소 (REM (rare-earth metal)) 를 Ti 와 함께 복합 첨가하여 강 중에 미세 입자를 분산시킴으로써, 오스테나이트 입자 성장을 억제하고, 용접부의 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그 밖에, Ti 의 산화물 (oxide) 을 분산시키는 기술이나, BN 의 페라이트핵 생성능과 산화물 분산을 조합하는 기술, 나아가서는 Ca 나 REM 을 첨가하여 황화물 (sulfide) 의 형태 (shape) 를 제어함으로써 인성을 높이는 기술도 제안되어 있다.

한편, 상기 2 상역 재열부, 즉 최초의 용접으로 융점 바로 아래의 고온에 노출된 영역이, 계속되는 용접시의 재가열에 의해 페라이트와 오스테나이트의 2 상역이 되는 영역이, 가장 취화되는 원인은, 2 패스째 이후의 용접시의 재가열에 의해, 오스테나이트 영역에 탄소가 농화되고, 이것이 냉각 중에, 섬 형상 마르텐사이트를 포함하는 취약한 베이나이트 조직을 생성하고, 인성을 저하시키기 때문이다. 그래서, 이 대책으로서, 저 C, 저 Si 화함으로써 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 억제하고, 추가로 Cu 를 첨가함으로써 모재 강도를 확보하는 기술이 개시되어 있다 (예를 들어, 일본 공개특허공보 평05-186823호 참조).

또한, 일본 공개특허공보 2007-231312호에서는, 상기 용접시의 재가열에 의한 취화 조직의 생성을 억제하는 방법으로서, 황화물의 형태 제어를 위해 첨가되어 있는 Ca 의 첨가량을 적정 범위로 제어한 후, Ni 를 첨가함으로써, 용접열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 열 영향부의 인성이 저하된다는 상기 서술한 문제는, 상기 종래 기술에 의해 어느 정도의 개선이 이루어졌지만, 아직 몇 개의 해결해야 할 문제점이 남아 있다. 예를 들어, TiN 을 이용하는 기술에서는, TiN 이 용해되는 온도역까지 가열되는 본드부에 있어서는 그 작용이 없어지고, 그 뿐만 아니라, 고용 Ti 및 고용 N 에 의한 기지 (基地) 조직의 취화에 의해 현저한 인성의 저하가 일어나는 경우가 있다. 또, Ti 의 산화물을 이용하는 기술에서는, 산화물의 미세 분산을 충분히 균질하게 할 수 없다는 문제가 있다. 또한, 최근, 선박이나 해양 구조물 등이 대형화됨에 따라, 그것들에 사용되는 강재에는, 보다 고강도화, 후육화될 것이 요구되고 있다. 그들의 요구에 따르기 위해서는, 일본 공개특허공보 평05-186823호의 기술과는 반대로, 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것이 유효하다. 그러나, 합금 원소의 다량의 첨가는, 용접시의 재가열에 의한 취화 조직의 생성이 촉진되고, 용접열 영향부의 인성의 저하를 초래한다는 문제점을 갖고 있다. 또, 일본 공개특허공보 2007-231312호에 개시된 기술은, 고강도화 및 후육화를 위한 방책으로서 매트릭스의 고인화에 유효한 Ni 첨가 (고용 Ni 의 효과) 가 필수이며, 비용적으로 고가가 되는 것이 과제이다.

그래서, 본 발명의 목적은, 종래 기술이 갖는 상기 문제점을 해결하여, 합금 원소의 첨가량을 늘리지 않을 수 없는 후육 고강도 강판에 있어서도, 모재의 강도 및 인성이 우수함과 함께, 용접열 영향부의 인성도 우수한 고장력강과 그 바람직한 제조 방법을 제안하는 것에 있다.

본 발명은, C : 0.03～0.10 mass%, Si : 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60～2.30 mass%, P : 0.015 mass% 이하, S : 0.005 mass% 이하, Al : 0.005～0.06 mass%, Nb : 0.004～0.05 mass%, Ti : 0.005～0.02 mass%, N : 0.001～0.005 mass%, Ca : 0.0005～0.003 mass% 를 함유하고, 또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식 ;

0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)

여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)

을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고장력강이다.

또, 본 발명의 고장력강은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003～0.0025 mass%, V : 0.2 mass% 이하, Cu : 1 mass% 이하, Ni : 2 mass% 이하, Cr : 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명은, C : 0.03～0.10 mass%, Si : 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60～2.30 mass%, P : 0.015 mass% 이하, S : 0.005 mass% 이하, Al : 0.005～0.06 mass%, Nb : 0.004～0.05 mass%, Ti : 0.005～0.02 mass%, N : 0.001～0.005 mass%, Ca : 0.0005～0.003 mass% 를 함유하고, 또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식 ;

0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)

여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)

을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1050～1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 % 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30～70 % 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 열간 압연 종료 온도에서부터 600～450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를 5～45 ℃/sec, 보다 바람직하게는 5～20 ℃/sec 로 냉각시키는 전단 냉각과, 상기 전단 냉각 정지 온도에서부터 450 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 1 ℃/sec 이상 5 ℃/sec 미만으로 냉각시키는 후단 냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 고장력강의 제조 방법을 제안한다.

또, 본 발명의 제조 방법은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003～0.0025 mass%, V : 0.2 mass% 이하, Cu : 1 mass% 이하, Ni : 2 mass% 이하, Cr : 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제조 방법은, 후단 냉각 후의 강에, 450～650 ℃ 의 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 모재가 항복 응력 460 ㎫ 이상의 고강도를 가짐과 함께 인성도 우수하고, 또한 용접 후의 열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 도 우수한 고강도강을 저가로 제조할 수 있기 때문에, 선박이나 해양 구조물 등의 대형화에 크게 기여한다.

도 1 은 열간 압연 후의 전단 냉각 속도 (압연 종료 온도에서부터 600～450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도) 가 모재 특성에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

발명자들은, 후육의 고장력강의 모재 강도 및 인성을 향상시킴과 함께, 용접열 영향부의 인성도 개선할 수 있는 방법에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 용접열 영향부의 인성 저하는, 취화 조직의 생성에서 기인되므로, 이 용접열 영향부의 인성을 향상시키기 위해서는, 용접시에 고온 가열되는 영역에 있어서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제한 후, 또한 용접 후의 냉각시의 페라이트 변태를 촉진시키기 위해, 변태핵을 균일 미세하게 분산시키는 것이 유효한 것을 알아냈다.

그래서, 발명자들은, 상기 취화 조직의 생성을 억제하는 방법에 대해 더욱 검토한 결과, 황화물의 형태 제어를 위해 첨가하고 있는 Ca 의 첨가량을 적정 범위로 제어하는 것이 유효한 것, 또, 용접열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 을 향상시키기 위해서는, Mn 의 첨가가 유효한 것을 알아냈다.

또, 모재의 강도·인성에 미치는 압연 조건의 영향에 대해 검토한 결과, 압연 후의 냉각을, 냉각 속도가 큰 전단 냉각과 작은 후단 냉각으로 이루어지는 2 단 냉각으로 하고, 각각의 냉각 속도를 적정하게 제어하면, 강판 조직이 아시큘러 페라이트 주체의 조직이 되고, 모재의 강도 및 인성이 우수한 고장력강을 제조할 수 있는 것을 알아냈다. 또한, 모재의 강도와 인성을 보다 높이기 위해서는, 오스테나이트의 저온역에서, 미재결정역 (non recrystallization zone) 을 형성하는 효과가 큰 Nb 를 유효하게 이용하는 것이 중요한 것을 알아냈다. 그리고, 이들 기술을 적정하게 조합함으로써 처음으로 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

본 발명의 기본적인 기술 사상에 대해 설명한다.

본 발명의 제 1 특징은, 용접열 영향부 (welded heat affected zone) 의 인성을 향상시키기 위해, 황화물 (sulfide) 의 형태 제어 (shape control) 를 목적으로 하여 첨가하고 있는 Ca 의 화합물 (CaS) 의 정출 (crystallization) 을 유효하게 이용하는 것에 있다. 이 CaS 는, 산화물에 비해 저온에서 정출되므로, 균일하게 미세 분산 (fine dispersion) 시킬 수 있다. 그리고, CaS 의 첨가량 및 첨가시의 용강 (molten steel) 중의 용존 산소량 (dissolved oxygen amount) 을 적절한 범위로 제어함으로써, CaS 정출 후에도 고용 S 가 확보되므로, CaS 의 표면 상에 MnS 가 석출되어 복합 황화물 (complex sulfide) 을 형성한다. 이 MnS 에는, 페라이트핵 생성능 (potential for ferrite nucleus) 이 있는 것이 알려져 있고, 또한 석출된 MnS 의 주위에는, Mn 의 희박대 (Mn depleted zone) 가 형성되므로, 페라이트 변태 (ferrite transformation) 가 보다 촉진된다. 이 Mn 희박대의 효과는, 강 중의 Mn 첨가량을 증가시킴으로써, 보다 효과적으로 발현하게 된다. 또한, 석출된 MnS 상에는, TiN, BN, AlN 등의 페라이트 생성핵도 석출되므로, 보다 더 페라이트 변태가 촉진된다.

또 Mn 첨가량을 증가시킴으로써, 용접열 영향부에 있어서 취화 조직인 섬 형상 마르텐사이트를 최대한 생성시키지 않고, 모재 강도를 효과적으로 높일 수 있다. 이것은, Mn 첨가량의 증가에 의해, 용접 후의 냉각 중에 생성되는 섬 형상 마르텐사이트가 시멘타이트로 분해되기 쉬워지고, 열 영향부 조직 중의 섬 형상 마르텐사이트가 저감되기 때문이다. 이들 효과의 결과, Ni 의 첨가를 필수로 하지 않고 용접열 영향부의 인성을 확보할 수 있다.

상기 기술에 의해, 고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵을 미세하게 분산시키는 것이 가능해지고, 용접열 영향부의 조직을 미세화함과 함께, 섬 형상 마르텐사이트 (island martensite, M-A constituent) 의 생성을 최대한 억제함으로써, 높은 인성을 얻을 수 있다. 또, 다층 용접 (multilayer welding) 시의 열사이클 (heat cycle) 에 의해 2 상역에 재가열 (reheating) 되는 영역에 있어서도, 최초의 용접열 영향부의 조직이 미세화되므로, 미변태 영역의 인성이 향상되고, 또한 재변태되는 오스테나이트 입자도 미세화되므로, 인성의 저하 정도를 작게 억제할 수 있다.

본 발명의 제 2 특징은, 강재 압연 후의 냉각을, 전단 냉각과 후단 냉각의 2 단계로 나누고, 후단 냉각보다 전단 냉각의 냉각 속도를 크게 제어하는 것에 있다. 이 점에 대해, 실험 결과를 기초로 설명한다.

C : 0.08 mass%, Si : 0.2 mass%, Mn : 1.8 mass% 를 기본 성분으로 하는 강 슬래브를, 1150 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 누적 압하율을 40 %, 950 ℃ 미만에서의 누적 압하율을 50 %, 압연 종료 온도를 850 ℃ 로 하는 열간 압연 후, 압연 종료 온도에서부터 500 ℃ 까지를 냉각 속도 (cooling rate) 5～45 ℃/sec, 보다 바람직하게는 5～20 ℃/sec 로 냉각시키는 전단 냉각과, 또한 350 ℃ 까지를 냉각 속도 3 ℃/sec 로 냉각시키는 후단 냉각을 실시하고, 그 후, 공랭시켜 판두께 10～50 ㎜ 의 후강판으로 하였다. 이 후강판에 대해, 인장 강도 특성 및 -40 ℃ 에 있어서의 인성 특성 (샤르피 충격 흡수 에너지) 을 측정하였다.

도 1 은, 상기 측정 결과에 대해, 모재 강도 및 인성에 미치는 전단의 냉각 속도의 영향을 나타낸 것이고, 압연 종료 온도에서부터 500 ℃ 까지의 전단 냉각의 냉각 속도를 5～45 ℃/sec 의 범위로 제어함으로써, 항복 응력이 460 ㎫ 이상인 고강도이고, vE-40 ℃ 가 200 J 이상인 강도-인성 밸런스 (balance) 가 우수한 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.

또한, 상기 냉각 속도로 냉각시킨 강판은, 아시큘러 페라이트 (acicularferrite) 주체의 조직이 되는 것도 알았다. 일반적으로, 고강도강을 얻고자 한 경우, 섬 형상 마르텐사이트 등을 라스 (lath) 사이에 포함하는 비교적 조대한 상부 베이나이트 조직이 되면, 인성이 크게 저하된다. 그래서, 고강도와 고인성을 양립시키기 위해서는, 압연 조건의 연구 등에 의해 미세한 아시큘러 페라이트 조직으로 하는 것이 필요하게 된다. 그러나, 발명자들은, 압연 후의 냉각을 전단 냉각과 그것보다 냉각 속도가 느린 후단 냉각으로 나누고, 각각의 냉각 속도를 적정하게 제어함으로써, 아시큘러 페라이트 주체의 조직으로 하고, 우수한 강도-인성 밸런스를 갖는 강판을 얻을 수 있는 것을 알아냈다. 이것은, 전단의 냉각 속도를 빠르게 함으로써, 변태핵 생성 밀도 (nucleation density) 를 높이고, 변태 후의 조직을 조대 베이나이트 조직이 아니라 치밀한 아시큘러 페라이트 조직으로 할 수 있기 때문이다. 또한, 후단의 냉각 속도에 대해서는, 전단의 냉각 속도보다 지나치게 빠르면, 섬 형상 마르텐사이트를 생성하고, 모재의 인성을 열화시키는 것, 한편, 후단의 냉각 속도를 지나치게 느리게 하면, 모재의 강도가 저하되므로, 적정한 범위로 제어할 필요가 있는 것도 알아냈다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여 완성된 것이다.

다음으로, 본 발명에 관련된 고장력강이 가져야 하는 성분 조성에 대해 설명한다.

C : 0.03～0.10 mass%

C 는, 강의 강도에 가장 크게 영향을 미치는 원소이며, 구조용 강으로서 필요한 강도 (YS

460 ㎫) 를 확보하기 위해서는 0.03 mass% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 반대로, 지나치게 많으면, 모재 인성의 저하나 용접시의 저온 균열을 일으키므로, 상한을 0.10 mass% 로 한다.

Si : 0.30 mass% 이하

Si 는, 탈산재로서, 또 강을 고강도화하기 위해 첨가되는 성분이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.30 mass% 를 초과하면, 모재 및 용접부의 인성을 저하시키기 때문에 0.30 mass% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.01～0.20 mass% 의 범위이다.

Mn : 1.60～2.30 mass%

Mn 은, 모재의 강도를 확보하기 위해 유효한 원소인데, 본 발명에서는, 용접열 영향부의 조직 미세화를 촉진함과 함께, 취화 조직 형성을 최대한 억제하여, 용접열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 을 개선하기 위해 첨가하는 중요한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 1.60 mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 2.30 mass% 를 초과하면, 모재나 용접부의 인성을 현저하게 저하시키기 때문에, 2.30 mass% 이하로 한다. 바람직하게는 1.65～2.15 mass% 의 범위이다.

P : 0.015 mass% 이하

P 는, 불가피적으로 혼입되는 불순물이며, 0.015 mass% 를 초과하면, 모재나 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, 0.015 mass% 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.010 mass% 이하이다.

S : 0.005 mass% 이하

S 는, 불가피적으로 혼입되는 불순물이며, 0.005 mass% 를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, 0.005 mass% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0035 mass% 이하이다.

Al : 0.005～0.06 mass%

Al 은, 용강을 탈산 (deoxidation) 하기 위해 첨가되는 원소이며, 0.005 mass% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.06 mass% 를 초과하여 첨가하면, 모재의 인성을 저하시킴과 함께, 용접에 의한 희석에 의해 용접 금속부에 혼입되고, 인성을 저하시키기 때문에, 0.06 mass% 이하로 제한할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010～0.055 mass% 이다.

Nb : 0.004～0.05 mass%

Nb 는, 오스테나이트의 저온도역에서, 미재결정역 (non-recrystallization zone) 을 형성하므로, 그 온도역에서 압연을 실시함으로써, 모재 조직의 미세화 및 고인성화를 도모할 수 있다. 또, 압연하여 냉각 후에 템퍼링 처리를 실시함으로써, 석출 강화 (precipitation strengthening) 를 도모할 수도 있다. 따라서, Nb 는, 강의 강화를 도모하는 관점에서는 중요한 첨가 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 0.004 mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.05 mass% 를 초과하여 과잉으로 첨가한 경우에는, 용접부의 인성을 열화시키므로, 상한은 0.05 mass% 로 한다.

Ti : 0.005～0.02 mass%

Ti 는, 용강이 응고될 때 TiN 이 되어 석출되고, 용접부에 있어서의 오스테나이트의 조대화를 억제하고, 또, 페라이트의 변태핵이 되기 때문에, 용접부의 고인성화에 기여한다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.005 mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.005 mass% 미만의 첨가에서는 그 효과가 작고, 한편, 0.02 mass% 를 초과하여 첨가하면, TiN 입자가 조대화되고, 모재나 용접부의 인성 개선 효과를 얻을 수 없게 된다. 따라서, Ti 의 첨가량은 0.005～0.02 mass% 의 범위로 한다.

N : 0.001～0.005 mass%

N 은, 용접부 조직의 조대화를 억제하는 TiN 을 형성시키기 위해 필요한 원소이며, 0.001 mass% 이상 첨가한다. 한편, 0.005 mass% 를 초과하여 첨가하면, 고용 N 이 모재나 용접부의 인성을 현저하게 저하시키므로 상한을 0.005 mass% 로 한다. 또한, 조직의 조대화를 억제하는 피닝 (pinning) 에 충분한 양의 TiN 을 형성시키기 위해서는, 0.003～0.005 mass% 의 범위가 바람직하다.

Ca : 0.0005～0.003 mass%

Ca 는, S 를 고정시킴으로써 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, 적어도 0.0005 mass% 의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.003 mass% 를 초과하여 함유해도, 그 효과가 포화되므로, Ca 는, 0.0005～0.003 mass% 의 범위에서 첨가한다.

0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1

고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵 CaS 를 미세 분산시키기 위해서는, Ca, S 및 O 는, 하기 (1) 식 ;

0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)

여기서, Ca, S, O : 각 원소의 함유량 (mass%)

의 관계를 만족하여 함유할 필요가 있다. 상기 식 중의, (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25/S) 는, 황화물의 형태 제어에 유효한 Ca 와 S 의 원자 농도의 비를 나타내는 값이고, 이 값으로부터, 황화물의 형태를 추정할 수 있다 (모치다 외, 「철과 강」, 일본 철강 협회, 제66년 (1980), 제3호, P.354～362).

즉, ((Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S) 의 값이 0 이하인 경우에는, CaS 가 정출되지 않는다. 그 때문에, S 는, MnS 단독 형태로 석출되므로, 본 발명의 주안인 용접열 영향부에서의 페라이트 생성핵의 미세 분산을 실현할 수 없다. 또, 단독으로 석출된 MnS 는, 강판 압연시에 신장되어 모재의 인성 저하를 일으킨다.

한편, ((Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S) 의 값이 1 이상인 경우에는, S 가 완전하게 Ca 에 의해 고정되고, 페라이트 생성핵으로서 기능하는 MnS 가 CaS 상에 석출되지 않게 되므로, 복합 황화물이, 페라이트 생성핵으로서 충분히 기능할 수 없게 된다.

이에 대하여, Ca, S, O 가, 상기 (1) 식을 만족하고 있는 경우에는, CaS 상에 MnS 가 석출되어 복합 황화물을 형성하고, 페라이트 생성핵으로서 유효하게 기능할 수 있다. 또한, ((Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S) 의 값은, 바람직하게는 0.2～0.8 의 범위이다.

본 발명의 고장력강은, 상기 필수 성분에 더하여 추가로, 강도 및 인성을 높이기 위해, B, V, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

B : 0.0003～0.0025 mass%

B 는, 오스테나이트 입계에 편석되고, 입계로부터 일어나는 페라이트 변태를 억제하여 베이나이트 조직의 분율을 높임으로써, 강을 고강도화하는 효과가 있다. 그 효과는, 0.0003 mass% 이상의 첨가로 얻어진다. 그러나, 0.0025 mass% 를 초과하여 첨가하면, 반대로 인성이 저하된다. B 의 보다 바람직한 범위는 0.0005～0.002 mass% 이다.

V : 0.2 mass% 이하

V 는, 모재의 강도·인성의 향상에 유효한 원소이며, 또, VN 으로서 석출되어 페라이트 생성핵으로도 기능하는 원소이기도 하다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 첨가량이 0.2 mass% 를 초과하면, 오히려 인성의 저하를 초래하므로 0.2 mass% 이하를 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.15 mass% 이하이다.

Cu : 1 mass% 이하

Cu 는, 강의 강도 향상 효과를 갖는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 1 mass% 를 초과하면, 열간 취성을 일으켜 강판의 표면 성상을 열화시키기 때문에, 1 mass% 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.8 mass% 이하이다.

Ni : 2 mass% 이하

Ni 는, 강의 강도 향상 및 용접열 영향부의 CTOD 특성의 향상에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 는, 고가의 원소이기 때문에, 상한을 2.0 mass% 로 하는 것이 바람직하다. 본원과 같이 Mn 을 1.6 % 이상 첨가하는 경우에는, 비용 저감의 관점에서 Ni 는, 0.3 % 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Cr : 0.7 mass% 이하

Cr 은, 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 다량으로 첨가하면, 반대로 인성에 악영향을 주므로, 상한을 0.7 mass% 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 mass% 이하이다.

Mo : 0.7 mass% 이하

Mo 는, Cr 과 동일하게, 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 다량으로 첨가하면, 반대로 인성에 악영향을 주므로, 상한을 0.7 mass% 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 mass% 이하이다.

다음으로 본 발명의 고장력강의 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 고장력강의 조직은, 아시큘러 페라이트 주체의 조직으로 하고, 그 바람직한 면적률은 60 % 이상, 더욱 바람직하게는 70 % 이상이다. 아시큘러 페라이트의 면적률이 60 % 미만에서 조대한 상부 베이나이트 조직이 증가하면 인성이 저하된다. 또한, 면적률의 상한은 특별히 제한은 없다. 또한, 본 발명의 고장력강의 아시큘러 페라이트 조직이란, 미세한 침 형상 혹은 라스 형상의 형태를 갖는, 결정립 내의 전위 (轉位) 밀도가 높은 베이나이틱 페라이트 (bainitic ferrite) 를 의미하며, 폴리고날 페라이트 (polygonal ferrite) 나 조대한 상부 베이나이트 조직 (coarse upper bainite) 과는 상이한 것이다.

다음으로, 본 발명의 고장력강의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 고장력강은, 상기 서술한 본 발명에 적합한 성분 조성으로 조정한 용강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등을 사용한 통상적인 방법으로 용제하고, 이어서, 연속 주조 또는 조괴-분괴 압연 등의 통상적인 공정을 거쳐 슬래브 등의 강 소재로 한 후, 이 강 소재를 열간 압연하여 후육 고장력강을 제조하는 것이 바람직하다. 이 때, 열간 압연에 앞서 실시하는 강 소재의 가열 온도는 1050～1200 ℃ 의 범위로 할 필요가 있다. 가열 온도를 1050 ℃ 이상으로 하는 이유는, 강 소재 중에 존재하는 주조 결함을, 열간 압연에 의해 확실하게 압착시키기 때문이다. 그러나, 1200 ℃ 를 초과하는 온도로 가열하면, 응고시에 석출된 TiN 이 조대화되고, 모재나 용접부의 인성이 저하되므로, 가열 온도는 1200 ℃ 이하로 규제할 필요가 있다.

상기 온도로 가열한 강 소재는, 그 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30 % 이상으로 하고, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30～70 % 로 하는 열간 압연을 실시하고, 소정의 판두께를 갖는 고장력강으로 한다. 950 ℃ 이상의 온도역에서 누적 압하율이 30 % 이상인 열간 압연을 실시하는 이유는, 이 온도역에서의 누적 압하율을 30 % 이상으로 함으로써, 오스테나이트 입자가 재결정되어 조직을 미세화할 수 있는데, 누적 압하율이 30 % 미만에서는, 가열시에 생성된 이상 조대 입자가 잔존하여, 모재의 인성에 악영향을 미치기 때문이다.

또, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율 (cumulative draft) 을 30～70 % 로 하는 열간 압연을 실시하는 이유는, 이 온도역에서 압연된 오스테나이트 입자는 충분히 재결정되기 않기 때문에, 압연 후의 오스테나이트 입자는, 편평하게 변형된 채로, 내부에 변형대 (deformation band) 등의 결함을 다량으로 포함하는 내부 변형 (internal strain) 이 높은 것이 된다. 그리고, 이 축적된 내부 에너지가, 그 후의 페라이트 변태의 구동력으로서 기능하여, 페라이트 변태를 촉진한다. 그러나, 압하율이 30 % 미만에서는, 상기 축적되는 내부 에너지가 충분하지 않기 때문에, 페라이트 변태가 일어나기 어렵고, 모재 인성이 열화된다. 한편, 압하율이 70 % 를 초과하면, 반대로 폴리고날 페라이트의 생성이 촉진되어, 아시큘러 페라이트의 생성이 억제되고, 고강도와 고인성이 양립하지 않게 된다.

계속되는 열간 압연 종료 후의 냉각은, 전단 냉각과 후단 냉각으로 나누고, 전자의 냉각 속도를 후자의 그것보다 상대적으로 크게 하는, 즉, 전단 냉각에서는, 열간 압연 종료 온도에서부터 600～450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지, 바람직하게는 열간 압연 종료 온도에서부터 580～480 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를, 5～45 ℃/sec, 바람직하게는 5～20 ℃/sec, 더욱 바람직하게는 6～16 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각시키고, 그 후의 후단 냉각에서는, 전단 냉각의 정지 온도에서부터 450 ℃ 이하의 후단 냉각 정지 온도까지, 바람직하게는 전단 냉각의 정지 온도에서부터 400～250 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를, 1 ℃/sec 이상 5 ℃/sec 미만, 보다 바람직하게는 2～4.5 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다.

전단 냉각에 있어서의 정지 온도가 상기 온도역보다 높은 경우에는, 강도의 증가가 거의 없고, 반대로, 상기 온도역보다 낮은 경우에는 인성이 열화된다. 또, 전단 냉각 속도가 상기 범위의 하한 미만에서는, 폴리고날 페라이트 주체의 조직이 되어 강도의 향상을 얻지 못하고, 반대로 상기 범위의 상한을 초과하면 인성이 저하된다. 또한, 후단 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 상기 온도역의 상한보다 높은 경우에는, 강도의 상승이 불충분해진다. 또, 후단 냉각 속도가 상기 범위의 하한 미만에서는, 모재 강도가 부족하고, 반대로 상기 범위의 상한을 초과하면, 모재의 인성이 저하된다. 또, 후단의 냉각 속도가, 전단의 냉각 속도보다 지나치게 빠르면, 섬 형상 마르텐사이트를 생성하고, 모재의 인성을 열화시킨다.

또한, 본 발명에서는, 잔류하는 내부 응력을 저감시킬 목적으로, 상기 냉각 후의 강재에, 450～650 ℃ 의 온도 범위에서 템퍼링 처리 (tempering) 를 실시해도 된다. 템퍼링 처리 온도가 450 ℃ 미만에서는, 잔류 응력 (residual stress) 의 제거 효과가 작고, 한편, 650 ℃ 를 초과하여 높아지면, 각종 탄질화물 (carbonitride) 이 석출되어 석출 강화를 일으키고, 인성이 저하되기 때문에 바람직하지 않다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명의 고장력강의 제조 방법에 있어서는, 열간 압연에 있어서의 압연 온도에 따른 적정한 압하율 제어와, 압연 종료 후의 2 단 냉각 조건의 적정한 제어가 중요하고, 특히 전단 냉각의 냉각 속도를 후단 냉각의 그것보다 크게 함으로써, 모재가 아시큘러 페라이트 주체의 조직이 되고, 강도-인성 밸런스가 우수한 강재를 얻을 수 있다.

또, 본 발명에 있어서, 화학 성분 중 N 을 0.0030 % 초과, 전단 냉각의 냉각 속도를 20 초과～45 ℃/sec, 전단 냉각의 정지 온도를 450 이상 500 ℃ 미만으로 함으로써, 모재의 항복 응력이 550 ㎫ 이상인 고강도를 가짐과 함께 인성도 우수하고, 또한 용접 후의 열 영향부의 인성 (CTOD 특성) 도 우수한 고강도강을 저가로 제조할 수 있다.

실시예

표 1-1 및 표 1-2 에 나타낸 성분 조성을 갖는 No.1～31 의 강 슬래브를 소재로 하고, 표 2-1 및 표 2-2 에 나타낸 조건에서 열간 압연과 전단 냉각 및 후단 냉각을 실시하고, 두께가 25～80 ㎜ 인 후강판을 제조하였다. 또한, 표 2-1 및 표 2-2 에 기재된 온도는, 방사 온도계에 의해 측정한 강판 표층 온도로부터 계산하여 구한 판두께 1/4 부의 온도이다. 이렇게 하여 얻어진 후강판으로부터 샘플을 채취하고, 인장 시험 및 샤르피 충격 시험에 제공하였다. 인장 시험은, 후강판의 판두께 1/4 부로부터, 시험편의 길이축 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 JIS 4 호 인장 시험편을 채취하고, 항복 응력 (YS), 인장 강도 (TS) 를 측정하였다. 또, 샤르피 충격 시험은, 각 후강판의 판두께 1/4 부로부터, 압연폭 방향으로 JIS 4 호 충격 시험편을 채취하고, -40 ℃ 의 온도에서의 흡수 에너지 (vE-40 ℃) 를 측정하였다. 그리고, YS

460 ㎫, TS

570 ㎫ 및 vE-40 ℃

200 J 의 모두를 만족하는 것을 모재 특성이 양호하다고 평가하였다.

또한, 원칙으로서, 모재 특성인 YS, TS 및 vE-40 ℃ 모두가 상기 기준을 만족하는 후강판으로부터 채취한 시험판에 싱글베벨 개선 (開先) (single bevel groove) (개선 각도 (bevel angle) 30°) 을 가공하고, 입열량 (入熱量) 이 25 kJ/㎝ 인 탄산 가스 아크 용접 (CO₂ arc welding) 을 실시하여 용접 이음매를 제조하고, 이 용접 이음매로부터, 싱글베벨 개선의 스트레이트 본드부에 노치를 실시한 CTOD 시험편을 채취하고, -10 ℃ 의 온도에서 CTOD 시험을 실시하였다. 또한, CTOD 시험편의 제조 및 시험 조건은, 영국 규격 BS7448 에 준거하여 실시하였다. 또, 노치 위치를 본드부로 하는 JIS 4 호 충격 시험편을 채취하고, -40 ℃ 의 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 흡수 에너지 (vE-40 ℃) 를 측정하였다.

상기 시험 결과를 표 2-1 및 표 2-2 에 병기하여 나타냈다. 이들 결과로부터, 본 발명예의 강판은, 모재의 항복 응력 (YS) 이 460 ㎫ 이상이고 또한 샤르피 흡수 에너지 (vE-40 ℃) 가 200 J 이상을 갖고 있고, 모재의 강도, 인성이 모두 우수한 것, 또한 탄산 가스 아크 용접 이음매 본드부에 대해서도, vE-40 ℃ 가 200 J 이상이고, CTOD 값이 0.10 ㎜ 이상이고, 용접열 영향부의 인성도 우수한 것을 알 수 있다. 이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 강에서는, 상기 어느 1 개 이상의 특성이 열등한 강판밖에 얻어지지 않는다.

또, 본 발명예의 강판에서, N 이 0.0030 mass% 초과한 강판 No.11-17 에서는, TiN 의 피닝 효과에 의해, 용접부의 CTOD 가 모두 0.45 이상으로 우수하다.

또한, 본 발명예의 강판에서, N 이 0.0030 mass% 초과이고, 열간 압연 후의 전단 냉각의 냉각 속도를 20 ℃/sec 초과, 45 ℃/sec 이하 및 전단 냉각의 정지 온도를 450 ℃ 이상 500 ℃ 미만으로 하는 조건에서 제조한 강판 No.15 및 16 은, 모두 모재의 항복 응력이 550 ㎫ 이상의 고강도를 갖고 있다.

(표 1-1)

*

(표 1-2)

(표 2-1)

(표 2-2)

본 발명의 고장력강은, 선박이나 해양 구조물, 라인 파이프, 압력 용기뿐만 아니라, 건축·토목 등의 분야에서 용접하여 조립되는 강 구조물에도 바람직하게 사용할 수 있다.

Claims

C : 0.03～0.10 mass%, Si : 0 mass% 초과 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60～2.30 mass%, P : 0 mass% 초과 0.015 mass% 이하, S : 0 mass% 초과 0.005 mass% 이하, Al : 0.005～0.06 mass%, Nb : 0.004～0.05 mass%, Ti : 0.005～0.02 mass%, N : 0.0024 mass% 초과 0.005 mass% 이하, Ca : 0.0005～0.003 mass% 를 함유하고,
또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 고장력강.
아래
0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)
여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003～0.0025 mass%, V : 0 mass% 초과 0.2 mass% 이하, Cu : 0 mass% 초과 1 mass% 이하, Ni : 0 mass% 초과 2 mass% 이하, Cr : 0 mass% 초과 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0 mass% 초과 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고장력강.
C : 0.03～0.10 mass%, Si : 0 mass% 초과 0.30 mass% 이하, Mn : 1.60～2.30 mass%, P : 0 mass% 초과 0.015 mass% 이하, S : 0 mass% 초과 0.005 mass% 이하, Al : 0.005～0.06 mass%, Nb : 0.004～0.05 mass%, Ti : 0.005～0.02 mass%, N : 0.0024 mass% 초과 0.005 mass% 이하, Ca : 0.0005～0.003 mass% 를 함유하고,
또한, Ca, S 및 O 가 하기 (1) 식을 만족하여 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1050～1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 % 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30～70 % 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 열간 압연 종료 온도에서부터 600～450 ℃ 사이의 냉각 정지 온도까지를 5～45 ℃/sec 로 냉각시키는 전단 냉각과, 상기 전단 냉각 정지 온도에서부터 450 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 1 ℃/sec 이상 5 ℃/sec 미만으로 냉각시키는 후단 냉각을 실시하는 고장력강의 제조 방법.
아래
0 < (Ca-(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S < 1 …(1)
여기서, Ca, S 및 O 는, 각 원소의 함유량 (mass%)
제 3 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, B : 0.0003～0.0025 mass%, V : 0 mass% 초과 0.2 mass% 이하, Cu : 0 mass% 초과 1 mass% 이하, Ni : 0 mass% 초과 2 mass% 이하, Cr : 0 mass% 초과 0.7 mass% 이하 및 Mo : 0 mass% 초과 0.7 mass% 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고장력강의 제조 방법.
제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,
후단 냉각 후의 강에, 450～650 ℃ 의 템퍼링 처리를 실시하는 고장력강의 제조 방법.
제 3 항 또는 제 4 항에 있어서, 상기 전단 냉각을 5～20 ℃/sec 로 냉각시키는 고장력강의 제조 방법.
제 5 항에 있어서, 상기 전단 냉각을 5～20 ℃/sec 로 냉각시키는 고장력강의 제조 방법.