KR20140064933A - 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

다층 용접부의 CTOD 특성이 우수한 항복 강도 620㎫의 고장력 강판과 그의 제조 방법을 제공한다.
질량％로, 특정량의 C, Mn, Si, P, S, Al, Ni, B, N, 필요에 따라서, Cr, Mo, V, Cu, Ti, Ca 중 1종 이상, Ceq≤0.80, 중심 편석부 경도 지표 HCS가 (1) 식을 만족시키는 조성과, 중심 편석부 경도가 (2) 식을 만족하는 고장력 강판. 상기 성분 조성의 강을 특정의 슬래브 가열 온도와 압하비로 열간 압연 후, 재가열하여, 0.3℃/s 이상에서 판두께 중심 온도를 350℃ 이하까지 냉각하고, 특정 온도 범위로 템퍼링한다. 5.5[C]4/3＋15[P]＋0.90[Mn]＋0.12[Ni]＋0.53[Mo])≤2.5 (1), HVmax/HVave≤1.35＋0.006/C－t/750 (2), HVmax는 중심 편석부 비커스 경도의 최대값, HVave는 중심 편석부와 표리면으로부터 판두께 1/4을 제외하는 부분의 비커스 경도의 평균값, C는 탄소량(질량％), t는 판두께(㎜).

Description

용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-TENSILE STEEL PLATE GIVING WELDING HEAT-AFFECTED ZONE WITH EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}
본 발명은, 선박이나 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡 등 철강 구조물에 이용되는 고장력 강판(high strength steel plate) 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 항복 강도(Yield Point)가 620㎫ 이상이고, 모재(base material)의 강도ㆍ인성이 우수할 뿐만 아니라, 소∼중입열(low to medium heat input welding)의 다층 용접부(multipass welded zone)의 저온 인성(low-temperature toughness)도 우수한 고장력 강판과 그의 제조 방법에 관한 것이다.
선박이나 해양 구조물, 압력 용기에 이용되는 강(steel)은 용접 접합하여, 소망하는 형상의 구조물로서 완성된다. 그 때문에, 이들 강에는, 구조물의 안전성의 관점에서 모재의 강도가 높고, 인성이 우수한 것은 물론이며, 용접 조인트부(용접 금속이나 열영향부)의 인성이 우수한 것이 요구된다.
강의 인성의 평가 기준으로서는, 종래, 주로 샤르피 충격 시험(Charpy impact test)에 의한 흡수 에너지가 이용되어 왔지만, 최근에는, 보다 신뢰성을 높이기 위해, 균열 개구 변위 시험(Crack Tip Opening Displacement Test, 이후 CTOD 시험)이 이용되는 경우가 많다. CTOD 시험은, 인성 평가부에 피로 균열(a fatigue crack)을 발생시킨 시험편을 3점 굽힘(three-point bending)하여, 파괴 직전의 균열의 개구량(an opening displacement at the crack tip)을 측정하여 취성 파괴의 발생 저항을 평가하는 것이다.
CTOD 시험에서는 피로 균열을 이용하기 때문에 매우 미소한 영역이 인성 평가부가 된다. 국소 취화 영역(local brittle zone)이 존재하면, 샤르피 충격 시험에서 양호한 인성이 얻어져도, CTOD 시험에서는 낮은 인성을 나타내는 경우가 있다.
국소 취화 영역은, 판두께가 두꺼운 강 등 다중 용접에 의해 복잡한 열이력을 받는 용접 열영향부(HAZ: Heat Affected Zone)에서, 발생하기 쉽고, 본드부(용접 금속과 모재의 경계)나 본드부가 2상 영역(dual-phase region)으로 재가열되는 부분(1사이클째의 용접으로 조립(coarse particle)이 되고, 후속의 용접 패스에 의해 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역으로 가열되는 영역, 이하 2상 영역 재가열부)이 국소 취화 영역이 된다.
본드부는, 융점 바로 아래의 고온에 노출되기 때문에, 오스테나이트립이 조대화(粗大化)하고, 계속되는 냉각에 의해 인성이 낮은 상부 베이나이트 조직으로 변태되기 쉬운 점에서, 매트릭스 자체의 인성이 낮다. 또한, 본드부에서는, 위드만스테텐 조직(Widmannstatten structure)이나 섬 형상 마르텐사이트(Martensite-Austenite Constituent) 등의 취화 조직이 생성되기 쉬워, 인성은 더욱 저하된다.
본드부의 인성을 향상시키기 위해, 예를 들면 강 중에 TiN을 미세 분산시켜, 오스테나이트립의 조대화를 억제하거나, 페라이트 변태핵으로서 이용하거나 하는 기술이 실용화되어 있다.
또한, 특허문헌 1이나 특허문헌 2에는, 희토류 원소(REM)를 Ti와 함께 복합 첨가하여 강 중에 미세 입자를 분산시킴으로써, 오스테나이트의 립 성장을 억제하여, 용접부 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.
그 외에, Ti의 산화물을 분산시키는 기술이나, BN의 페라이트핵 생성능과 산화물 분산을 조합하는 기술, 나아가서는 Ca나 REM을 첨가하여 황화물의 형태를 제어함으로써, 인성을 높이는 기술도 제안되어 있다.
또한, 특허문헌 3에서는, 다층 용접에 있어서 석출형 원소가 되는 V에 의한 석출 경화에 의한 취화부가 CTOD 시험인 경우, 국소 취화 영역이 되어, 한계 CTOD값을 저하시키기 때문에, V 무첨가계의 조질형 고장력 강을 제안하고 있다.
그러나, 이들 기술은, 비교적 저강도이고 합금 원소량이 적은 강재가 대상이며, 보다 고강도이고 합금 원소량이 많은 강재의 경우는 HAZ 조직이 페라이트를 포함하지 않는 조직이 되기 때문에, 적용할 수 없다.
용접 열영향부에 있어서 페라이트를 생성하기 쉽게 하는 기술로서, 특허문헌 4에는, 주로 Mn의 첨가량을 2％ 이상으로 높이는 기술이 개시되어 있다. 특허문헌 5에서는, 성분 조성을 고(高)Mn계로 하여, 적량의 산소량으로 제어함으로써, 립 내 변태 페라이트핵을 증가시켜 용접 열영향부의 미크로 구조를 미세화함과 함께, C, Nb, V 등의 취화 원소로 이루어지는 파라미터식의 값을 제어하여 HAZ의 CTOD 특성(CTOD toughness)을 개선시키는 것이 기재되어 있다.
그러나, 연속 주조재에서는 슬래브의 중심부에 Mn 등의 합금 원소가 편석하기 쉽고, 모재뿐만 아니라 용접 열영향부에서도 중심 편석부는 경도를 늘려, 파괴의 기점이 되기 때문에, 모재 및 HAZ 인성의 저하를 일으킨다.
특허문헌 6에서는, 연속 주조 후, 응고 도중에 있는 주편(strand)을 면에 의해 압하하여 중심 편석이 없는 주편을 제조함과 함께, 용접 본드부 근방의 조직을 복합 산화물에 의해 개선하는 것을 제안하고 있다.
특허문헌 7에서는, 슬래브의 중앙부에 상당하는 판 내 위치에 있어서의 판두께 중심부의 편석을 포함하는 미소 영역에 대해서, 그 성분의 평균 분석값을 구하여 편석 파라미터식을 도출하여, 성분 설계를 행하는 것을 제안하고 있다.
한편, 2상 영역 재가열부는, 2상 영역 재가열로, 오스테나이트로 역(逆)변태한 영역에 탄소가 농화되고, 냉각 중에 섬 형상 마르텐사이트를 포함하는 취약한 베이나이트 조직이 생성되어, 인성이 저하된다. 특허문헌 8 및 9에서는, 강 조성을 저(低)C, 저Si화하여 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 억제하여 인성을 향상시키고, Cu를 첨가함으로써 모재 강도를 확보하는 기술이 개시되어 있다. 이들은, 시효 처리(aging treatment)에 의한 Cu의 석출로 강도를 높이는 것이지만, 다량의 Cu를 첨가하기 위해 열간 연성이 저하되어, 생산성을 저해한다.
전술한 바와 같이 CTOD 특성에는 여러 가지의 요인이 영향을 주기 때문에, 특허문헌 10에서는 중심 편석을 경감하는 연속 주조강편의 슬래브 가열 온도나 강 조성에 혼입하는 B량의 관리 및, 섬 형상 마르텐사이트의 발생을 억제하는 성분 조성 등 종합적인 대책에 의해 소∼중입열(low to medium heat input)의 다층 용접부에서 우수한 CTOD 특성이 얻어지는 강재를 제안하고 있다.
또한, 특허문헌 11은, 대입열 용접의 경우에 있어서의 HAZ 조대립(coarse grain)의 파괴 단위가 되는 유효 결정 입경의 미세화, 소∼중입열에서의 용접에서는 섬 형상 마르텐사이트의 저감과 미량 Nb에 의한 립계 담금질경화능(grain boundary hardenability)의 향상, 석출 경화의 억제, HAZ 경도의 저감을 가능하게 하는 성분 조성으로 함으로써 최대 100kJ/㎝까지의 용접 입열 범위에서 다층 용접부의 CTOD 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.
일본 특허공보 평03-053367호 일본공개특허공보 소60-184663호 일본공개특허공보 소57-9854호 일본공개특허공보 2003-147484호 일본공개특허공보 2008-169429호 일본공개특허공보 평9-1303호 일본공개특허공보소 62-93346호 일본공개특허공보 평05-186823호 일본공개특허공보 2001-335884호 일본공개특허공보 2001-11566호 일본공개특허공보 평11-229077호
그런데, 최근의 해양 구조물의 잭업리그(jack-up rig)의 경우, 레그(다리)부나 캔틸레버(드릴부의 팔보) 등의 부분에 항복 강도가 620㎫급이고 판두께 50∼210㎜인 강재가 이용되며, 용접부에 있어서 우수한 CTOD 특성이 요구된다. 그러나, 특허문헌 1∼11에 기재된 용접 열영향부의 CTOD 특성 개선 기술은 대상으로 하는 강재의 항복 강도 및/또는 판두께가 상이하여 적용하는 것이 곤란하다.
그래서, 본 발명은, 선박이나 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡 등 철강 구조물에 이용하기에 적합한 항복 강도가 620㎫ 이상이고, 소∼중입열에 의한 다층 용접부의 용접 열영향부의 CTOD 특성이 우수한 고장력 강판과 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명자들은, 항복 강도가 620㎫ 이상인 모재 강도와 인성을 확보함과 함께, 다층 용접의 용접 열영향부의 인성을 개선하여 시험온도 －10℃, 한계 CTOD값 0.50㎜ 이상의 CTOD 특성을 확보하는 방법에 대해서 예의 검토했다.
그 결과, 1. 용접 열영향부에 있어서의 오스테나이트립의 조대화를 억제한다. 2. 용접 후의 냉각시의 페라이트 변태를 촉진시키기 위해, 변태핵을 균일 미세하게 분산시킨다. 3. 취화 조직의 생성을 억제하기 위해, 황화물의 형태 제어를 위해 첨가하는 Ca의 첨가량을 적정 범위로 제어한다. 4. 용접 열영향부의 CTOD 특성의 향상에는, 취화 원소인 C, P, Mn, Nb, Mo의 성분을 적정 범위로 제어하는 것이 유효한 것을 발견했다.
본 발명은 얻어진 지견을 기초로 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로,
1. 질량％로, C: 0.05∼0.14％, Si: 0.01∼0.30％ 이하, Mn: 0.3∼2.3％, P: 0.008％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.005∼0.1％, Ni: 0.5∼4％, B: 0.0003∼0.003％, N: 0.001∼0.008％를 함유하고, Ceq(＝[C]＋[Mn]/6＋[Cu＋Ni]/15＋[Cr＋Mo＋V]/5, 각 원소 기호는 함유량(질량％))≤0.80, 중심 편석부 경도 지표(HCS)가 (1) 식을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판의 중심 편석부의 경도가 (2) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
HCS(＝5.5[C]4/3＋15[P]＋0.90[Mn]＋0.12[Ni]＋0.53[Mo]) ≤2.5　…(1)
여기에서, [M]은 각 원소의 함유량(질량％)
HVmax/HVave≤1.35＋0.006/C－t/750　…(2)
HVmax는 중심 편석부의 비커스 경도의 최대값, HVave는 중심 편석부와 표리면으로부터 판두께의 1/4을 제외하는 부분의 비커스 경도의 평균값, C는 탄소의 함유량(질량％), t는 강판의 판두께(㎜).
2. 강 조성에, 추가로, 질량％로, Cr: 0.2∼2.5％, Mo: 0.1∼0.7％, V: 0.005∼0.1％, Cu: 0.49％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1에 기재된 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
3. 강 조성에, 추가로, 질량％로, Ti: 0.005∼0.025％, Ca: 0.0005∼0.003％를 함유하는 것을 특징으로 하는 1 또는 2에 기재된 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
4. 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1050℃ 이상으로 가열 후, 압하비(원래 두께/최종 두께)가 2 이상이 되도록 열간 압연을 행한다. 880℃ 이상의 온도로 재가열 후, 0.3℃/s 이상의 냉각 속도로 판두께 중심 온도를 350℃ 이하까지 냉각한다. 그 후, 450℃∼680℃로 템퍼링하여 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 해양 구조물 등 대형의 철강 구조물로 이용하기에 적합한 항복 강도가 620㎫ 이상이고, 소∼중입열의 다층 용접부의 저온 인성, 특히 CTOD 특성이 우수한 고장력 강판과 그의 제조 방법이 얻어져, 산업상 매우 유용하다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
본 발명에서는 성분 조성과 판두께 방향 경도 분포를 규정한다.
1. 성분 조성
성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 설명에 있어서 ％는 질량％로 한다.
C: 0.05∼0.14％
C는, 고장력 강판으로서의 모재 강도 확보에 필요한 원소이다. 0.05％ 미만에서는 담금질경화능이 저하되어, 강도 확보를 위해, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 담금질경화능 향상 원소의 다량 첨가가 필요해져, 고비용과, 용접성의 저하를 초래한다. 한편, 0.14％를 초과하는 첨가는 용접성을 현저하게 저하시키는 것에 더하여, 용접부 인성 저하를 초래한다. 따라서, C량은 0.05∼0.14％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.07∼0.13％이다.
Si: 0.01∼0.30％
Si는, 탈산 원소로서, 또한, 모재 강도를 얻기 위해 첨가하는 성분이다. 그러나, 0.30％를 초과하는 다량의 첨가는, 용접성의 저하와 용접 조인트 인성의 저하를 초래하기 때문에, Si량은 0.01∼0.30％로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.25％ 이하이다.
Mn: 0.3∼2.3％
Mn은 모재 강도 및 용접 조인트 강도를 확보하기 위해, 0.3％ 이상 첨가한다. 그러나, 2.3％를 초과하는 첨가는, 용접성을 저하시키고, 담금질경화능의 과잉을 초래하며, 모재 인성 및 용접 조인트 인성을 저하시키기 때문에, 0.3∼2.3％의 범위로 한다.
P: 0.008％ 이하
P는 불가피적으로 혼입하는 불순물이며, 모재 인성 및 용접부 인성을 저하시키고, 특히 용접부에 있어서 함유량이 0.008％를 초과하면 인성이 현저하게 저하되기 때문에, 0.008％ 이하로 한다.
S: 0.005％ 이하
S는, 불가피적으로 혼입하는 불순물이며, 0.005％를 초과하여 함유하면 모재 및 용접부 인성을 저하시키기 때문에, 0.005％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.0035％ 이하이다.
Al: 0.005∼0.1％
Al은, 용강을 탈산하기 위해 첨가되는 원소이며, 0.005％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.1％를 초과하여 첨가하면 모재 및 용접부 인성을 저하시킴과 함께, 용접에 의한 희석에 의해 용접 금속부에 혼입하여, 인성을 저하시키기 때문에, 0.1％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, 0.08％ 이하이다.
Ni: 0.5∼4％
Ni는, 강의 강도와 인성을 향상시켜, 용접부의 저온 인성의 향상에 유효하기 때문에 0.5％ 이상을 첨가한다. 한편, 고가의 원소임과 동시에, 과도한 첨가는 열간 연성을 저하시키기 때문에, 주조시에 슬래브의 표면에 흠집이 발생하기 쉬워지기 때문에, 상한을 4％로 한다.
B: 0.0003∼0.003％
B는, 오스테나이트립계에 편석하여, 립계로부터의 페라이트 변태를 억제함으로써, 미량 첨가로 강의 담금질경화능을 높이는 효과가 있다. 그 효과는, 0.0003％ 이상의 첨가로 얻어진다. 그러나, 0.003％를 초과하면 탄질화물 등으로서 석출되고, 담금질경화능이 저하되어 인성이 저하되기 때문에, 0.0003∼0.003％로 한다. 바람직하게는, 0.0005∼0.002％이다.
N: 0.001∼0.008％
N은, Al과 반응하여 침전물을 형성함으로써, 결정립을 미세화하여, 모재 인성을 향상시킨다. 또한, 용접부의 조직의 조대화를 억제하는 TiN을 형성시키기 위해 필요한 원소로서, 0.001％ 이상 함유시킨다. 한편, 0.008％를 초과하여 함유하면 모재나 용접부의 인성을 현저하게 저하시키는 점에서, 상한을 0.008％로 한다.
Ceq≤0.80
Ceq가 0.80을 초과하면 용접성이나 용접부 인성이 저하되기 때문에, 0.80 이하로 한다. 바람직하게는, 0.75 이하이다. 단, Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋[Cu＋Ni]/15＋[Cr＋Mo＋V]/5, 각 원소 기호는 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 원소는 0으로 한다.
HCS＝5.5[C]4/3＋15[P]＋0.90[Mn]＋0.12[Ni]＋0.53[Mo]　≤2.5, 단, [M]은 각 원소의 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 원소는 0으로 한다.
본 파라미터식은, 중심 편석부에 농화되기 쉬운 성분으로 구성되는 중심 편석부 경도 지표로서, 실험적으로 구한 것이다. 본 파라미터식의 값이 2.5를 초과하면 CTOD 특성이 저하되기 때문에 2.5 이하로 한다. 바람직하게는 2.3 이하이다. CTOD 시험은 강판 전체 두께에서의 시험이기 때문에, 중심 편석을 포함하는 시험편에서의 인성 평가가 되며, 중심 편석에서의 성분 농화가 현저한 경우, 용접 열영향부에 경화역이 생성되어, 양호한 값이 얻어지고 있지 않다.
이상이 본 발명의 기본 성분 조성이지만, 추가로 특성을 향상시키는 경우, Cr: 0.2∼2.5％, Mo: 0.1∼0.7％, V: 0.005∼0.1％, Cu: 0.49％ 이하, Ti: 0.005∼0.025％, Ca: 0.0005∼0.003％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 첨가한다.
Cr: 0.2∼2.5％
Cr은, 0.2％ 이상의 첨가로 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 다량으로 첨가하면 인성에 악영향을 주기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.2∼2.5％로 한다.
Mo: 0.1∼0.7％
Mo는, 0.1％ 이상의 첨가로 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 다량으로 첨가하면 인성에 악영향을 주기 때문에, 첨가하는 경우는 0.1∼0.7％, 바람직하게는 0.1∼0.6％이다.
V: 0.005∼0.1％
V는, 0.005％ 이상의 첨가로 모재의 강도와 인성의 향상에 유효한 원소이다. 그러나, 0.1％를 초과하면 인성 저하를 초래하기 때문에, 첨가하는 경우는 0.005∼0.1％의 첨가로 한다.
Cu: 0.49％ 이하
Cu는, 강의 강도 향상의 효과를 갖는 원소이다. 그러나, 0.49％를 초과하면, 열간 취성을 일으켜 강판의 표면 성상(surface quality)을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우는 0.49％ 이하로 한다.
Ti: 0.005∼0.025％
Ti는, 용강이 응고될 때에 TiN이 되어 석출되며, 용접부에 있어서의 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 용접부의 인성 향상에 기여한다. 그러나, 0.005％ 미만의 첨가로는 그 효과가 작고, 한편, 0.025％를 초과하여 첨가하면, TiN이 조대화되어, 모재나 용접부 인성 개선 효과가 얻어지지 않기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.005∼0.025％로 한다.
Ca: 0.0005∼0.003％
Ca는, S를 고정함으로써 인성을 향상하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.0005％의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.003％를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화되기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.0005∼0.003％의 범위에서 첨가한다.
2. 경도 분포
HVmax/HVave≤1.35＋0.006/C－t/750, 단 C는 탄소의 함유량(질량％), t는 판두께(㎜)
HVmax/HVave는 중심 편석부의 경도를 나타내는 무차원 파라미터로, 그 값이 1.35＋0.006/C－t/750으로 구해지는 값보다 높아지면 CTOD값이 저하되기 때문에, 1.35＋0.006/C－t/750 이하로 한다.
HVmax는 중심 편석부의 경도로, 판두께 방향으로, 중심 편석부를 포함하는 (판두께/10)㎜의 범위를 비커스 경도 시험기(하중 10kgf)로 0.25㎜ 간격으로 측정하여, 얻어진 측정값 중의 최대값으로 한다. 또한, HVave는 경도의 평균값으로서, 표층(front side)으로부터 (판두께/4)㎜에서 리층(back side)으로부터 (판두께/4)의 사이에서 중심 편석부를 제외하는 범위를 비커스 경도 시험기의 하중 10kgf로 1∼2㎜ 간격으로 측정한 값의 평균값으로 한다.
본 발명 강은 이하에 설명하는 제조 방법으로 제조하는 것이 바람직하다.
본 발명 범위 내의 성분 조성으로 조정한 용강을 전로(converter), 전기로, 진공 용해로 등을 이용한 통상의 방법으로 용제한다. 이어서, 연속 주조의 공정을 거쳐 슬래브로 한 후, 열간 압연에 의해 소망하는 판두께로 하고, 그 후 냉각하여, 템퍼링하여 처리를 행한다.
슬래브 가열 온도: 1050℃ 이상, 압하비(rolling reduction ratio): 2 이상
본 발명의 경우, 열간 압연시의 슬래브 가열 온도 및 압하비(rolling reduction ratio＝slab thickness/plate thickness)가 강판의 기계적 특성에 미치는 영향은 작다. 그러나, 두께가 두꺼운 재료에 있어서, 슬래브 가열 온도가 지나치게 낮은 경우나, 압하량이 불충분한 경우, 판두께 중심부에 강괴 제조시의 초기 결함이 잔존하여, 강판의 내질이 현저하게 저하된다. 그 때문에, 슬래브에 존재하는 주조 결함을 열간 압연에 의해 착실하게 압착시키기 위해 슬래브 가열 온도를 1050℃ 이상, 압하비를 2 이상으로 한다.
슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정할 필요는 없지만, 과도한 고온 가열은 응고시에 석출된 TiN 등의 석출물을 조대화시켜서, 모재나 용접부의 인성이 저하되게 하거나, 고온에서는 강괴 표면의 스케일이 두껍게 생성되어, 압연시에 표면 흠집의 발생 원인이 되는 것, 에너지 절약의 관점 등에서, 가열 온도는, 1200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연 후의 냉각: 350℃ 이하까지 냉각 속도 0.3℃/s 이상
냉각 속도가 0.3℃/s 미만에서는 충분한 모재의 강도가 얻어지고 있지 않다. 또한, 350℃보다 높은 온도에서 냉각을 정지하면 γ→α 변태가 완전하게 완료되지 않기 때문에, 고온 변태 조직이 생성되어, 고강도와 고인성이 양립하지 않는다. 냉각 속도는 강판의 판두께 중심에서의 값으로 한다. 판두께 중심에서의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구할 수 있다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판두께 중심 온도를 구한다.
열간 압연 후의 재가열 온도 880℃ 이상
재가열 온도가 880℃보다 낮은 경우, 오스테나이트화가 불충분하기 때문에, 강도와 인성이 목표를 만족하지 않기 때문에, 재가열 온도는 880℃ 이상, 바람직하게는 900℃ 이상으로 한다. 재가열 온도의 상한 온도는 특별히 규정하지 않지만, 과도하게 고온까지 가열하는 것은 오스테나이트립이 조대화되어 인성의 저하를 초래하게 되기 때문에, 바람직하게는 1000℃ 이하이다.
템퍼링 온도: 450℃∼680℃
450℃ 미만의 템퍼링 온도에서는 충분한 템퍼링의 효과가 얻어지고 있지 않다. 한편, 680℃를 초과하는 템퍼링 온도에서 템퍼링을 행하면, 탄질화물이 조대하게 석출되어, 인성이 저하되기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 템퍼링은 유도 가열에 의해 행하면 템퍼링시의 탄화물의 조대화가 억제되어 바람직하다. 그 경우는, 차분법 등의 시뮬레이션에 의해 계산되는 강판의 판두께 중심에서의 온도가 450℃∼680℃가 되도록 한다.
실시예
표 1에 나타낸 성분 조성을 갖는 No. A∼N강의 연속 주조에 의해 제조한 슬래브를 소재로 하고, 표 2에 나타낸 조건으로 열간 압연과 열처리를 행하여, 두께가 60㎜∼150㎜인 두꺼운 강판을 제조했다.
모재의 평가 방법으로서, 인장 시험은 강판의 판두께의 1/2부로부터 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 수직이 되도록 JIS4호 시험편을 채취하여, 항복 강도 및 인장 강도(Tensile Strength)를 측정했다.
또한, 샤르피 충격 시험은, 강판의 판두께의 1/2부로부터 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 수직이 되도록 JIS V 노치 시험편을 채취하여, －40℃에 있어서의 흡수 에너지(vE－40℃)를 측정했다. YP≥620㎫, TS≥720㎫ 및 vE－40℃≥100J의 모두를 만족시키는 것을 모재 특성이 양호하다고 평가했다.
용접부 인성의 평가는, K형 개선(groove)을 이용하여, 용접 입열 45∼50kJ/㎝의 서브 머지 아크 용접에 의한 다중 용접 조인트를 제작했다. 강판의 1/4부의 스트레이트측의 용접 본드부를 샤르피 충격 시험의 노치 위치로 하여, －40℃의 온도에 있어서의 흡수 에너지를 측정했다. 그리고, 3개의 평균이 vE－40℃≥100J를 만족하는 것을 용접부 조인트 인성이 양호하다고 판단했다.
또한, 스트레이트측의 용접 본드부를 3점 굽힘 CTOD 시험편의 노치 위치로 하여, －10℃에 있어서의 CTOD값을 측정하여, 시험 수량 3개의 최소의 CTOD값이 0.50㎜ 이상을 용접 조인트의 CTOD 특성이 양호하다고 했다.
강 A∼E, N은 발명예이며, 강 F∼M은 청구항의 성분 범위를 만족시키고 있지 않는 비교예이다. 실시예 1, 2, 5, 6, 10, 11, 20은, 본 발명의 성분, 제조 조건을 만족시키고 있어, 양호한 모재 특성 및 CTOD 특성이 얻어지고 있다. 또한, vE－40℃≥100J를 만족한다.
한편, 실시예 3은 재가열 후 공냉(air cooling)한 예로 냉각 속도가 0.3℃/s 미만이기 때문에, 목표의 모재 강도가 얻어지고 있지 않다. 실시예 4는 냉각 정지 온도가 350℃를 초과하고 있기 때문에, 또한, 실시예 8은 가열 온도가 880℃ 미만이기 때문에, 또한, 실시예 9는 템퍼링 온도가 450℃ 미만이기 때문에, 목표의 모재의 강도 및 인성이 얻어지고 있지 않다. 실시예 7은 압하비가 2 미만이기 때문에, 목표의 모재 인성, 용접부에서의 CTOD값이 얻어지고 있지 않다.
실시예 12는, C첨가량이 본 발명의 하한 범위 외이기 때문에, 목표의 모재의 인성이 얻어지고 있지 않다. 또한, 실시예 14는 Ni 첨가량이 본 발명의 하한 범위 외이기 때문에, 목표로 하는 용접부에서의 CTOD값이 얻어지고 있지 않다.
실시예 13, 15, 17, 19는, 각각 C, Ceq, Mn, P가 본 발명의 상한 범위 외이기 때문에, HVmax/HVave값이 본 발명 범위를 만족시키고 있지 않아, 목표로 하는 용접부에서의 CTOD값이 얻어지고 있지 않다.
실시예 16은, 개개의 성분은 본 발명 범위 내이지만, 중심 편석부 경도 지표 HCS＝5.5[C]4/3＋15[P]＋0.90[Mn]＋0.12[Ni]＋0.53[Mo]가, ≤2.5를 만족시키고 있지 않아, 목표의 용접부 CTOD값이 얻어지고 있지 않다.
실시예 18은, B 첨가량이 본 발명의 하한 범위 외이기 때문에, 목표의 모재의 강도 및 인성이 얻어지고 있지 않다.
또한, 목표의 모재의 강도 및 인성이 얻어지고 있지 않는 실시예 3, 실시예 4, 실시예 8, 실시예 9, 실시예 12, 실시예 18에 대해서는, 용접부의 CTOD 시험, 샤르피 시험은 실시하지 않았다.
Figure pct00001
Figure pct00002

Claims (5)

  1. 질량％로, C: 0.05∼0.14％, Si: 0.01∼0.30％ 이하, Mn: 0.3∼2.3％, P: 0.008％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.005∼0.1％, Ni: 0.5∼4％, B: 0.0003∼0.003％, N: 0.001∼0.008％를 함유하고, Ceq(＝[C]＋[Mn]/6＋[Cu＋Ni]/15＋[Cr＋Mo＋V]/5, 각 원소 기호는 함유량(질량％))≤0.80, 중심 편석부 경도 지표 HCS가 (1) 식을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판의 중심 편석부의 경도가 (2) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
    HCS＝5.5[C]4/3＋15[P]＋0.90[Mn]＋0.12[Ni]＋0.53[Mo]　≤2.5　…(1)
    여기에서, [M]은 각 원소의 함유량(질량％)
    HVmax/HVave≤1.35＋0.006/C－t/750　…(2)
    HVmax는 중심 편석부의 비커스 경도의 최대값, HVave는 중심 편석부와 표리면으로부터 판두께의 1/4을 제외하는 부분의 비커스 경도의 평균값, C는 탄소의 함유량(질량％), t는 강판의 판두께(㎜).
  2. 제1항에 있어서,
    강(steel) 조성에, 추가로, 질량％로, Cr: 0.2∼2.5％, Mo: 0.1∼0.7％, V: 0.005∼0.1％, Cu: 0.49％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    강 조성에, 추가로, 질량％로, Ti: 0.005∼0.025％, Ca: 0.0005∼0.003％를 함유하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.
  4. 제1항 또는 제2항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1050℃ 이상으로 가열 후, 압하비가 2 이상이 되도록 열간 압연을 행하고, 880℃ 이상의 온도로 재가열 후, 0.3℃/s 이상의 냉각 속도로 판두께 중심 온도를 350℃ 이하까지 냉각하고, 그 후, 450℃∼680℃로 템퍼링하는 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.
  5. 제3항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1050℃ 이상으로 가열 후, 압하비가 2 이상이 되도록 열간 압연을 행하고, 880℃ 이상의 온도로 재가열 후, 0.3℃/s 이상의 냉각 속도로 판두께 중심 온도를 350℃ 이하까지 냉각하고, 그 후, 450℃∼680℃로 템퍼링하는 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.
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