KR20160063415A

KR20160063415A - 강 부재 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160063415A
Application number: KR1020167013284A
Authority: KR
Inventors: 데츠오 야마구치
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-11-09
Filing date: 2013-10-29
Publication date: 2016-06-03
Also published as: CN104781436B; EP2918694A1; KR20150055110A; KR101811159B1; EP2918694A4; JP2014095130A; CN104781436A; WO2014073415A1; EP2918694B1; JP5870007B2

Abstract

후강판을 이용하여 얻어지는 강 부재로서, 용접 후의 열처리를 고온 장시간으로 한 경우에도, 강재 내부(판 두께 중앙부)가 고강도이면서 고인성인 강 부재를 제공한다. 해당 강 부재는 규정의 성분 조성을 만족시키고, 판 두께 중앙부에서의 조직이 하기 (a)∼(d) 모두를 만족시킨다는 점에 특징을 갖는다.
(a) 조직이 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽이다.
(b) 인접하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경이 20μm 이하이다.
(c) 입계 탄화물의 최대 직경이 0.8μm 이하이다.
(d) 입계 탄화물의 분율이 1.0면적% 이상이다.

Description

강 부재 및 그의 제조 방법{STEEL MEMBER AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 강 부재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 본 발명은 후(厚)강판에 대하여 용접 및 용접 후 열처리(PWHT)를 실시하여 얻어지는 강 부재, 특히 해당 PWHT가 고온 장시간이더라도 판 두께 중앙부의 강도 및 인성이 우수한 강 부재와, 그의 제조 방법에 관한 것이다.

석유 정제를 비롯한 화학 공업에서 이용하는 중·고온 압력 용기는, 조업의 고능률화를 목적으로, 더한층의 내고온고압화가 요구되는 경향이 있다. 따라서, 상기 압력 용기 등의 강 부재에 사용되는 강판은 후육(厚肉)화나 고강도화가 요구된다. 또한 안전성의 관점에서, 상기 강 부재에 대하여 높은 레벨의 인성도 요구된다.

이들 고강도 등을 얻기 위해서, 상기 강판에는 불림이나 담금질이 실시된다. 그러나 상기 강판의 판 두께가 두꺼우면, 불림 또는 담금질 시의 강판 내부(특히 판 두께 중앙부)의 냉각 속도가 작아, 고강도 등이 얻어지기 어렵다는 문제가 있다. 또한 상기 압력 용기 등의 강 부재는, 상기 강판을 용접한 후, 변형 제거를 위해서 응력 제거 소둔(용접 후 열처리, 이하 「PWHT」라고 하는 경우가 있음)이 실시되어 얻어진다. 상기 강판의 판 두께가 두꺼우면, 변형 제거를 위해서 PWHT를 장시간 필요로 한다. 그러나 PWHT가 장시간 실시된 강 부재는, 인성 등이 저하된다는 문제가 있다.

이들 문제를 해소하기 위해, 종래 행해져 온 불림을 담금질로 변경하여 판 두께 내부의 냉각 속도를 높이는 것이 생각된다. 그러나 강판의 판 두께가 두꺼운 경우, 해당 수단으로도 냉각 속도를 충분히 빠르게 할 수 없어, 고강도화나 고인성화의 요구에 충분히 대응할 수 없다.

또한, 고인성을 확보하는 방법으로서, 합금 원소량을 높이는 것을 들 수 있다. 상기 압력 용기 등의 강 부재에는, 합금 원소로서 Cr 및 Mo를 포함하는 Cr-Mo 강이 이용된다. 상기 Cr-Mo 강으로서, 예컨대 2.25 Cr-1.0 Mo 강을 이용한 경우에는, 인성의 확보가 어려운, 후강판의 판 두께 중앙부에서도 양호한 인성이 얻어진다는 것이 알려져 있다. 그러나 최근에는, 자원 절약화나 비용 저감의 지향이 높아지고 있다. 따라서, 상기 2.25 Cr-1.0 Mo 강보다도 합금 원소량을 억제한 Cr-Mo 강(예컨대 1.25 Cr-0.5 Mo 강)을 이용하는 것을 전제로, 판 두께 중앙부의 강도와 인성이 우수한 강 부재를 실현하는 것이 강하게 요구되고 있다.

상기 과제에 대하여, 합금 원소량을 억제하면서 화학 성분을 적정히 조정하는 것에 의해서, 고강도나 고인성을 달성하는 기술이 제안되어 있다. 예컨대 특허문헌 1 및 2에는, 인성 확보가 어려운 1.25 Cr-0.5 Mo 레벨의 성분 조성의 강을 대상으로, 저온 인성을 개선하는 기술이 나타나 있다.

특허문헌 1에는, Nb 및 Ca를 첨가함으로써, 담금질성을 확보하고, 또한 SR(Stress Relief, 응력 제거 소둔) 시의 특성 저하의 억제를 도모한 기술이 나타나 있다. 그러나 이 기술을, 조괴(造塊)법으로의 주조가 주가 되는 극후재(極厚材)에 적용하면, 상기 Ca가 조대한 개재물을 형성하여, 인성에 악영향을 미칠 염려가 있다. 따라서, 판 두께가 보다 큰 강 부재의 판 두께 중앙부의 인성을 안정되게 확보하는 것은 어렵다고 생각된다.

또한 특허문헌 2에는, 제조 공정에 있어서, 담금질 전에 제어 압연, 또는 제어 압연 + 가속 냉각을 실시하는 것에 의해, 오스테나이트 입경을 미세화하여, 저온 인성을 확보한 기술이 나타나 있다. 그러나 이 기술에서는, 판 두께가 100mm를 초과하는 극후재를 제조하는 경우, 상기 제어 압연은 압연 라인의 생산성을 현저히 저하시키기 때문에, 실용적이라고는 말하기 어렵다.

일본 특허 제2743765호 공보 일본 특허공개 2000-345281호 공보

본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 후강판을 이용하여 얻어지는 강 부재로서, 해당 강 부재의 제조 공정에 있어서, 용접 후의 PWHT를 장시간(특히 고온 장시간)으로 한 경우에도, 강재 내부(판 두께 중앙부)가 고강도이면서 고인성인 강 부재와, 그의 제조 방법을 확립하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 강 부재는,

C: 0.12%(질량%의 의미. 화학 성분에 대하여 이하 동일) 이상 0.18% 이하,

Si: 0.50% 이상 0.80% 이하,

Mn: 0.40% 이상 0.70% 이하,

P: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음),

S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),

Al: 0.040% 이상 0.080% 이하,

Cu: 0.05% 이상 0.40% 이하,

Ni: 0.05% 이상 0.40% 이하,

Cr: 1.25% 이상 1.50% 이하,

Mo: 0.45% 이상 0.65% 이하,

N: 0.0030% 이상 0.0060% 이하, 및

B: 0.0003% 이상 0.0010% 이하

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물이며,

판 두께 중앙부에서의 조직이 하기 (a)∼(d) 모두를 만족시킨다는 점에 특징을 갖는다.

(a) 조직이 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽이다.

(b) 인접하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경이 20μm 이하이다.

(c) 입계 탄화물의 최대 직경이 0.8μm 이하이다.

(d) 입계 탄화물의 분율이 1.0면적% 이상이다.

상기 강 부재는, 추가로 V를 0% 초과 0.030% 이하 포함하고 있어도 된다.

본 발명은 상기 강 부재의 제조 방법도 포함하는 것이다. 해당 제조 방법은,

상기 강 부재의 성분 조성을 갖는 강편을 열간 압연하는 것;

상기 열간 압연 후에, 담금질을, 가열 온도: 900℃ 이상 950℃ 이하, 또한 해당 가열 온도에서의 유지 시간: 60분 이상의 조건에서 행하는 것;

상기 담금질 후에, 용접 및 용접 후 열처리를 행하는 것;

을 포함한다는 점에 특징을 갖는다.

상기 담금질 후, 추가로 620℃ 이상 A_C1점 이하의 온도에서 템퍼링을 행해도 된다.

상기 용접 후 열처리를, 하기 식(1)로 표시되는 P값이 20 이상이 되는 가열 온도 및 가열 시간에서 행하는 경우이더라도, 우수한 특성을 나타내는 강 부재를 얻을 수 있다.

P값 = T×(20+logt)×10^- ³ …(1)

[식 중, T: 가열 온도(K), t: 가열 시간(hr)]

본 발명에 의하면, 후강판을 이용하여 얻어지는 강 부재로서, 해당 강 부재의 제조 공정에 있어서, 용접 후의 PWHT를 장시간(특히 고온 장시간)으로 한 경우에도, 강재 내부(판 두께 중앙부)가 고강도이면서 고인성인 강 부재가 얻어진다. 따라서, 후강판을 이용하여, 고온 장시간의 PWHT가 실시되더라도 고강도이면서 고인성을 나타내는 중·고온 압력 용기 등을 제공할 수 있다.

또, 본 발명의 강 부재는, 합금 원소량이 억제되어 있기 때문에, 자원 절약화 및 비용 저감에 기여한다.

본 발명자는, 합금 원소량이 상기 2.25 Cr-1.0 Mo 강보다도 억제된 Cr-Mo 강(예컨대 1.25 Cr-0.5 Mo 레벨의 강)으로 이루어지고, 또한 판 두께가 90mm 이상인 후강판(이하, 간단히 「강판」이라고 하는 경우가 있음)을 이용하는 것을 전제로, 해당 후강판에 대하여, 특히 장시간의 PWHT를 실시한 경우이더라도, 판 두께 중앙부의 인성(저온 인성)과 강도가 우수한 강 부재를 얻기 위해서, 예의 연구를 거듭했다.

그 결과, 강 부재의 판 두께 중앙부의 고인성을 확보하기 위해서는, 특히,

·미세한 조직으로 한다. 상세하게는 (a) 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽으로 함과 더불어, (b) 인접하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경(이하, 간단히 「대각 입계 사이즈」라고 하는 경우가 있음)을 20μm 이하로 하는 것;

·조대화되기 쉽고 파괴의 기점이 되기 쉬운 입계 탄화물의 미세화를 도모한다. 상세하게는 (c) 입계 탄화물의 최대 직경을 0.8μm 이하로 하는 것; 및

·템퍼링 취화 감수성의 억제(이하, 「템퍼링 취화의 억제」, 「입계 파괴(입계 균열)의 억제」라고도 함)를 도모한다. 상세하게는, 후술하는 성분 조성을 만족시키도록 하는 것;

이 유효하다는 것을 발견했다.

또한, 강 부재의 판 두께 중앙부의 고강도를 확보하기 위해서는, 특히,

·미세한 조직으로 한다. 상세하게는 (a) 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽으로 하는 것;과 더불어,

·입계 탄화물의 분율을 제어한다. 상세하게는 (d) 입계 탄화물의 분율을 1.0면적% 이상으로 하는 것;

이 유효하다는 것을 발견했다.

이하에서는, 본 발명의 강 부재의, 판 두께 중앙부의 조직(마이크로 조직)에 관한 상기 (a)∼(d)에 대하여 우선 설명한다.

한편, 이하의 설명에서는, 「판 두께 중앙부의 조직」을 간단히 「조직」이라고 한다. 또한, 하기에 나타내는 특성, 즉 강도, 인성(저온 인성)은 강 부재(즉, 후강판에 대하여 용접 및 PWHT를 실시한 후)의 적어도 판 두께 중앙부의 각 특성을 말하는 것으로 한다.

[(a) 조직이 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽으로 이루어지고, 또한 (b) 인접하는 2개의 결정의 방위차(결정 방위차)가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경이 20μm 이하]

상기 템퍼링 베이나이트나 템퍼링 마텐자이트는 미세한 조직이며, 특히 극후재의 판 두께 중앙부의 강도 및 인성을 확보하는 데 유효한 조직이다. 본 발명의 강 부재는 조직이 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽이며, 그 밖의 조직으로서 폴리고날 페라이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 등은 실질적으로 포함되지 않는다. 상기 폴리고날 페라이트가 존재하는 경우, 결정립 사이즈가 조대한 상부 베이나이트 조직이 주체가 되어, 양호한 인성을 확보할 수 없다.

판 두께 중앙부의 조직을, 전술한 바와 같이, 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽으로 함으로써, 조직의 미세화를 도모할 수 있지만, 본 발명에서는, 조직의 확실한 미세화에 의해 고인성을 얻기 위해서, 판 두께 중앙부의 조직(즉, 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽)의 대각 입계 사이즈를 20μm 이하로 한다.

템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 조직의 경우, 일반적으로는, 인접하는 2개의 결정의 방위차(결정 방위차)가 15° 이상인, 이른바 대각 입계는, 인접하는 2개의 결정 방위차가 크기 때문에, 취성 파괴의 진전이 만곡(灣曲)되고, 취성 파괴의 파면 단위가 작아져, 인성 향상에 기여한다. 본 발명에서는, 일정 영역당에서 차지하는 대각 입계를 늘려, 인성을 충분히 향상시키기 위해서, 상기한 바와 같이, 대각 입계 사이즈(상기 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경)를 20μm 이하로 한다. 해당 대각 입계 사이즈는, 후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, EBSP(Electron Back Scattering Pattern)법을 이용하여 측정할 수 있다. 해당 대각 입계 사이즈는, 바람직하게는 15μm 이하, 보다 바람직하게는 13μm 이하이다. 대각 입계 사이즈의 하한은 제조상 대략 10μm 정도가 된다.

[(c) 입계 탄화물의 최대 직경이 0.8μm 이하, 또한 (d) 입계 탄화물의 분율이 1.0면적% 이상]

본 발명의 강 부재는, 전술한 바와 같이, PWHT(특히 장시간의 PWHT, 나아가서는 고온 장시간의 PWHT)를 받은 것이다. 강 부재를 구성하는 Cr-Mo 강은, PWHT를 받으면, 일반적으로 M₂₃C₆의 입계 탄화물을 생성한다. 이 PWHT의 조건이 고온, 장시간과 같은 엄격한 조건이 되면, 상기 입계 탄화물은 조대화되어서 파괴의 기점이 되기 쉬워, 인성 열화를 초래한다. 본 발명에서는, 강 부재의 판 두께 중앙부에 있어서, 입계 탄화물의 최대 직경을 0.8μm 이하로 하는 것에 의해, 우수한 인성을 확보한다. 해당 입계 탄화물의 최대 직경은, 바람직하게는 0.6μm 이하, 보다 바람직하게는 0.5μm 이하이다. 한편, 상기 입계 탄화물의 최대 직경의 하한은, 본 발명에서 규정하는 성분 조성 및 제조 조건의 범위 내에서, 대략 0.2μm 정도이다.

또한, 입계 탄화물량이 지나치게 적으면, 강 부재의 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, 입계 탄화물의 분율(후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 판 두께 중앙부의 전체 조직에서 차지하는 입계 탄화물의 비율)은 1.0면적% 이상으로 한다. 해당 입계 탄화물의 분율은, 바람직하게는 2.0면적% 이상이다. 한편, 입계 탄화물의 분율은 C량의 증가에 수반하여 증가하지만, C량이 증가하면 탄화물이 조대해져, 인성의 저하를 초래하기 쉽다. 따라서 인성 확보의 관점에서, 하기에 나타내는 바와 같이 C량의 상한을 규정하고 있으며, 해당 C량의 범위 내에서, 입계 탄화물의 분율의 상한은 5.0면적% 정도가 된다.

본 발명에서는, 판 두께 중앙부의 조직을 상기한 바와 같이 제어할 필요가 있지만, 그 밖의 부위(예컨대 판 두께 표층부 등)의 조직에 대해서는 특별히 한정되지 않는다. 한편, 판 두께 중앙부보다 표층측의 부분은, 판 두께 중앙부보다도 일반적으로 담금질 시의 냉각 속도가 크기 때문에, 판 두께 중앙부보다도 미세한 조직이 얻어지기 쉬워, 강도, 인성 모두 판 두께 중앙부보다도 좋아지는 경향이 있다.

판 두께 중앙부에서, 상기 (a) 및 (b)의 미세한 조직을 얻기 위해서는, 화학 성분으로서 특히, 후술하는 양의 B를 함유시켜, 프리 B(고용 B)로서 존재시키는 것에 의해서 담금질성을 높이는 것이 필요하다. 그것을 위해서는, 프리 B를 확보하기 위해서, B와 결합하여 BN을 형성하기 쉬운 N을, 후술하는 양의 Al을 첨가하여 AlN으로서 고정하는(이 AlN은, 담금질 시에 구 오스테나이트(γ)립의 조대화를 억제하여, 미세한 조직을 얻기 위해서 유용하다) 것이 중요하다. 또 제조 조건으로서, 이후에 상술하는 바와 같이, 담금질 시의 가열 온도 및 가열 유지 시간을 적정히 제어하는 것이 중요하다.

또한 상기 (c) 및 (d)대로의 입계 탄화물의 사이즈·분율을 달성하기 위해서는, C량이나 Cr량의 제어가 필요하다.

또, 템퍼링 취화 감수성을 억제하여 인성을 확보하기 위해서는, Si 등의 함유량의 제어가 필요하다.

이하에서는 우선, 이들 조직이나 특성의 확보에 필요한, 강 부재의 (화학) 성분 조성에 대하여 설명한다.

[C: 0.12% 이상 0.18% 이하]

C는, 후강판의 담금질 시에, 냉각 속도가 작은 판 두께 중앙부에서도, 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽을 얻기 위해서 필요한 원소이다. 또한, 입계 탄화물을 확보하여, 충분한 모재 강도를 얻기 위해서도 필요한 원소이다. 이들 효과를 충분히 발휘시키기 위해, C량을 0.12% 이상으로 한다. C량은, 바람직하게는 0.13% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나 C량이 과잉이면, 장시간의 PWHT 후에, 입계 탄화물의 조대화를 초래하여, 인성이 열화된다. 또한, 강판의 용접 시에 용접 균열이 생기기 쉬워진다. 따라서 C량은 0.18% 이하로 한다. C량은, 바람직하게는 0.17% 이하, 보다 바람직하게는 0.16% 이하이다.

[Si: 0.50% 이상 0.80% 이하]

Si는, 강 부재의 모재 강도(즉, 판 두께 중앙부의 강도) 향상에 유효한 원소이다. 또한 탈산재로서 이용되는 원소이기도 하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Si량은 0.50% 이상으로 한다. Si량은, 바람직하게는 0.55% 이상, 보다 바람직하게는 0.60% 이상이다. 그러나, Si 함유량이 과잉이 되면, 템퍼링 취화 감수성이 높아져, 인성이 열화되기 때문에, 0.80% 이하로 한다. Si량은, 바람직하게는 0.75% 이하, 보다 바람직하게는 0.70% 이하이다.

[Mn: 0.40% 이상 0.70% 이하]

Mn은, 오스테나이트를 안정화시키고, 변태 온도를 저온화시킴으로써, 담금질성을 향상시켜 미세한 조직을 얻고, 그 결과, 강도와 인성을 확보함에 있어서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해, Mn은 0.40% 이상 함유시킨다. Mn량은, 바람직하게는 0.45% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.48% 이상이다. 그러나 Mn을 과잉으로 함유시키면, 템퍼링 취화 감수성이 높아져, 인성이 열화된다. 따라서, Mn량의 상한을 0.70%로 한다. Mn량은, 바람직하게는 0.65% 이하, 보다 바람직하게는 0.60% 이하이다.

[P: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음)]

불가피적 불순물인 P는, 모재와 용접부의 인성에 악영향을 미침과 더불어, 특히 강 부재의 입계에 편석하여, 입계 균열을 초래하고, 인성을 열화시킨다. 이러한 문제를 초래하지 않도록, P량은 0.015% 이하로 억제한다. P량은, 바람직하게는 0.010% 이하이다.

[S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)]

S는, MnS를 형성하여, 강판의 용접 시에 용접 균열을 초래하기 쉬운 원소이다. 따라서 S는, 가능한 한 적은 편이 바람직하고, S 함유량은 0.005% 이하, 바람직하게는 0.003% 이하로 억제한다.

[Al: 0.040% 이상 0.080% 이하]

Al은, 전술한 바와 같이, 본 발명에서는 매우 중요한 원소이며, 담금질 시에 N을 AlN으로서 고정하여, 프리 B에 의한 담금질성 확보에 필요한 원소이다. 또한, AlN은, 담금질 시의 구 γ립의 조대화를 억제하여, 미세한 조직을 얻기 위해서 유용하다. 또 Al은 탈산에 필요한 원소이기도 하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Al량을 0.040% 이상으로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.045% 이상, 보다 바람직하게는 0.050% 이상이다. 한편, Al량이 과잉이 되면, 알루미나계의 조대한 개재물이 형성되어 인성이 저하된다. 따라서 Al량은 0.080% 이하로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.075% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.071% 이하이다.

[Cu: 0.05% 이상 0.40% 이하, 및 Ni: 0.05% 이상 0.40% 이하]

Cu 및 Ni는, 인성을 크게 손상시키는 일 없이, 강도를 높이는 데 유효한 원소이다. 이 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Cu를 0.05% 이상(바람직하게는 0.10% 이상, 보다 바람직하게는 0.11% 이상, 더 바람직하게는 0.20% 이상), 또한 Ni를 0.05% 이상(바람직하게는 0.10% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상, 더 바람직하게는 0.16% 이상) 함유시킨다. 단, 이들 원소의 다량의 첨가는 비용 상승을 초래하기 때문에, Cu, Ni 각각의 함유량의 상한은 0.40% 이하로 한다. Cu량은, 보다 바람직하게는 0.37% 이하, 더 바람직하게는 0.30% 이하이다. 또한 Ni량은, 보다 바람직하게는 0.38% 이하, 더 바람직하게는 0.30% 이하이다.

[Cr: 1.25% 이상 1.50% 이하]

Cr은, PWHT에 의한 탄화물의 조대화를 억제하여, 강 부재의 인성을 확보하는 데 유효한 원소이다. 또한, 중·고온역에서의 강도의 확보, 나아가서는 내식성의 향상에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Cr을 1.25% 이상 함유시킨다. Cr량은, 바람직하게는 1.35% 이상, 보다 바람직하게는 1.39% 이상이다. 한편, Cr을 과잉으로 함유시키면, 템퍼링 취화 감수성이 높아지고, PWHT 후에 입계 파괴가 생기기 쉬워져, 인성에 악영향을 미친다. 또한 과잉의 Cr은, 가공성이나 용접성의 저하, 나아가서는 제조 비용의 상승을 초래한다. 따라서, Cr량은 1.50% 이하로 한다. Cr량은, 바람직하게는 1.45% 이하, 보다 바람직하게는 1.40% 이하이다.

[Mo: 0.45% 이상 0.65% 이하]

Mo는, 담금질성을 높임과 더불어, 템퍼링 취화의 억제에 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Mo를 0.45% 이상 함유시킬 필요가 있다. Mo량은, 바람직하게는 0.50% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.55% 이상이다. 한편, Mo량이 0.65%를 초과하더라도 효과의 향상은 작고, 제조 비용의 상승으로 이어지기 때문에, Mo량의 상한은 0.65%로 한다. Mo량은, 바람직하게는 0.62% 이하, 보다 바람직하게는 0.60% 이하이다.

[N: 0.0030% 이상 0.0060% 이하]

N은, Al과 함께 본 발명에 중요한 원소이다. AlN을 생성하여, 담금질 시에 N을 고정하는 것에 의해, 프리 B에 의한 담금질성 향상 효과를 최대한 발휘시킬 수 있다. 또한 AlN은, 담금질 시의 구 γ립의 조대화를 억제하여, 미세한 조직을 얻기 위해서 유용하다. N량이 0.0030% 미만이면, AlN이 부족해져, 구 γ립이 조대해지고, 그 결과, 미세한 조직이 얻어지지 않아 인성이 열화된다. 따라서, N량은 0.0030% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0035% 이상, 보다 바람직하게는 0.0040% 이상이다. 한편, N량이 0.0060%를 초과하면, Al에 의한 N 고정 효과가 얻어지지 않고, BN이 생성되어 버려, 프리 B에 의한 담금질성 향상 효과가 저해되어서, 조직이 조대화되어, 인성이 열화된다. 따라서 N량은 0.0060% 이하로 한다. N량은, 바람직하게는 0.0055% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다.

[B: 0.0003% 이상 0.0010% 이하]

B는, 전술한 바와 같이, 프리 B(고용 B)로서 존재시킴으로써, 담금질성을 높여, 특히 담금질 시의 냉각 속도가 느린 후강판의 판 두께 중앙부에서도 미세한 조직을 얻을 수 있고, 그 결과, 상기 판 두께 중앙부에서도 우수한 인성을 확보할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 전술한 Al 및 N의 함유량과 후술하는 담금질 조건을 제어하는 것을 전제로 하더라도, B는 0.0003% 이상 필요하다. B량은, 바람직하게는 0.0005% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0007% 이상이다. 한편, B를 과도하게 함유시키면, 오히려 담금질성이 저하되는 경우나, 용접 균열 등을 초래하는 경우가 있기 때문에, B량의 상한은 0.0010%로 한다. B량은, 바람직하게는 0.0009% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0008% 이하이다.

본 발명의 강 부재는 상기 성분을 함유하고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 상기 원소에 더하여 추가로, 하기에 나타내는 바와 같이 V를 적량 함유시켜도 된다.

[V: 0% 초과 0.030% 이하]

V는, 탄화물, 질화물을 형성하여 강도 향상에 기여함과 더불어, 담금질성을 높여 미세한 조직을 얻는 데에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, V량을 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. V량은, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 한편, V의 과잉인 첨가는 비용의 상승을 초래하기 때문에, 상한은 0.030%로 하는 것이 바람직하다. V량은, 보다 바람직하게는 0.028% 이하, 더 바람직하게는 0.020% 이하이다.

다음으로, 본 발명의 강 부재의 제조 방법에 대하여 설명한다.

상기 강 부재의 성분 조성을 갖는 강편을 통상적 방법에 의해 열간 압연하여 후강판을 얻은 후, 해당 후강판에 대하여, 담금질(필요에 따라 추가로 템퍼링)을 행한다. 상기 후강판의 판 두께는 90mm 이상(나아가서는 100mm 이상, 특히 120mm 이상)이다.

강 부재의 상기 (a) 및 (b)에서 규정한 미세한 조직을 얻기 위해서는, 제조 공정에 있어서, 해당 강 부재에 이용되는 후강판에 대하여, 하기의 조건에서 담금질을 행할 필요가 있다.

[담금질 시의 가열 온도: 900∼950℃, 가열 유지 시간: 60분 이상]

담금질 시의 가열 온도를 900∼950℃(특히 900℃ 이상으로 하는 것), 또한 가열 유지 시간을 60분 이상으로 하는 것에 의해서, 구 γ립을 어느 정도 성장시킬 수 있고, 그 결과, 담금질성이 향상되어, 미세한 조직을 얻을 수 있다.

담금질 시의 가열 온도가 900℃를 하회하면, 담금질 시의 구 γ립이 미세한 채이기 때문에, 후강판의 판 두께 중앙부와 같이 냉각 속도가 느린 부분에서는, 미세한 조직이 얻어지지 않아, 우수한 인성을 확보할 수 없다. 따라서, 담금질 시의 가열 온도는 900℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 910℃ 이상이다. 한편, 가열 온도가 950℃를 초과하면, AlN으로서 고정되어 있던 N이 일부 고용되어, B와 결합하여 BN이 되어, 프리 B에 의한 담금질성 향상 효과가 얻어지지 않는다. 그 결과, 미세한 조직이 얻어지지 않아, 인성이 열화된다. 따라서, 담금질 시의 가열 온도는 950℃ 이하로 한다. 바람직하게는 940℃ 이하이다.

또한, 가열 온도가 상기 범위 내이더라도, 해당 가열 온도에서의 유지 시간(가열 유지 시간)이 60분보다 짧으면 구 γ립이 미세한 채이기 때문에, 소정량의 B를 포함하고 있더라도 충분한 담금질성이 얻어지지 않고, 그 결과, 조직이 조대화되어 인성이 열화된다. 따라서 가열 유지 시간은 60분 이상으로 한다. 바람직하게는 80분 이상이다. 가열 유지 시간의 상한은 생산성 등의 관점에서 150분 정도이다.

한편, 상기한 바와 같이 담금질 시의 조건을 제어하여, 구 γ 입경을 50∼100μm 정도의 범위 내로 하면, 미세한 조직이 용이하게 얻어지기 때문에 바람직하다.

상기 담금질에 계속해서 템퍼링을 행하는 경우, 템퍼링은 하기의 조건에서 행할 것이 추천된다.

[템퍼링 온도: 620℃ 이상 A_C1점 이하]

상기 담금질에서는, 판 두께에 관계없이 표층 근방은 냉각 속도가 커서, 표층의 경도가 단단해지기 쉽기 때문에, 담금질 후, 템퍼링을 행하는 것에 의해 강판의 굽힘 가공 등의 가공성을 향상시킬 수 있다. 따라서, 강 부재의 제조 공정에 있어서, 해당 강판의 가공성을 향상시키는 관점에서는, 표층의 경도를 줄이기 위해서 템퍼링을 행하는 것이 바람직하다. 템퍼링의 조건으로서는, 템퍼링 온도를 620℃ 이상 A_C1점 이하로 하는 것이 바람직하다. 템퍼링 온도를 620℃ 이상으로 하는 것에 의해, 표층의 경도가 충분히 저감되어, 양호한 가공성을 확보할 수 있다. 템퍼링 온도는, 보다 바람직하게는 700℃ 이상이다. 한편, 템퍼링 온도가 A_C1점을 초과하면, 조직의 일부가 역변태되고, 그 후 공냉되기 때문에, 폴리고날 페라이트가 혼재하게 된다. 그 결과, 강도 저하를 초래하고, 또한 역변태부는 조직이 거칠기 때문에, 인성 저하도 초래한다. 따라서, 템퍼링 온도의 상한은 A_C1점으로 하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도는, 보다 바람직하게는 750℃ 이하이다.

한편, 상기 A_C1점은, A_C1점 = 723-14×[Mn]+22×[Si]-14.4×[Ni]+23.3×[Cr](단, 상기의 [Mn], [Si], [Ni] 및 [Cr]은, 각각 Mn, Si, Ni 및 Cr의 함유량(질량%)을 나타냄)의 식으로부터 산출된다.

본 발명의 강 부재는, 상기 담금질(나아가서는 필요에 따라 템퍼링)을 행하여 얻어진 후강판에 대하여, 일반적으로 행해지고 있는 방법으로 용접, 나아가서는 전술한 바와 같이 변형을 제거하기 위해서 용접 후 열처리(PWHT)를 실시하여 얻어진다. 상기 PWHT의 조건으로서, 가열 온도: 600∼690℃, 가열 시간: 5시간∼22시간으로 하는 것을 들 수 있다. 본 발명은 특히, 하기 식(1)로 표시되는 P값(Hollomon-Jaffe 파라미터라고 불리는 값)이 20 이상이 되는 고온 장시간의 엄격한 조건(예컨대, 온도: 680℃ 이상이면서 가열 시간 20시간 이상인 경우, P값은 20.3)의 PWHT를 실시한 경우에, 본 발명의 효과가 충분히 발휘된다.

P값 = T×(20+logt)×10^-3 …(1)

[식 중, T: 가열 온도(K), t: 가열 시간(hr)]

본 발명은, PWHT(특히 고온 장시간의 PWHT) 후에, 판 두께 중앙부의 강도 및 인성의 확보가 어려운 후육재를 대상으로 하는 것이다. 따라서, 상기 후강판을 이용하여 얻어지는 강 부재도 판 두께가 90mm 이상(나아가서는 100mm 이상, 특히 120mm 이상)인 것을 대상으로 한다.

본 발명의 강 부재는, 예컨대 석유 정제를 비롯한 화학 공업에서 이용하는 중·고온 압력 용기 등으로서 이용할 수 있다.

본원은 2012년 11월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2012-247775호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2012년 11월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2012-247775호의 명세서의 모든 내용이 본원의 참고를 위해 원용된다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1에 나타내는 (화학) 성분 조성(잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 표 1 중의 공란은 원소를 첨가하고 있지 않은 것을 나타내고 있다)을 만족시키는 강편에 대하여, 통상적 방법에 의해 열간 압연을 실시한 후, 표 2에 나타내는 조건에서 담금질을 행하여, 표 2에 나타내는 판 두께(이 판 두께는 강 부재를 모의한 시험편의 판 두께이기도 함)의 강판을 얻었다. 하기 표 2 및 표 3에 있어서의 강 No. A1-13 이외의 예에서는, 추가로 표 2 또는 표 3에 나타내는 조건에서 템퍼링을 행했다. 한편, 담금질 시 및 템퍼링 시의 가열 온도는, 강판의 판 두께 중심부의 온도이며, 열처리로의 노 내 분위기 온도와 재로(在爐) 시간으로부터 차분법에 의해 계산하거나, 실험로를 이용한 경우는 동일 판 두께의 더미(dummy)재에 열전대를 꽂아 넣어 실측한 온도이다.

나아가, 용접 후의 PWHT를 모의하여, 대차형 전기로(대기 분위기)로, 가열 온도: 690℃에서 가열 유지 시간: 22시간(현재 실시되고 있는 조건 중에서도 현저하게 엄격한 조건. 이 경우, P값은 20.6임)의 조건에서 열처리를 행하여, 강 부재를 모의한 시험편을 얻었다. 실온으로부터 상기 가열 온도까지의 승온 속도와, 상기 가열 온도로부터 실온까지의 강온 속도는, 모두 55℃/hr 이하로 했다.

한편, 강 부재를 제조할 때, 상기 강판을 용접하고 나서 PWHT를 실시하지만, 해당 용접으로서 예컨대 다층 용접이 실시된 후, 해당 용접은 강 부재(용접열 영향부도 포함함)의 특성(특히 인성)에 악영향을 미치는 일은 적기 때문에, 본 실시예에서는, 용접에 관한 열처리는 실시하지 않고서 시험편을 제작했다.

상기와 같이 해서 얻어진 시험편을 이용하여, 금속 조직의 평가, 인장 시험 및 샤르피 충격 시험을 하기의 요령으로 실시했다. 또한, 강판의 가공성(강 부재의 제조 공정에서 요구될 수 있는 특성)을 평가하기 위해, 상기 PWHT 실시 전의 강판을 이용하여 표층 경도의 측정을 행했다.

[금속 조직의 관찰]

금속 조직의 관찰은 이하와 같이 하여 실시했다.

(1) 압연 방향에 평행하고 또한 강판 표면에 대하여 수직한, 강판 표리면을 포함하는 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 상기 강판으로부터 샘플을 채취했다.

(2) 습식 에머리 연마지(#150∼#1000)로의 연마, 또는 그와 동등한 기능을 갖는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해, 관찰면의 경면 마무리를 행했다.

(3) 연마된 샘플을, 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식시켜, 결정립계를 현출시켰다.

(4) t(판 두께)/2 부위에 있어서, 현출시킨 조직을 400배의 배율에서 사진 촬영했다(본 실시예에서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영). 다음으로, 촬영한 사진에서 구 오스테나이트립계에 폴리고날 페라이트가 생성되어 있는 것을 판별하여, 빈틈없이 검게 칠했다. 다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 취입했다(상기 사진의 영역은 400배의 경우, 150μm×200μm에 상당함). 화상 해석 장치로의 취입은, 어느 배율의 경우도, 영역의 합계가 1mm×1mm 이상이 되도록 취입했다(즉, 400배의 경우, 상기 사진을 적어도 35장 취입함).

(5) 화상 해석 장치에 있어서, 사진마다 흑색의 면적률을 산출하여, 모든 사진의 평균값을 폴리고날 페라이트(PF) 분율로 하고, 전체로부터 차감한 것을 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽(B+M)의 분율로 했다.

한편, 여기에서 말하는 템퍼링 베이나이트는, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 베이니틱 페라이트 등이 템퍼링된 조직을 말하지만, 일반적으로 템퍼링 마텐자이트도 포함하며, 이들 조직을 선별하는 것은 어렵고, 또한 PWHT 후에는 조직이 충분히 템퍼링되어 있기 때문에, 폴리고날 페라이트 이외의 조직을 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽(B+M)으로 했다. 한편, 본 실시예에서 사용한 어느 시험편에도, 펄라이트 조직은 포함되어 있지 않은 것을 확인했다.

[EBSP법에 의한 대각 입계 사이즈의 측정]

EBSP법을 이용하여, 인접하는 2개의 결정의 방위차(결정 방위차)가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경(대각 입계 사이즈)을 구했다. 그의 측정 요령은 이하와 같이 했다.

(3) TexSEM Laboratories사제의 EBSP 장치를 사용하여, 판 두께 방향의 t/2부에서 측정 범위: 200×200μm, 0.5μm 피치로, 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정립계로 해서, 해당 결정립계로 둘러싸인 결정립(대경각립)의 사이즈를 측정했다. 이때, 측정 방위의 신뢰성을 나타내는 콘피던스·인덱스가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상으로부터 제외했다.

(4) 이렇게 해서 구해지는 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 사이즈의 평균값을 산출하여, 본 발명에 있어서의 「(템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽의) 인접하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경」으로 했다. 한편, 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 사이즈가 1.0μm 이하인 경우는 측정 노이즈라고 판단하여, 평균값 계산의 대상으로부터 제외했다.

[입계 탄화물의 사이즈와 분율의 측정]

입계 탄화물의 사이즈와 분율은 하기와 같이 측정했다.

(4) t(판 두께)/2 부위에 있어서, 현출시킨 조직을 1000배의 배율에서 사진 촬영했다(본 실시예에서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영). 다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 취입했다(상기 사진의 영역은 1000배의 경우, 60μm×80μm에 상당함). 화상 해석 장치로의 취입은 영역의 합계가 0.4mm×0.4mm 이상이 되도록 취입했다(즉, 1000배의 경우는 상기 사진을 적어도 35장 취입함).

(5) 화상 해석 장치에 있어서, 사진마다 입계 탄화물의 사이즈(단축 길이) 및 면적률을 산출하여, 모든 사진의 입계 탄화물 사이즈의 최대값을 산출하고, 또한 해당 입계 탄화물의 면적률의 평균값을 입계 탄화물의 분율로 했다.

[인장 시험(인장 특성의 평가)]

t(판 두께)/2의 부위로부터 압연 직각 방향으로 원형 봉 인장 시험편을 채취하고, ASTM A370의 요령으로 인장 시험을 행하여, 항복 강도 및 인장 강도를 측정했다. 그리고, 항복 강도가 310MPa 이상, 또한 인장 강도가 515MPa 이상인 경우를 고강도(인장 특성이 우수)라고 평가했다.

[샤르피 충격 시험(충격 특성의 평가)]

t(판 두께)/2의 부위로부터 압연 직각 방향으로 풀 사이즈의 V 노치 시험편을 채취하고, ASTM A370의 요령으로 시험 온도 -10℃에서 샤르피 충격 시험을 행하여, 흡수 에너지를 측정했다. 한편, 흡수 에너지는 3개의 시험편의 평균값을 채용했다. 그리고, 흡수 에너지가 100J 이상인 경우를 인성이 우수(충격 특성이 우수)하다고 평가했다.

[표층 경도의 측정(강판의 가공성의 평가)]

강판의 가공성을 평가하기 위해, PWHT 실시 전의 강판을 이용하여, 표면으로부터 1mm 깊이의 위치에서, ASTM 370의 요령으로 브리넬 경도 시험을 행했다. 그리고, HB250 이하인 경우, 가공성이 우수(○)하다고 평가하고, HB250 초과인 경우, 가공성은 통상 레벨(△)이라고 평가했다.

이들의 결과를 표 2 및 표 3에 나타낸다.

표 1∼3으로부터 다음을 알 수 있다. 즉, A1-1, A1-2, A1-4, A1-5, A1-8, A1-9, A1-11∼A1-13 및 A2∼A14의 본 발명예는, 규정의 성분 조성을 만족시키는 강을 이용하여, 규정의 조건에서 제조하고 있기 때문에, 얻어진 강 부재는 규정의 조직을 만족시키고 있어, 강 부재의 판 두께가 두꺼움에도 불구하고, 판 두께 중앙부에서 우수한 강도와 인성이 얻어졌다.

한편, A1-13과 그 밖의 본 발명예의 대비로부터, 우수한 가공성을 얻기 위해서는, 규정의 조건에서 템퍼링을 행하는 것이 바람직하다는 것을 알 수 있다.

이에 비하여, 상기 이외의 No.는, 성분 조성·제조 조건 중 어느 것인가가 벗어나 있기 때문에, 판 두께 중앙부에서의 인장 특성과 충격 특성 중 적어도 어느 하나가 뒤떨어졌다.

즉, A1-3은, 담금질 시의 가열 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 구 오스테나이트 입경이 미세한 채여서, 충분한 담금질성이 얻어지지 않고, 그 결과, 조직이 조대화되어 인성이 열화되었다.

A1-6은, 템퍼링 온도가 지나치게 높기 때문에, 폴리고날 페라이트가 형성되고, 또한 조직의 연화가 생겨, 강도와 인성 모두 뒤떨어지는 결과가 되었다.

A1-7은, 담금질 온도가 지나치게 낮기 때문에, 담금질 시의 구 γ립의 사이즈가 미세한 채이고, 그 결과, 미세한 조직이 얻어지지 않아, 인성을 확보할 수 없었다.

A1-10은, 담금질 온도가 지나치게 높기 때문에, AlN으로서 고정되어 있던 N이 일부 고용되어 B와 결합하여, 프리 B에 의한 담금질성 향상 효과가 얻어지지 않고, 그 결과, 미세한 조직이 얻어지지 않아, 인성이 열화되었다.

B1∼B15는, 하기에 상술하는 바와 같이, 성분 조성이 벗어나 있는 예이다.

B1은, C량이 부족하기 때문에, 조직으로서, 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽이 얻어지지 않고, 또한 입계 탄화물도 충분히 확보할 수 없어, 강도가 부족했다. 또한 B2는, C량이 과잉이기 때문에, 조대한 입계 탄화물이 형성되어, 인성이 열화되었다.

B3은, P량 및 S량이 과잉이기 때문에, 입계 균열이 생겨, 인성이 열화되었다. B4는, B량이 부족하기 때문에, 담금질성이 충분하지 않고, 그 결과, 미세한 조직이 얻어지지 않아, 인성이 저하되었다.

B5는, Cr량이 부족하기 때문에, 조대한 입계 탄화물이 형성되어, 인성이 열화되었다. B6은, Al량이 부족하기 때문에, 담금질 시에, AlN에 의한 구 γ립의 조대화 억제 효과가 얻어지지 않아, 미세한 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 인성이 열화되었다. B7은, Cr량이 과잉이기 때문에, 템퍼링 취화에 의한 입계 파괴가 생겨, 우수한 인성을 확보할 수 없었다.

B8은, Si량이 부족하기 때문에, 고강도를 확보할 수 없었다. B9는, Al량이 과잉이기 때문에, 조대한 개재물이 형성되어, 인성이 저하되었다. 또한 B10은, N량이 과잉이기 때문에, Al에 의한 N 고정 효과가 얻어지지 않아, BN이 생성되어 프리 B에 의한 담금질성 향상 효과가 저해되고, 그 결과, 조직이 조대화되어 인성이 열화되었다.

B11은, N량이 부족하기 때문에, 담금질 시에, AlN에 의한 구 γ립의 조대화 억제 효과가 얻어지지 않아, 미세한 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 인성이 열화되었다.

B12는 Si량이 과잉이기 때문에, B13은 Mn량이 과잉이기 때문에, B14는 Mo량이 부족하기 때문에, 또한 B15는 B량이 과잉이기 때문에, 모두 템퍼링 취화 감수성이 높아져, 인성이 열화되었다.

Claims

C: 0.12%(질량%의 의미. 화학 성분에 대하여 이하 동일) 이상 0.18% 이하,
Si: 0.50% 이상 0.80% 이하,
Mn: 0.40% 이상 0.70% 이하,
P: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),
Al: 0.040% 이상 0.080% 이하,
Cu: 0.05% 이상 0.40% 이하,
Ni: 0.05% 이상 0.40% 이하,
Cr: 1.25% 이상 1.50% 이하,
Mo: 0.45% 이상 0.65% 이하,
N: 0.0030% 이상 0.0060% 이하, 및
B: 0.0003% 이상 0.0010% 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물이며,
판 두께 중앙부에서의 조직이 하기 (a)∼(d) 모두를 만족시키는 것을 특징으로 하는 강 부재.
(a) 조직이 템퍼링 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트 중 적어도 한쪽이다.
(b) 인접하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 평균 원 상당 직경이 20μm 이하이다.
(c) 입계 탄화물의 최대 직경이 0.8μm 이하이다.
(d) 입계 탄화물의 분율이 1.0면적% 이상이다.
제 1 항에 있어서,
추가로, V: 0% 초과 0.030% 이하를 포함하는 강 부재.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강 부재의 제조 방법으로서,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강 부재의 성분 조성을 갖는 강편을 열간 압연하는 것;
상기 열간 압연 후에, 담금질을, 가열 온도: 900℃ 이상 950℃ 이하, 또한 해당 가열 온도에서의 유지 시간: 60분 이상의 조건에서 행하는 것;
상기 담금질 후에, 용접 및 용접 후 열처리를 행하는 것;을 포함하는 것을 특징으로 하는 강 부재의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 담금질 후, 추가로 620℃ 이상 A_C1점 이하의 온도에서 템퍼링을 행하는 강 부재의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 용접 후 열처리를, 하기 식(1)로 표시되는 P값이 20 이상이 되는 가열 온도 및 가열 시간에서 행하는 강 부재의 제조 방법.
P값 = T×(20+logt)×10^- ³ …(1)
[식 중, T: 가열 온도(K), t: 가열 시간(hr)]