KR20170095307A - 후육 고인성 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

후육 고인성 고강도 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

표면의 인성과 강판 내부의 강도, 인성을 양립시키는 기술을 제공하는 특정의 성분 조성을 갖고, 표면의 응고시에 있어서의 냉각 속도가 1℃/s 이하인 조건으로 주조되는 강 소재로부터 제조되고, 강판 표면에 있어서의 인성(ｖE－40)이 70J 이상이고, 판두께가 100㎜ 이상인, 강판 표면의 인성과 강판 내부의 강도, 인성이 우수한 후육 고인성 고강도 강판으로 한다.

Description

후육 고인성 고강도 강판 및 그의 제조 방법{THICK HIGH-TOUGHNESS HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 건축, 교량, 조선, 해양 구조물, 건산기(建産機), 탱크, 펜스톡(penstocks) 등 강제 구조물(steel structure)에 이용되는 후육 고인성 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 특히, 강판 표면의 인성과 강판 내부의 강도, 인성이 우수한 것이다. 또한, 본 강판은, 판두께 100㎜ 이상, 또한 항복 강도가 620㎫ 이상인 것이다.
건축, 교량, 조선, 해양 구조물, 건산기, 탱크, 펜스톡 등의 각 분야에서 강재가 사용되는 경우, 통상, 소망하는 형상이 되도록 강재는 용접된다. 최근, 강 구조물의 대형화가 현저하게 진전되고 있으며, 사용되는 강재의 고(高)강도화나 후육화가 현저하게 진행되고 있다.
판두께 100㎜ 이상의 후육 또한 고강도의 강판으로서, 판두께 중심부의 강도, 인성이 우수한 강판을 제조하고자 해도, 판두께 중심부는, 냉각 속도가 저하함으로써, 페라이트 등 비교적 저강도의 조직이 형성되기 쉬워진다. 그래서, 그러한 조직의 생성을 억제하기 위해, 다량의 합금 원소를 첨가하는 것이 필요해진다.
특히, 후육재(판두께 100㎜ 이상의 후육 강판)의 판두께 중심부의 강도와 인성을 만족시키기 위해서는, 퀀칭시에 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 판두께 중심부에 형성시키는 것이 중요하다. 이에는, Mn, Ni, Cr, Mo 등의 합금 원소를 다량으로 첨가할 필요가 있다.
또한, 강판 표면에 있어서는 판두께 중심부에 비해 냉각 속도가 빠르고 인성이 낮은 마르텐사이트 조직이 형성된다. 그 때문에, 판두께 100㎜ 이상의 고강도 강판에 있어서, 표면의 인성과 강판 내부의 강도, 인성을 양립시키는 것은 곤란하다.
본 특허에 관련된 강판을 기재한 문헌으로서, 예를 들면 다음의 2건의 비특허문헌이 존재한다. 비특허문헌 1에서는, 판두께 210㎜의 재료에 관한 기재가 있고, 비특허문헌 2에서는, 판두께 180㎜의 재료에 관한 기재가 있다.
신닛테츠기호오, 348(1993), 10-16 니혼코우칸기호오, 107(1985), 21-30
상기의 비특허문헌에는, 판두께 중심부의 강도, 인성이 양호한 것이 기재되어 있다. 그러나, 강판 표면의 인성(샤르피 충격 특성)에 대한 기술이 없다. 이러한 후육재는, 통상 퀀칭 템퍼링 프로세스로 제조되지만, 판두께 중심부에 비해 냉각 속도가 빠른 강판 표면에서는, 마르텐사이트 조직이 형성되고, 강판 표면의 인성(샤르피 충격 특성)이 저하하는 것을 고려하면, 상기의 비특허문헌에는, 강판 표면의 인성도 안정적으로 만족하는 강판을 제조하는 점이 기재되어 있지 않다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 그 목적은, 표면의 인성과 강판 내부의 강도, 인성을 양립시킨, 후육 고인성 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 항복 강도 620㎫ 이상, 또한 판두께 100㎜ 이상의 후강판을 대상으로, 강판 표면의 인성과 판두께 중심부에 있어서의 강도 및 인성을 양립시키기 위한 마이크로 조직 제어 인자에 대해서 예의 연구를 행하여, 이하의 인식을 얻었다.
1. 원료가 되는 강 소재의 응고시의 냉각 속도가 1℃/s를 초과하는 경우는, 마이크로 편석(microsegregation)의 형성과 응고 반응이 경합한다. 그 결과, 마이크로 편석이 경감된다. 대형의 강 소재를 제조하는 경우, 상기 강 소재의 응고시의 냉각 속도가 1℃/s 이하까지 저하하는 결과, 마이크로 편성이 현저하게 된다. 그러한 경우에서도, 퀀칭시에 마르텐사이트 조직이 되는 강판 표면에 있어서 양호한 인성을 얻기 위해서는, P 함유량의 저감에 더하여, 응고시의 마이크로 편석을 저감하는 것이 중요하다. 또한 응고시의 초정(primary crystals)을 δ상으로 하고, γ상 생성 개시시에 있어서의 δ상의 비율을 30％ 이상으로 함으로써 마이크로 편석이 저감하고 인성이 향상한다. 또한, 상기 비율의 단위인 ％는, 체적％를 의미한다.
2. 열간 가공 후의 냉각시에, 강판 표면에 비해 현저하게 냉각 속도가 낮은 판두께 중심부에 있어서 양호한 강도, 인성을 얻기 위해서는, 강 조성(성분 조성)을 적절히 선정하고, 낮은 냉각 속도에 있어서도 마이크로 조직을 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 조직으로 할 수 있는 것이 중요하다. 그를 위해서는, 합금 성분을 적절히 선정할 필요가 있고, 특히 탄소 당량(Ceq)을 0.65％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 적절한 성분 설계에 더하여, 열간 가공 및 열처리에 의한 조직의 조성도 중요하다.
3. 인성을 개선하기 위해서는, 구 γ입경(prior γ grain size)의 미세화가 유효하다. 열처리 후의 구 γ입경의 미세화에는, 열처리 전의 구 γ입경의 미세화, 즉 열간 가공인 채로의 구 γ입경의 미세화가 중요하다. 이를 위해서는, 적절한 열간 가공 조건 및 압연 조건의 선정이 중요하다.
본 발명은, 상기의 인식에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 이하의 것을 제공한다.
[1] 질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0.40％ 이하, Mn: 0.5∼5.0％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Cr: 3.0％ 이하, Ni: 0.1∼5.0％, Al: 0.010∼0.080％, N: 0.0070％ 이하, O: 0.0025％ 이하를 함유하고, (1)식 및 (2)식의 관계를 충족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 표면에 있어서의 인성(ｖE－40)이 70J 이상이고, 판두께가 100㎜이상인, 강판 표면의 인성과 강판 내부의 강도, 인성이 우수한 후육 고인성 고강도 강판.
CeqIIW=C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5≥0.65　(1)
(CL－C)/CL×100≥30　(2)
여기에서 CL은 다음 식으로 정의한다.
CL=0.2－(－0.1×(0.2－Si)－0.03×(1.1－Mn)－0.12×(0.2－Cu)－0.11×(3－Ni)＋0.025×(1.2－Cr)＋0.1×(0.5－Mo)＋0.2×(0.04－V)－0.05×(0.06－Al))　(3)
단, 상기식에 있어서 원소 기호는 각 합금 성분의 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 한다.
[2] 또한, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Mo: 1.50％ 이하, V: 0.400％ 이하, Nb: 0.100％ 이하, Ti: 0.005％∼0.020％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 후육 고인성 고강도 강판.
[3] 또한, 질량％로, Mg: 0.0001∼0.0050％, Ta: 0.01∼0.20％, Zr: 0.005∼0.1％, Y: 0.001∼0.01％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0005∼0.0050％, REM: 0.0005∼0.0100％ 중 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 후육 고인성 고강도 강판.
[4] 항복 강도가 620㎫ 이상인 [1]∼[3] 중 어느 것에 기재된 후육 고인성 고강도 강판.
[5] 판두께 중심의 판두께 방향의 드로잉(reduction of area)이 40％ 이상인 것을 특징으로 하는 [1]∼[4] 중 어느 것에 기재된 후육 고인성 고강도 강판.
[6] [1]∼[5] 중 어느 것에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서, 강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 25％ 이상으로 하는 열간 단조를 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, 방랭하고, Ac3점 이상 1050℃ 이하로 재가열하고, Ac3점 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.
[7] [1]∼[5] 중 어느 것에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 25％ 이상으로 하는 열간 단조를 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, Ar3점℃ 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.
[8] [1]∼[5] 중 어느 것에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 분괴 압연(slabbing)을 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, 방랭하고, Ac3점 이상 1050℃ 이하로 재가열하고, Ac3점 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.
[9] [1]∼[5] 중 어느 것에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 분괴 압연을 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, Ar3점℃ 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 항복 강도가 620㎫ 이상인 강도를 가짐과 함께, 인성도 우수한 판두께 100㎜ 이상의 후육 고인성 고강도 강판이 얻어진다. 이 후육 고인성 고강도 강판을 이용하면, 안전성이 높은 강 구조물을 제조할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
<후육 고인성 고강도 강판>
본 발명의 후육 고인성 고강도 강판의 성분 조성은, 질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0.40％ 이하(단, 0％를 포함함), Mn: 0.5∼5.0％, P: 0.010％ 이하(단, 0％를 포함함), S: 0.0050％ 이하(단, 0％를 포함함), Cr: 3.0％ 이하(단, 0％를 포함함), Ni: 0.1∼5.0％, Al: 0.010∼0.080％, N: 0.0070％ 이하(단, 0％를 포함함), O: 0.0025％ 이하(단, 0％를 포함함)를 함유한다. 이하, 각 성분에 대해서 설명한다. 또한, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.
C: 0.08∼0.20％
C는, 구조용 강에 요구되는 강도를 염가로 얻기 위해 유용한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해 C 함유량을 0.08％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.20％를 초과하면, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 및 용접부의 인성이 현저하게 열화한다. 그래서, C 함유량의 상한을 0.20％로 했다. 바람직한 C 함유량은 0.08％∼0.14％이다.
Si: 0.40％ 이하
Si는 탈산을 위해 첨가한다. 그러나, 다른 원소를 탈산을 위해 첨가하는 경우에는, 본 발명의 강판은 Si를 포함하지 않아도 좋다. Si 함유량이 0.40％를 초과하면, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 저하한다. 이 때문에, Si 함유량은 0.40％ 이하로 한다. 바람직한 Si 함유량은 0.05∼0.3％의 범위이다. 보다 바람직하게는 0.1∼0.3％의 범위이다.
Mn: 0.5∼5.0％
Mn은 모재 강도를 확보하는 관점에서 첨가한다. Mn 함유량이 0.5％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않다. 또한, Mn 함유량이 5.0％를 초과하면, 중심 편석(center segregation)을 조장하여 슬래브의 주조 결함이 대형화하여, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재의 특성이 열화한다. 그래서, Mn 함유량의 상한을 5.0％로 한다. Mn 함유량은, 0.6∼2％의 범위인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.6∼1.6％이다.
P: 0.010％ 이하
P 함유량이 0.010％를 초과하면, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 저하한다. 이 때문에, P 함유량은 적을수록 바람직하고(포함하지 않아도 좋음), 0.010％ 이하로 제한한다.
S: 0.0050％ 이하
S 함유량이 0.0050％를 초과하면, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 저하한다. 이 때문에, S 함유량은 적을수록 바람직하고(포함하지 않아도 좋음), 0.0050％ 이하로 한다.
Cr: 3.0％ 이하
Cr은, 모재의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 과잉하게 되면 용접성이 저하한다. 그래서, Cr 함유량은 3.0％ 이하로 한다. 바람직한 Cr 함유량은, 0.1％∼2％이다. 보다 바람직하게는, 0.7％∼1.7％의 범위이다. 또한, Cr 함유량은 0％라도 좋다.
Ni: 0.1∼5.0％
Ni는, 강의 강도 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시키는 유익한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해 Ni 함유량을 0.1％ 이상으로 한다. 한편, Ni 함유량이 5.0％를 초과하면, 경제성이 현저하게 저하한다. 그래서, Ni 함유량의 상한은 5.0％로 한다. 또한, Ni 함유량은, 0.4∼4％인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는, 0.8％∼3.8％이다.
Al: 0.010∼0.080％
Al은 용강(molten steel)을 충분히 탈산시키기 위해 첨가된다. Al 함유량이 0.010％ 미만인 경우는 그 효과가 불충분하다. 한편, Al 함유량이 0.080％를 초과하면, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 중에 고용되는 Al 함유량이 많아져, 모재 인성이 저하한다. 그래서, Al 함유량은 0.080％ 이하로 한다. Al 함유량은, 0.030∼0.080％의 범위인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는, 0.030∼0.070％의 범위이다.
N: 0.0070％ 이하
N은, Ti 등과 질화물을 형성함으로써 조직을 미세화하고, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 이 인성 향상의 효과는 N 이외의 구성에 의해 얻을 수 있기 때문에, 본 발명의 강판은 N을 포함하지 않아도 좋다. 그러나, N에 의해 이 효과를 얻는 관점에서는 N 함유량을 0.0015％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, N 함유량이 0.0070％를 초과하면, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 중에 고용되는 N량이 증대하여, 모재 인성이 현저하게 저하하고, 또한 용접 열 영향부에 있어서도 조대한 탄질화물을 형성하여 인성이 저하한다. 그래서, N 함유량은 0.0070％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.006％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
O: 0.0025％ 이하
O는, 0.0025％를 초과하면, 강 중에서 경질인 산화물이 생성되어, 인성이 현저하게 저하한다. 그래서, O 함유량은 적을수록 바람직하고(포함하지 않아도 좋음), 0.0025％ 이하로 한다.
본 발명의 후육 고인성 고강도 강판은, 상기 원소에 더하여, 강도 및/또는 인성을 더욱 높이는 목적으로, Cu, Mo, V, Nb 및 Ti 중으로부터 적어도 1종류를 함유할 수 있다.
Cu: 0.50％ 이하
Cu를 함유하면, 인성을 해치는 일 없이 강의 강도를 향상시킬 수 있다. Cu 함유량이 0.50％를 초과하면 열간 가공시에 강판 표면에 균열을 발생시키는 경우가 있다. 그래서, Cu를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.50％ 이하로 한다.
Mo: 1.50％ 이하
Mo는, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재의 고강도화에 기여한다. 그러나, Mo 함유량이 1.50％를 초과하면, 합금 탄화물의 석출에 의한 경도의 상승을 일으켜, 인성이 저하한다. 그래서, Mo를 함유하는 경우, Mo 함유량의 상한을 1.50％로 한다. 바람직한 Mo 함유량은, 0.2％∼0.8％의 범위이다.
V: 0.400％ 이하
V는, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재의 강도ㆍ인성의 향상에 기여한다. 또한, V는, VN으로서 석출함으로써 고용 N의 저하에 유효하다. 그러나, V 함유량이 0.400％를 초과하면 경질인 VC의 석출에 의해 인성이 저하한다. 그래서, V를 첨가하는 경우는, V 함유량을 0.400％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.01∼0.1％의 범위이다.
Nb: 0.100％ 이하
Nb는, 모재의 강도의 향상에 효과가 있기 때문에 유효하다. Nb 함유량이 0.100％를 초과하면, 모재의 인성이 현저하게 저하한다. 그래서, Nb 함유량의 상한을 0.100％로 한다. 바람직하게는, 0.025％ 이하이다.
Ti: 0.005∼0.020％
Ti는 가열시에 TiN을 생성하여, 오스테나이트의 조대화를 효과적으로 억제하고, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시킨다. 그러나, Ti 함유량이 0.020％를 초과하면, Ti 질화물이 조대화하여 모재의 인성을 저하시킨다. 그래서, Ti를 함유하는 경우는, Ti 함유량은 0.005％∼0.020％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.008％∼0.015％의 범위이다.
본 발명의 후육 고인성 고강도 강판은, 상기 조성에 더하여, 추가로 재질을 개선하는 목적으로 Mg, Ta, Zr, Y, B, Ca, REM 중으로부터 적어도 1종류를 함유할 수 있다.
Mg: 0.0001∼0.0050％
Mg는 고온에서 안정적인 산화물을 형성하여, 용접 열 영향부의 구 γ립의 조대화를 효과적으로 억제하고, 용접부의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. 그러나, Mg 함유량이 0.0050％를 초과하면, 개재물량이 증가하여 인성이 저하한다. 그래서, Mg를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0001％∼0.015％의 범위이다.
Ta: 0.01∼0.20％
Ta를 적정량 첨가하면, 강도 향상에 유효하다. 구체적으로는 Ta 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 유효하다. 그러나, 그 함유량이 0.20％를 초과하는 경우는 석출물 생성에 의해 인성이 저하한다. 그래서, Ta를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.01％∼0.20％로 한다.
Zr: 0.005∼0.1％
Zr은 강도 상승에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Zr 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 유효하다. 한편, Zr 함유량이 0.1％를 초과하는 경우에는 조대한 석출물이 생성되어 인성이 저하한다. 그래서, Zr을 함유하는 경우, 그 함유량은 0.005∼0.1％로 한다.
Y: 0.001∼0.01％
Y는 고온에서 안정적인 산화물을 형성하여, 용접 열 영향부의 구 γ립의 조대화를 효과적으로 억제하고, 용접부의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Y 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 유효하다. 그러나, Y 함유량이 0.01％를 초과하면, 개재물량이 증가하여 인성이 저하한다. 그래서, Y를 함유하는 경우, 그 함유량은, 0.001∼0.01％로 한다.
B: 0.0030％ 이하
B는, 오스테나이트립계에 편석함으로써 입계로부터의 페라이트 변태를 억제하여, 퀀칭성을 높이는 효과를 갖는다. 그러나, B 함유량이 0.0030％를 초과하면, B는 탄질화물로서 석출되어 퀀칭성을 저하시켜 인성이 저하한다. 그래서, B 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. B를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0003∼0.0030％의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005∼0.002％의 범위이다.
Ca: 0.0005∼0.0050％
Ca는 황화물계 개재물의 형태 제어(morphology control)에 유용한 원소이다. 그 효과를 발휘시키기 위해서는, Ca 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 그러나 Ca 함유량이 0.0050％를 초과하면, 청정도(cleanliness)의 저하를 초래하여 인성이 열화한다. 그래서, Ca를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005％∼0.0025％의 범위이다.
REM: 0.0005∼0.0100％
REM도 Ca와 동일하게 강 중에서 산화물 및 황화물을 형성하여 재질을 개선하는 효과가 있다. 그 효과를 얻기 위해서는 REM 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 그러나, REM 함유량이 0.0100％를 초과해도, 그 효과가 포화한다. 그래서, REM를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 바람직한 REM 함유량은 0.0005∼0.005％의 범위이다.
또한, 상기 임의 원소의 함유량이 하한값 미만인 경우, 이들 원소는 본 발명의 효과를 해치지 않는다. 이 때문에, 상기 임의 원소의 함유량이 하한값 미만인 경우, 이들 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
CeqIIW≥0.65％
본 발명에서는, 판두께 100㎜ 이상의 후육 고인성 고강도 강판의 판두께 중심부에 있어서, 항복 강도로 620㎫ 이상인 강도와 양호한 인성을 확보하기 위해, 적절한 합금 성분의 첨가가 필요하다. 구체적으로는, 하기의 식 (1)과 같이, 탄소 당량(CeqIIW)이 0.65％ 이상이 되도록 합금 원소의 함유량을 조정할 필요가 있다.
CeqIIW=C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5≥0.65　(1)
또한, 식 중의 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다. 또한, 함유하지 않는 것은 0으로 한다.
(CL－C)/CL×100≥30　(2)
후술하는 바와 같이, 본 발명에 의하면, 슬래브 표면의 응고시에 있어서의 냉각 속도가 1℃/s 이하인 범위에서 주조되는 강 소재로부터 제조되는 경우라도, 양호한 특성의 강판이 얻어진다. 본 발명에서는, 판두께 100㎜ 이상의 후육 고인성 고강도 강판의 강판 표면에 있어서 양호한 인성(ｖE－40≥70J)을 만족시키기 위해, 특히 슬래브 표면의 응고시에 있어서의 냉각 속도가 1℃/s 이하인 범위에서 주조되는 강 소재로부터 제조되는 경우에 있어서, 마이크로 편석을 저감할 필요가 있다. 그를 위해서는, 응고시의 초정을 δ상으로 하고, γ상 생성 개시시에 있어서의 δ상의 비율((CL－C)/CL×100)을 30％ 이상으로 할 필요가 있다.
CL=0.2－(－0.1×(0.2－Si)－0.03×(1.1－Mn)－0.12×(0.2－Cu)－0.11×(3－Ni)＋0.025×(1.2－Cr)＋0.1×(0.5－Mo)＋0.2×(0.04－V)－0.05×(0.06－Al))　(3)
상기식 (3)에 있어서 원소 기호는 각 합금 성분의 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 한다.
δ상 형성에는, Si나 Mn 등의 C 이외의 성분에 따라서 C량의 범위를 규정할 필요가 있다. δ상의 C 고용한(solubility limit)(CL)에 미치는 합금 원소의 영향을 열역학 계산 소프트웨어 「Thermo-Calc」를 이용하여 계산한 결과를 바탕으로 계수를 결정했다. 예를 들면 「Si」의 계수의 「－0.1」은, Si를 1％ 함유하면 δ상의 C의 고용한이 0.1％ 저하하는 것을 나타내고 있고, 필요한 δ상 비율을 확보하기 위해서는 모재의 C량을 저하시킬 필요가 있는 것을 나타내고 있다. 또한, 본 발명에서는 CL의 계산의 베이스가 되는 성분으로서 C를 0.12％, Si를 0.2％, Mn을 1.1％, Cu를 0.2％, Cr을 1.2％, Ni를 3％, Mo를 0.5％, V를 0.04％, Al을 0.06％로 하고, 각 합금 원소의 함유량을 변화시킨 경우의 고용 C량으로부터의 변화를 계산하여 계수로 했다. 이와 같이 하여 계산한 δ상 중의 C의 고용한에 대하여 첨가하는 C의 백분율: (CL－C)/CL×100을 30％ 이상으로 함으로써, γ상 생성 개시시에 있어서의 δ상의 비율을 30％ 이상으로 할 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한, 판두께 중심의 판두께 방향의 드로잉이 40％ 이상인 것이 강재의 사용 중의 안전성을 확보하는 관점에서 바람직하다.
<후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법>
다음으로, 본 발명의 제조 조건에 대해서 설명한다. 설명에 있어서, 온도 「℃」는, 압연 후 방랭하지 않고 퀀칭하는 경우의 퀀칭 온도를 제외하고, 판두께 중심부에 있어서의 온도를 의미하는 것으로 한다. 압연 후 방랭하지 않고 퀀칭하는 경우의 퀀칭 온도는, 강판 표면 온도로 한다. 이것은 압연시에 판두께 방향의 강판 온도 분포가 커져, 강판 표면의 온도 저하를 고려할 필요가 있기 때문이다. 판두께 중심부의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법(finite difference methods)을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판두께 중심 온도가 구해진다.
강 소재
상기 조성의 용강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 통상의 방법으로 용제하고, 연속 주조법 및 조괴법 등의 통상의 주조 방법으로 슬래브, 빌릿 등의 강 소재로 한다. 이때의 응고시의 냉각 속도는, 열전대(thermocouple) 등을 이용한 직접 측정 및 전열 계산 등에 의한 시뮬레이션 계산에 의해 결정하는 방법이 있다. 상기와 같이, 본 발명에서는, 강 소재로서, 표면의 응고시에 있어서의 냉각 속도가 1℃/s 이하인 조건으로 제조된 것을 바람직하게 이용할 수 있다.
또한, 단조기(forging machine) 및 압연기(rolling mill)의 하중 등의 제약이 있는 경우에는, 분괴 압연을 행하여, 소재의 판두께를 작게 해도 좋다.
강 소재의 열간 단조 조건
전술의 조성을 갖는 주편(cast bloom) 또는 강편(steel bloom)을, 1200∼1350℃로 가열한다. 재가열 온도가 1200℃ 미만에서는, 소정의 열간 가공의 누적 압하량을 확보하기 위한 하중의 증대를 초래하여, 충분한 압하량을 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 필요에 따라서 가공 중에 재차 가열하지 않으면 안 되는 경우도 발생하여, 제조 능률의 저하를 초래한다. 이 때문에, 재가열 온도는 1200℃ 이상으로 한다. 또한, 탄소 당량이 0.65％ 이상인 본 강과 같이 합금 원소 첨가량이 높은 경우, 강 소재 중의 센터 포로시티(center porosity)나 자쿠(porous shrinkage cavity) 등의 주조 결함이 현저하게 조대화한다. 그들을 압착하여 무해화하기 위해, 누적 압하량을 25％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 재가열 온도가 1350℃를 초과하면, 과대한 에너지를 소비하여, 가열시의 스케일(scale)에 의해 표면 흠이 발생하기 쉬워지고, 열간 단조 후의 손질 부하(repair load)가 증대하기 때문에, 상한은 1350℃로 한다.
강 소재의 분괴 압연 조건
전술의 조성을 갖는 주편 또는 강편을, 1200∼1350℃로 가열한다. 재가열 온도가 1200℃ 미만에서는, 소정의 열간 가공의 누적 압하량을 확보하기 위한 하중의 증대를 초래하여, 충분한 압하량을 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 필요에 따라서 가공 중에 재차 가열하지 않으면 안 되는 경우도 발생하여, 제조 능률의 저하를 초래한다. 이 때문에, 재가열 온도는 1200℃ 이상으로 한다. 또한, 주조 결함을 압착하고 무해화하여, 본 발명의 효과를 얻기 위해서는, 누적 압하량을 30％ 이상으로 하면 좋지만, 드로잉(RA)도 우수한 것으로 하는 관점에서 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 재가열 온도가 1350℃를 초과하면, 과대한 에너지를 소비하여, 가열시의 스케일에 의해 표면 흠이 발생하기 쉬워지고, 열간 단조 후의 손질 부하가 증대하기 때문에, 상한은 1350℃로 한다.
단조 후 또는 분괴 압연 후의 강 소재의 재가열
단조 후의 강 소재를 Ac3 변태점 이상 1200℃ 이하로 가열하는 것은, 강을 오스테나이트 조직 1상으로 균일화하기 위해서이고, 가열 온도로서는, 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, Ac3 변태점은, 하기식 (4)에 의해 계산되는 값을 이용한다.
Ac3=937.2－476.5C＋56Si－19.7Mn－16.3Cu－26.6Ni－4.9Cr＋38.1Mo＋124.8V＋136.3Ti＋198.4Al＋3315B　(4)
(4)식에서의 각 원소 기호는 각각의 합금 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
열간 압연 조건
강 소재는, 열간 압연에 의해 소망하는 판두께로 가공된다. 판두께 100㎜ 이상의 후육 강판의 판두께 중심부의 특성을 확보하기 위해, 열처리에 의한 구 γ입경의 정립화(adjusting), 세립화(refining)의 효과를 충분히 발휘하기 위해, 압연 단계에서의 재료의 조성이 필요하다. 구체적으로는, 압연에 있어서의 누적 압하량을 40％ 이상으로 함으로써, 가공에 의한 재결정이 일어나기 어려운 판두께 중심부에 있어서도 압연 단계에서 정립화를 도모할 수 있다.
열처리 조건
판두께 중심부에서의 강도와 인성을 얻기 위해, 본 발명에서는 열간 압연 후 방랭(예를 들면 공냉)하거나, 또는, 열간 압연 후 방랭하지 않고 Ar3점 이상의 온도에서 350℃ 이하의 온도까지 급냉한다. 방랭한 경우는, Ac3점∼1050℃로 재가열하고, Ac3점 이상의 온도에서 350℃ 이하가 될 때까지 급냉한다. 재가열 온도를 1050℃ 이하로 하는 것은, 1050℃를 초과하는 고온의 재가열에서는 오스테나이트립의 조대화에 의해, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재 인성의 저하가 현저하게 저하하기 때문이다. 또한, 재가열 온도를 Ac3점 이상으로 하는 것은 강판 전체를 오스테나이트 조직으로 하기 위함이다. 또한, Ac3점 미만의 온도에서는 페라이트와 오스테나이트로 이루어지는 불균일 조직을 형성하여 필요한 특성이 얻어지지 않기 때문에, 퀀칭 온도는 Ac3점 이상으로 한다. 또한, 방랭하지 않고 급냉하는 경우는, 오스테나이트 단상역으로부터 퀀칭하기 때문에 퀀칭 온도는 Ar3점 이상으로 한다. 또한, 급냉의 정지 온도는 강판 전체에서 변태 후의 조직을 확실하게 얻기 위해 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도로 한다. 즉, 정지 온도는 Ar3점 이하 또한 350℃ 이하일 필요가 있다.
또한, Ar3 변태점은, 하기식 (5)에 의해 계산되는 값을 이용한다.
Ar3=910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo　(5)
(5)식에서의 각 원소 기호는 각각의 합금 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
급냉의 방법은, 공업적으로는 수랭으로 하는 것이 일반적이지만, 냉각 속도는 가능한 한 빠른 편이 바람직하다. 이 때문에, 냉각 방법은 수랭 이외라도 좋고, 예를 들면 가스 냉각 등의 방법도 있다.
템퍼링 조건
급냉 후, 450∼700℃로 템퍼링하는 이유는 이하와 같다. 450℃ 미만에서는 잔류 응력의 제거 효과가 적다. 한편, 700℃를 초과하는 온도에서는, 여러 가지의 탄화물이 석출됨과 함께, 후육 고인성 고강도 강판을 이용하여 용접에 의해 강 구조물을 제조했을 때에, 모재의 조직이 조대화하고, 강도, 인성이 대폭으로 저하한다.
공업적으로는, 강의 강인화를 목적으로 반복 퀀칭하는 경우가 있다. 본 발명에 있어서도 반복 퀀칭해도 좋지만, 최종 퀀칭시에, Ac3점∼1050℃로 가열 후, 350℃ 이하가 될 때까지 급냉하고, 그 후 450∼700℃로 템퍼링하는 것이 필요하다.
실시예
표 1에 나타낸 No.1∼30의 강을, 표 2에 나타내는 조건으로, 용제, 주조하여 강 소재로 한 후, 열간 단조(시료 번호 5, 6, 41 이외) 또는 분괴 압연(시료 번호 5, 6, 41)을 행하고, 그 후, 열간 압연에 의해, 표 2에 나타내는 판두께의 강판으로 하고, 그 후, 물 퀀칭, 템퍼링 처리를 행하여, 시료 No.1∼38의 강판을 제조하고, 하기의 시험에 제공했다. 또한, 본 예에서는 재가열 퀀칭의 경우는 재가열 온도가 퀀칭 온도가 된다.
또한, δ상 비율은, 각각의 모재 성분에 대해서 식 (3)에서 얻어지는 CL의 값과 모재의 C량의 값을 이용하여, (2)식에 의해 산출한 값이다.
또한, 강 소재 제조시의 응고시의 냉각 속도는, 방사 온도계(radiation thermometer)에 의해 주형 표면의 온도를 측정한 데이터를 바탕으로 전열 계산에 의해 산출한 값이다.
인장 시험
각 강판의 판두께 중심부로부터, 압연 방향과 직각 방향으로 둥근 막대 인장 시험편(Φ12.5㎜, GL50㎜)을 채취하여, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS)를 측정했다.
샤르피 충격 시험(Charpy Impact Test)
각 강판의 강판 표면 및 판두께 중심부로부터 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2㎜ V 노치(notch) 샤르피 시험편을 각 3개씩 채취하고, 각 시험편에 대해서, 시험 온도: －40℃에서 샤르피 충격 시험에 의해 흡수 에너지를 측정하고, 그들의 평균값을 구했다(판두께 중심부의 시험편의 평균값 및 표면의 시험편의 평균값을 각각 구했음).
판두께 방향 인장 시험
각 강판의 판두께 중심부를 포함한 영역에 대해서 판두께 방향 둥근 막대 인장 시험편(Φ10㎜)을 채취하여, 드로잉(RA)을 측정했다. 또한, 드로잉은 시험편 파단 후에 있어서의 최소 단면적과 그 원(原)단면적의 차이의 원단면적에 대한 백분율이다.
상기의 시험 결과를 표 2에 나타낸다. 이 결과로부터, 강의 성분 조성이 본 발명에 적합한 발명예의 강판(시료 No.1∼21, 41)은, 모두 YS가 620㎫ 이상, TS가 720㎫ 이상, －40℃에 있어서의 모재의 표면 및 판두께 중심부의 인성(ｖE－40)이 70J 이상이며 모재의 강도ㆍ인성이 우수한 것을 알 수 있다. 또한, No.5 및 6과, No.41의 비교로부터, 분괴조건이 특정의 조건을 충족시키는 경우에는 드로잉(RA)도 양호해지는 것이 확인되었다.
이에 대하여, 본 발명의 성분 조성을 벗어나는 비교예의 강판(시료 No.22∼32)은, 모재의 YS가 620㎫ 미만, TS가 720㎫ 미만, 인성(ｖE－40)이 70J 미만 중 어느 1개 이상에 해당하고 있으며 특성이 뒤떨어져 있다.
또한, 시료 No.33∼40에 나타내는 바와 같이, 강의 성분 조성이 본 발명에 적합한 강판이라도 제조 조건이 본 발명 조건(No.41은 누적 압하량이 30％이고, 본 발명의 효과를 얻는 데에 있어서의 최저 조건은 충족시키고 있기 때문에, 본 발명 조건 범위 외는 아니라고 함)에 적합하지 않는 경우, YS, TS, 인성(ｖE－40), 중 어느 1개 이상의 특성이 뒤떨어져 있다.
Figure pct00001
Figure pct00002

Claims (9)

  1. 질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0.40％ 이하, Mn: 0.5∼5.0％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Cr: 3.0％ 이하, Ni: 0.1∼5.0％, Al: 0.010∼0.080％, N: 0.0070％ 이하, O: 0.0025％ 이하를 함유하고, (1)식 및 (2)식의 관계를 충족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    강판 표면에 있어서의 인성(ｖE－40)이 70J 이상이고,
    판두께가 100㎜이상인 후육 고인성 고강도 강판.
    CeqIIW=C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5≥0.65　(1)
    (CL－C)/CL×100≥30　(2)
    여기에서 CL은 다음 식으로 정의한다.
    CL=0.2－(－0.1×(0.2－Si)－0.03×(1.1－Mn)－0.12×(0.2－Cu)－0.11×(3－Ni)＋0.025×(1.2－Cr)＋0.1×(0.5－Mo)＋0.2×(0.04－V)－0.05×(0.06－Al))　(3)
    단, 상기식에 있어서 원소 기호는 각 합금 성분의 함유량(질량％)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 한다.
  2. 제1항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Mo: 1.50％ 이하, V: 0.400％ 이하, Nb: 0.100％ 이하, Ti: 0.005％∼0.020％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Mg: 0.0001∼0.0050％, Ta: 0.01∼0.20％, Zr: 0.005∼0.1％, Y: 0.001∼0.01％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0005∼0.0050％, REM: 0.0005∼0.0100％ 중 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    항복 강도가 620㎫ 이상인 후육 고인성 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    판두께 중심의 판두께 방향의 드로잉(reduction of area)이 40％ 이상인 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
    강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 25％ 이상으로 하는 열간 단조를 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, 방랭하고, Ac3점 이상 1050℃ 이하로 재가열하고, Ac3점 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.
  7. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
    강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 25％ 이상으로 하는 열간 단조를 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, Ar3점℃ 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.
  8. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
    강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 분괴 압연을 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, 방랭하고, Ac3점 이상 1050℃ 이하로 재가열하고, Ac3점 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.
  9. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 후육 고인성 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
    강 소재를, 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 분괴 압연을 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, Ar3점℃ 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고인성 고강도 강판의 제조 방법.


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