KR20220147126A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20220147126A
KR20220147126A KR1020227033732A KR20227033732A KR20220147126A KR 20220147126 A KR20220147126 A KR 20220147126A KR 1020227033732 A KR1020227033732 A KR 1020227033732A KR 20227033732 A KR20227033732 A KR 20227033732A KR 20220147126 A KR20220147126 A KR 20220147126A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
steel
temperature
rolling
Prior art date
Application number
KR1020227033732A
Other languages
English (en)
Inventor
게이스케 나카이
다이키 이마조
신고 나카무라
요시아키 신타쿠
기요타카 나카시마
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20220147126A publication Critical patent/KR20220147126A/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/10—Reduction of greenhouse gas [GHG] emissions
    • Y02P10/143—Reduction of greenhouse gas [GHG] emissions of methane [CH4]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

화학 조성이, 질량%로, C: 0.040~0.160%, Si: 0.01~0.50%, Mn: 0.70~2.50%, P: 0.030% 이하, S: 0.020% 이하, Al: 0.001~0.100%, N: 0.0010~0.0080%, Nb: 0.003~0.050%, Ti: 0.003~0.050%, 잔부: Fe 및 불순물이며, C 단면에서 1/4t 위치의 금속 조직이, 80면적% 이상의 베이나이트를 포함하고, 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트의 장축 방향의 평균 길이가 10μm 이하, L 단면에서 1/4t 위치의 구오스테나이트 입자의, 두께 방향에 있어서의 평균 길이가 20μm 이하, 애스펙트비의 평균이 2.5 이상이며, C 단면에서의 결정 입계 밀도가, 1/10t 위치에서 500~1100mm/mm2, 1/4t 위치에서 400~1000mm/mm2, 1/2t 위치에서 300~900mm/mm2인, 강판.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
강판의 용도로서, 선박, 고층 건축물, 그 외의 건축물, 교량, 해양 구조물, LNG 저장 탱크, 그 외의 대형 탱크, 라인 파이프 등의 용접 구조물을 들 수 있다(예를 들면, 특허문헌 1~5를 참조). 최근, 컨테이너선의 적재 중량 증대 등을 위해, 용접 구조물의 대형화가 진행되고 있다. 이에 수반하여, 강판에는 판두께의 후육화 및 고강도화가 요구되고 있다. 덧붙여, 상기와 같은 용접 구조물에서는, 가일층의 안전성 및 신뢰성의 관점에서, 저온 인성 및 파괴 인성의 추가적인 향상이 과제가 되어 있다.
또한, 용접 구조물에는, 만일, 취성 균열이 용접 이음매 개소에 발생한 경우에도, 취성 균열을 모재에서 정지시키는 취성 균열 전파 정지 특성(이하, 「어레스트성」이라고 한다.)이 요구된다.
일본국 특허공개 2019-023322호 공보 일본국 특허공개 2019-023323호 공보 일본국 특허공개 2019-023324호 공보 일본국 특허공개 2019-035107호 공보 국제공개 제2019/069771호
그러나, 일반적으로, 강도와 저온 인성 사이에는, 이른바 트레이드 오프의 관계가 존재하기 때문에, 이들을 양립시키는 것은 용이하지 않았다. 덧붙여, 어레스트성의 향상도 용이하지 않아, 중요한 과제가 되어 있었다. 또한, 파괴 인성의 향상에 관해서는, 지금까지 거의 검토가 이루어지지 않았던 것이 현상황이다.
본 발명은, 상기의 과제를 해결하여, 높은 강도를 갖고, 또한 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 하기의 강판 및 그 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 강판의 화학 조성이, 질량%로,
C: 0.040~0.160%,
Si: 0.01~0.50%,
Mn: 0.70~2.50%,
P: 0.030% 이하,
S: 0.020% 이하,
Al: 0.001~0.100%,
N: 0.0010~0.0080%,
Nb: 0.003~0.050%,
Ti: 0.003~0.050%,
잔부: Fe 및 불순물이며,
상기 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서, 상기 강판의 두께를 t로 했을 때에, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이,
면적%로, 80% 이상의 베이나이트를 포함하고, 또한,
상기 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트의 장축 방향의 평균 길이가 10μm 이하이며,
상기 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 단면에 있어서, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치에 있어서의 구(舊)오스테나이트 입자의, 두께 방향에 있어서의 평균 길이가 20μm 이하이고, 애스펙트비의 평균이 2.5 이상이며,
상기 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서,
상기 강판의 표면으로부터 1/10t의 위치에 있어서의 결정 입계 밀도가 500~1100mm/mm2,
상기 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치에 있어서의 결정 입계 밀도가 400~1000mm/mm2,
상기 강판의 표면으로부터 1/2t의 위치에 있어서의 결정 입계 밀도가 300~900mm/mm2인,
강판.
(2) 상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
Cu: 1.50% 이하,
Ni: 2.50% 이하,
Cr: 1.00% 이하,
Mo: 1.00% 이하,
V: 0.150% 이하, 및
B: 0.0050% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인,
상기 (1)에 기재된 강판.
(3) 상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
Mg: 0.0100% 이하,
Ca: 0.0100% 이하, 및
REM: 0.0100% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인,
상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4) 상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
Zr: 0.0100% 이하, 및
Te: 0.0100% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인,
상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(5) 상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
W: 1.00% 이하, 및
Sn: 0.50% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인,
상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 강판.
(6) 상기 화학 조성이, 하기 (i)식을 만족하는,
상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 강판.
1.7≤Ti/N≤3.4 ···(i)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
(7) 상기 화학 조성이, 하기 (ii)식을 만족하며,
상기 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서, 상기 강판의 표면으로부터 1/10t의 위치에 있어서의 TiN 입자의 평균 원상당 직경이 60nm 이하이고, 또한 상기 TiN 입자의 면적률이 0.0001% 이상인,
상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 강판.
Ti×N≥3.0×10-5 ···(ii)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
(8) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 조성을 갖는 강편에 대해, 가열 공정, 열간 압연 공정 및 가속 냉각 공정을 순서대로 실시하는, 강판의 제조 방법에 있어서,
상기 가열 공정에서는, 상기 강편을 950~1050℃의 가열 온도까지 가열하며,
상기 열간 압연 공정은, 조압연과 마무리 압연을 포함하고,
상기 조압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Trex 이상인 범위에서 실시하고,
상기 조압연에 있어서의 누적 압하율을 10~75%로 하며,
상기 마무리 압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Ar3 이상 Trex 미만인 범위에서 실시하고,
상기 마무리 압연에 있어서의 누적 압하율을 65~90%로 하고, 또한 패스 간 시간을 15초 이하로 하며,
상기 마무리 압연 완료부터, 상기 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시까지의 시간을 50초 이하로 하고,
상기 가속 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 Trex-10℃ 이하로 하고, 또한, 냉각 개시부터 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 5~50℃/초가 되는 조건으로, 0~550℃의 냉각 정지 온도까지 수랭하는,
강판의 제조 방법.
단, Ar3은 하기 (iii)식으로 구해지며, Trex는 하기 (iv)식으로 구해진다. 또한, 하기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
Ar3=910-310×C＋65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo ···(iii)
Trex=-91900[Nb*]2＋9400[Nb*]＋770 ···(iv)
단, 하기 (v)식으로 구해지는 고용 Nb량(질량%)을, sol.Nb로 했을 때에,
Nb≥sol.Nb의 경우는, [Nb*]=sol.Nb
Nb＜sol.Nb의 경우는, [Nb*]=Nb
로 한다.
sol.Nb=(10(-6770/(T＋273)＋2.26))/(C＋12/14×N) ···(v)
또한, 상기 식 중의 T는 가열 공정에 있어서의 강편의 가열 온도(℃)를 나타낸다.
(9) 상기 (7)에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
용강을 제조하는 정련 공정과, 상기 용강을 연속 주조하여 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 조성을 갖는 강편을 제조하는 연속 주조 공정을 구비하며, 얻어진 상기 강편에 대해, 가열 공정, 열간 압연 공정 및 가속 냉각 공정을 순서대로 실시하는, 강판의 제조 방법에 있어서,
상기 정련 공정에서는, 상기 용강 중의 용존 O 농도가 0.0050% 이하가 되고 나서 Ti를 첨가하며,
상기 연속 주조 공정에서는, 상기 강편의 표면 온도가 1200~900℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.1~0.5℃/초로 하며,
상기 가열 공정에서는, 상기 강편을 950~1080℃의 가열 온도까지 가열하며,
상기 열간 압연 공정은, 조압연과 마무리 압연을 포함하고,
상기 조압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Trex 이상인 범위에서 실시하고,
상기 조압연에 있어서의 누적 압하율을 10~75%로 하며,
상기 마무리 압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Ar3 이상 Trex 미만인 범위에서 실시하고,
상기 마무리 압연에 있어서의 누적 압하율을 65~90%로 하고, 또한 패스 간 시간을 15초 이하로 하며,
상기 마무리 압연 완료부터, 상기 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시까지의 시간을 50초 이하로 하고,
상기 가속 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 Trex-10℃ 이하로 하고, 또한, 냉각 개시부터 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 5~50℃/초가 되는 조건으로, 0~550℃의 냉각 정지 온도까지 수랭하는,
강판의 제조 방법.
여기서, Ar3은 하기 (iii)식으로 구해지며, Trex는 하기 (iv)식으로 구해진다. 또한, 하기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
Ar3=910-310×C＋65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo ···(iii)
Trex=-91900[Nb*]2＋9400[Nb*]＋770 ···(iv)
단, 하기 (v)식으로 구해지는 고용 Nb량(질량%)을, sol.Nb로 했을 때에,
Nb≥sol.Nb의 경우는, [Nb*]=sol.Nb
Nb＜sol.Nb의 경우는, [Nb*]=Nb
로 한다.
sol.Nb=(10(-6770/(T＋273)＋2.26))/(C＋12/14×N) ···(v)
또한, 상기 식 중의 T는 가열 공정에 있어서의 강편의 가열 온도(℃)를 나타낸다.
(10) 상기 가속 냉각 공정 후에, 350~650℃의 온도 범위까지 가열하는 템퍼링 공정을 추가로 실시하는,
상기 (8) 또는 (9)에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 높은 강도를 갖고, 또한 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 우수한 강판을 얻는 것이 가능해진다.
본 발명자들은 상기 과제에 대해 상세한 검토를 행한 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.
상술한 바와 같이, 강도와 저온 인성 사이에는, 이른바 트레이드 오프의 관계가 존재한다. 덧붙여, 본 발명자들의 검토의 결과, 강도와 파괴 인성의 양립도 용이하지 않은 것을 알았다. 그래서, 우선, 본 발명자들은 고강도화와 저온 인성 및 파괴 인성의 향상을 양립하는 방법에 대하여 검토를 행했다. 그 결과, 금속 조직을 베이나이트 주체로 함으로써 고강도화함과 더불어, 베이나이트 조직의 미세화 및 편평화에 더해, 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트를 미세화함으로써, 저온 인성 뿐만 아니라 파괴 인성의 저하를 억제할 수 있는 것을 알았다.
또, 열간 압연 전의 가열 온도를 낮게 제어하고, 또한 미(未)재결정 영역에서 고압하율로의 마무리 압연을 행함으로써, 베이나이트 조직의 미세화 및 편평화, 그리고 베이니틱 페라이트의 미세화를 달성할 수 있는 것을 찾아냈다.
다음으로, 어레스트성을 개선하는 방법에 대하여 검토를 행한 결과, 강판의 판두께 방향에 있어서의 결정 입계 밀도를 제어함으로써, 강판 표면에 평행한 방향, 예를 들면, 압연 방향과 수직 또는 평행한 방향의 어레스트성을 향상시킬 수 있는 것을 찾아냈다.
본 발명은, 상기 지견에 의거하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대하여 상세하게 설명한다.
(A) 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다. 또, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「~」란, 특별히 언급이 없는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용된다.
C: 0.040~0.160%
C는, 강판의 강도를 확보하기 위해 0.040% 이상 함유시킨다. 한편, C 함유량이 0.160%를 초과하면, 양호한 저온 인성 및 파괴 인성을 확보하는 것이 곤란해지므로, C의 함유량은, 0.160% 이하로 한다. 따라서, C 함유량은 0.040% 이상, 바람직하게는 0.050% 이상 또는 0.050% 초과, 보다 바람직하게는 0.060% 이상 또는 0.075% 초과이다. 또, C 함유량은 0.160% 이하, 바람직하게는 0.140% 이하, 보다 바람직하게는 0.120% 이하이다.
Si: 0.01~0.50%
Si는, 탈산 원소 및 강화 원소로서 유효하므로, 0.01% 이상 함유시킨다. 한편, Si 함유량이 0.50%를 초과하면, 저온 인성 및 파괴 인성이 크게 열화되므로, Si 함유량은 0.50% 이하로 한다. 따라서, Si 함유량은 0.01% 이상, 바람직하게는 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 또, Si 함유량은 0.50% 이하, 바람직하게는 0.40% 이하, 보다 바람직하게는 0.35% 이하, 더 바람직하게는 0.30% 이하이다.
Mn: 0.70~2.50%
Mn은, 강판의 강도를 경제적으로 확보하기 위해 0.70% 이상 함유시킨다. 한편, Mn 함유량이 2.50%를 초과하면, 중심 편석이 현저해지고, 중심 편석이 발생한 부분의 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되므로, Mn의 함유량은, 2.50% 이하로 한다. 따라서, Mn 함유량은 0.70% 이상, 바람직하게는 0.90% 이상, 보다 바람직하게는 1.20% 이상이다. 또, Mn 함유량은 2.50% 이하, 바람직하게는 2.00% 이하, 보다 바람직하게는 1.80% 이하, 더 바람직하게는 1.60% 이하이다.
P: 0.030% 이하
P는, 불순물로서 강 중에 존재하는 원소이다. 저온 인성 및 파괴 인성을 안정적으로 확보하기 위해, P의 함유량을 0.030% 이하로 한다. 바람직하게는, 0.020% 이하, 더 바람직하게는, 0.015% 이하이다. 하한은 0%이지만, P 함유량을 저감시키기 위한 비용을 고려하여, P 함유량은 0.0001% 이상으로 해도 된다.
S: 0.020% 이하
S는, 불순물로서 강 중에 존재하는 원소이다. S 함유량이 0.020%를 초과하면 중심 편석부에 있어서 연신한 MnS가 다량으로 생성되고, 저온 인성, 파괴 인성 및 연성이 열화된다. 이 때문에 S 함유량을 0.020% 이하로 한다. 바람직하게는 0.010% 이하이다. S 함유량은 적을수록 바람직하므로 하한은 특별히 규정하지 않지만, 제조 비용의 관점에서, S 함유량은 0.0001% 이상이어도 된다.
Al: 0.001~0.100%
Al은, 일반적으로는, 탈산 원소로서, 적극적으로 함유시키는 원소이며, Al 함유량은 0.001% 이상으로 한다. 그러나, Al 함유량이 과잉이 되면, 조대한 클러스터 형상의 알루미나(Al2O3)계 개재물의 형성이 조장되고, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화된다. 따라서, Al 함유량은 0.100% 이하, 바람직하게는 0.050% 이하이다.
N: 0.0010~0.0080%
N은, Ti 질화물을 형성하고, 강편 가열 시에 오스테나이트 입경이 커지는 것을 억제하는 효과를 가지기 때문에, 0.0010% 이상 함유시킨다. 그러나, N 함유량이 0.0080%를 초과하면, 강판이 취화(脆化)되므로, N의 함유량은, 0.0080% 이하로 한다. 따라서, N 함유량은 0.0010% 이상, 바람직하게는 0.0015% 이상, 보다 바람직하게는 0.0020% 이상이다. 또, N 함유량은 0.0080% 이하, 바람직하게는 0.0065% 이하, 보다 바람직하게는 0.0060% 이하이다.
Nb: 0.003~0.050%
Nb는, 강판의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 또, 소정의 마이크로 조직을 얻기 위해서는, 미재결정 오스테나이트 영역에서의 압연이 필요한 바, Nb는 미재결정 온도 영역을 확대시키기 때문에 유효한 원소이며, 압연 온도를 상승시켜, 생산성 향상에도 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.003% 이상 함유시킨다. 단, Nb의 함유량이 0.050%를 초과하면 저온 인성, 파괴 인성 및 용접성이 저하되므로, Nb의 함유량은, 0.050% 이하로 한다. 따라서, Nb 함유량은 0.003% 이상, 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.008% 이상이다. 또, Nb 함유량은 0.050% 이하, 바람직하게는 0.025% 이하, 보다 바람직하게는 0.018% 이하이다.
Ti: 0.003~0.050%
Ti는, 강판의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 또, Ti를 함유시킴으로써 TiN이 형성되고, 강편 가열 시에 오스테나이트 입경이 커지는 것을 억제한다. 오스테나이트 입경이 커지면 변태 조직의 결정 입경도 커지기 때문에, 소정의 결정 입계 밀도를 얻는 것이 곤란해져, 인성 및 어레스트성이 저하된다. TiN에 의한 효과를 얻기 위해서는, Ti를 0.003% 이상 함유시킨다.
그러나, Ti의 함유량이 0.050%를 초과하면, TiC가 형성되어 HAZ 인성이 저하되므로, Ti의 함유량은 0.050% 이하로 한다. 따라서, Ti 함유량은 0.003% 이상, 바람직하게는 0.006% 이상, 보다 바람직하게는 0.008% 이상이다. 또, Ti 함유량은 0.050% 이하, 바람직하게는 0.020% 이하, 보다 바람직하게는 0.015% 이하이다.
또, Ti 함유량은 N 함유량과의 관계에 있어서, 하기 (i)식을 만족하는 것이 바람직하다. Ti/N의 값을 1.7 이상으로 함으로써, 고용 N을 고정하고, 어레스트성을 향상시킬 수 있다. 또한, 고용 N이 과잉인 경우, 예를 들면, 고용 N에 의한 벽개 파괴 감수성의 조장, 고용 N에 의한 입계 취화의 촉진, 고용 N에 의한 MA의 형성, 전위를 고착하는 Fe 질화물에 의한 취화 등의 현상에 기인하여, 어레스트성이 저하된다고 생각된다.
한편, Ti/N의 값을 3.4 이하로 함으로써, 조대한 TiN, TiC 등의 형성을 억제하고, 어레스트성을 향상시킬 수 있다. Ti/N의 값은, 2.0~3.0인 것이 바람직하고, 2.3~2.7인 것이 보다 바람직하다.
1.7≤Ti/N≤3.4 ···(i)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
또한, Ti 함유량은 N 함유량과의 관계에 있어서, 하기 (ii)식을 만족하는 것이 바람직하다. Ti×N의 값을 3.0×10-5 이상으로 함으로써, 후술하는 바와 같이, 강판의 표면으로부터 1/10t 위치에 있어서, 평균 원상당 직경이 60nm 이하이고, 또한 면적률이 0.0001% 이상인 TiN 입자가 얻어져, 어레스트성의 향상에 기여한다. Ti×N의 값은, 4.0×10-5~10.0×10-5인 것이 바람직하고, 5.0×10-5~8.0×10-5인 것이 보다 바람직하다.
Ti×N≥3.0×10-5 ···(ii)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 상기의 원소에 더해, 강도의 향상을 목적으로 하여, 추가로 Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을, 이하에 나타내는 범위에 있어서 함유시켜도 된다. 각 원소의 한정 이유에 대하여 설명한다.
Cu: 1.50% 이하
Cu는, 강판의 강도 및 인성을 향상시키는 효과를 갖기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Cu를 과잉으로 함유시키면, 합금 비용 상승에 걸맞는 성능의 개선이 보이지 않고, 오히려 표면 균열의 원인이 되는 경우가 있다. 그 때문에, Cu 함유량은 1.50% 이하, 바람직하게는 1.20% 이하, 보다 바람직하게는 1.00% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Cu 함유량은, 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.010% 이상, 더 바람직하게는 0.050% 이상이다.
Ni: 2.50% 이하
Ni는, 강판의 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 또, Ni는 고용 상태에 있어서 강의 매트릭스(생지)의 인성을 높이는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, Ni를 과잉으로 함유시키면, 저온 인성, 파괴 인성 및 용접성이 악화된다. 그 때문에, Ni 함유량은 2.50% 이하, 바람직하게는 1.00% 이하, 보다 바람직하게는 0.50% 이하, 더 바람직하게는 0.30% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Ni 함유량은, 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.010% 이상, 더 바람직하게는 0.050% 이상이다.
Cr: 1.00% 이하
Cr은, 강판의 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Cr을 과잉으로 함유시키면, 저온 인성, 파괴 인성 및 용접성이 악화된다. 그 때문에, Cr 함유량은 1.00% 이하, 바람직하게는 0.80% 이하, 보다 바람직하게는 0.50% 이하, 더 바람직하게는 0.30% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Cr 함유량은, 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.010% 이상, 더 바람직하게는 0.050% 이상이다.
Mo: 1.00% 이하
Mo는, 강판의 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Mo를 과잉으로 함유시키면, 저온 인성, 파괴 인성 및 용접성이 악화된다. 그 때문에, Mo 함유량은 1.00% 이하, 바람직하게는 0.80% 이하, 보다 바람직하게는 0.50% 이하, 더 바람직하게는 0.30% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.005% 이상, 더 바람직하게는 0.010% 이상이다.
V: 0.150% 이하
V는, 강판의 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, V를 과잉으로 함유시키면, 저온 인성, 파괴 인성 및 용접성이 악화된다. 그 때문에, V 함유량은 0.150% 이하, 바람직하게는 0.100% 이하, 보다 바람직하게는 0.070% 이하, 더 바람직하게는 0.050% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, V 함유량은, 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.005% 이상, 더 바람직하게는 0.010% 이상이다.
B: 0.0050% 이하
B는, 담금질성을 높여, 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, B를 과잉으로 함유시키면, 저온 인성 및 파괴 인성이 저하된다. 그 때문에, B 함유량은 0.0050% 이하, 바람직하게는 0.0040% 이하, 보다 바람직하게는 0.0030% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, B 함유량은, 바람직하게는 0.0001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 상기의 원소에 더해, 개재물의 제어를 목적으로 하여, 추가로 Mg, Ca 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을, 이하에 나타내는 범위에 있어서 함유시켜도 된다. 각 원소의 한정 이유에 대하여 설명한다.
Mg: 0.0100% 이하
Mg는, 탈산 원소이며, 황화물을 형성함으로써 조대한 개재물의 생성을 억제하고, 미세한 산화물을 형성하여, 유해한 개재물의 생성을 억제하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Mg를 과잉으로 함유시키면, 조대한 산화물, 황화물, 및 산황화물이 형성되기 쉬워져, 저온 인성 및 파괴 인성이 저하된다. 그 때문에, Mg 함유량은 0.0100% 이하, 바람직하게는 0.0070% 이하, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다.
Ca: 0.0100% 이하
Ca는, 탈산 원소이며, 황화물을 형성함으로써 조대한 개재물의 생성을 억제하고, 미세한 산화물을 형성하여, 유해한 개재물의 생성을 억제하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Ca를 과잉으로 함유시키면, 조대한 산화물, 황화물, 및 산황화물이 형성되기 쉬워져, 저온 인성 및 파괴 인성이 저하된다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0100% 이하, 바람직하게는 0.0070% 이하, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Ca 함유량은, 바람직하게는 0.0001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다.
REM: 0.0100% 이하
REM은, 탈산 원소이며, 황화물을 형성함으로써 조대한 개재물의 생성을 억제하고, 미세한 산화물을 형성하여, 유해한 개재물의 생성을 억제하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, REM을 과잉으로 함유시키면, 조대한 산화물, 황화물, 및 산황화물이 형성되기 쉬워져, 저온 인성 및 파괴 인성이 저하된다. 그 때문에, REM 함유량은 0.0100% 이하, 바람직하게는 0.0070% 이하, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, REM 함유량은, 바람직하게는 0.0001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다.
여기서, 본 발명에 있어서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. 또한, 란타노이드는, 공업적으로는, 미슈메탈의 형태로 첨가된다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 상기의 원소에 더해, 금속 조직의 미세화를 목적으로 하여, 추가로 Zr 및 Te로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을, 이하에 나타내는 범위에 있어서 함유시켜도 된다. 각 원소의 한정 이유에 대하여 설명한다.
Zr: 0.0100% 이하
Zr은, 강판의 조직 미세화에 의해 인성 향상에 기여하는 원소이다. 또, Zr은 탈산 원소로서도 기능한다. 그 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Zr을 과잉으로 함유시키면, 저온 인성 및 파괴 인성이 저하된다. 그 때문에, Zr 함유량은 0.0100% 이하, 바람직하게는 0.0070% 이하, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Zr 함유량은, 바람직하게는 0.0001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다.
Te: 0.0100% 이하
Te는, 강판의 조직 미세화에 의해 인성 향상에 기여하는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Te를 과잉으로 함유시켜도, 상기 효과는 포화된다. 그 때문에, Te 함유량은 0.0100% 이하, 바람직하게는 0.0070% 이하, 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Te 함유량은, 바람직하게는 0.0001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 상기의 원소에 더해, 내식성의 향상을 목적으로 하여, 추가로 W 및 Sn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을, 이하에 나타내는 범위에 있어서 함유시켜도 된다. 각 원소의 한정 이유에 대하여 설명한다.
W: 1.00% 이하
W는, 용해되어 산소산 이온 WO4 -의 형태로 녹에 흡착되고, 녹층 중의 염화물 이온의 투과를 억제하고, 내식성을 향상시키는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, W를 과잉으로 함유시켜도, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 저온 인성 및 파괴 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, W 함유량은 1.00% 이하, 바람직하게는 0.75% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, W 함유량은, 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.005% 이상, 더 바람직하게는 0.010% 이상이다.
Sn: 0.50% 이하
Sn은, Sn2+가 되서 용해되어, 산성 염화물 용액 중에서의 인히비터 작용에 의해 부식을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 또, Sn에는 강의 애노드 용해 반응을 억제하여 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 그 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Sn을 과잉으로 함유시켜도, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 강판의 압연 균열이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, Sn 함유량은 0.50% 이하, 바람직하게는 0.30% 이하이다. 상기의 효과를 보다 확실히 얻고 싶은 경우는, Sn 함유량은, 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.005% 이상, 더 바람직하게는 0.010% 이상이다.
본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다. 강판 중에는 O도 불순물로서 혼입될 수 있는데, O 함유량은 0.0040% 이하이면 허용된다.
(B) 강판의 금속 조직
본 발명의 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서 「%」는, 「면적%」를 의미한다. 또, 본 발명에서는, 강판의 두께를 t로 했을 때에, 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서의, 당해 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치를 「C 단면에서의 1/4t 위치」라고 부르고, 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 단면에 있어서의, 당해 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치를 「L 단면에서의 1/4t 위치」라고 부르는 것으로 한다. 또한, 상기의 「압연 방향」은, 마무리 압연에 있어서의 압연 방향을 의미하는 것으로 한다.
베이나이트: 80% 이상
본 발명에 있어서, 금속 조직은 베이나이트가 주체이다. 구체적으로는, C 단면에서의 1/4t 위치에 있어서의 베이나이트의 면적률을 80% 이상으로 함으로써, 강판의 강도를 확보하는 것이 가능해진다. 베이나이트의 면적률은 90% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 베이나이트의 면적률에 상한을 설정할 필요는 없고, 즉, 베이나이트 단상이어도 된다.
또한, 잔부 조직으로서, 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트·오스테나이트 혼합상(MA상)이 혼입되는 경우가 있는데, 이들의 합계 면적률이 20% 이하이면 허용된다. 상기 합계 면적률은 10% 이하인 것이 바람직하다. 이들의 합계 면적률은 적은 쪽이 바람직하고, 하한값은 특별히 한정되는 것은 아니다. 예를 들면, 상기 합계 면적률은 0%여도 된다. 또, 0% 초과여도 되고, 1% 이상이어도 된다.
상술한 바와 같이, 베이나이트를 주체로 하는 것에 더해, 베이나이트 조직을 미세 그리고 편평화하고, 또한 베이니틱 페라이트를 미세화함으로써, 강판의 강도와 저온 인성 및 파괴 인성을 양립할 수 있다. 구체적으로는, 베이나이트 조직이 이하의 규정을 만족할 필요가 있다.
베이니틱 페라이트의 평균 길이: 10μm 이하
C 단면에서의 1/4t 위치에 있어서, 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트의 장축 방향의 평균 길이를 10μm 이하로 한다. 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트를 미세화함으로써, 파괴 인성을 확보하는 것이 가능해진다. 베이니틱 페라이트의 평균 길이는 8μm 이하인 것이 바람직하다.
구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이: 20μm 이하
구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 평균: 2.5 이상
베이나이트 조직의 미세화는, 열간 압연 전의 가열 온도를 낮게 제어하고, 또한 미재결정 영역에서 고압하율로의 마무리 압연을 행함으로써 달성할 수 있다. 즉, 베이나이트의 구오스테나이트 입자는 압연 방향으로 신장된 형상이 된다. 그 때문에, L 단면에서의 1/4t 위치에 있어서, 구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이를 20μm 이하로 하고, 또한 애스펙트비의 평균을 2.5 이상으로 한다. 구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이는 15μm 이하인 것이 바람직하다. 또, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 평균은 2.5 초과인 것이 바람직하고, 4.0 이상인 것이 보다 바람직하다.
여기서, 본 발명에 있어서, 금속 조직의 면적률은 이하와 같이 구한다. 우선, 강판으로부터 C 단면에서의 1/4t 위치가 관찰면이 되도록, 시료를 채취한다. 그리고, 관찰면을 나이탈 에칭하고, 에칭 후에 광학 현미경을 이용하여 8시야를 500배로 촬영한다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행하여, 백색으로 보이는 것을 페라이트, 흑색으로 보이는 것을 펄라이트로 하여, 각각의 면적률을 구한다.
다음으로, 나이탈 에칭한 부분을 레페라 에칭하고, 나이탈 에칭에서 회색으로 보인 부분에 대해 화상 해석을 행하여, 백색으로 보이는 것을 MA상으로 하여 면적률을 구한다.
베이니틱 페라이트의 평균 길이 및 베이나이트의 면적률은, EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)를 이용한 KAM(Kernel Average Misorientation) 해석에 의해 산출한다. KAM 해석에 있어서, 페라이트라고 판단되는 조직에 있어서, 국소 방위차가 1.0°를 초과하는 영역이 베이니틱 페라이트이다. 또한, 측정에 있어서는, 장축 방향의 길이가 1μm 이상인 베이니틱 페라이트를 대상으로 한다. 또, 베이나이트의 면적률은 베이니틱 페라이트의 면적률을 합계한 것이다.
구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이 및 애스펙트비의 평균의 측정은, JIS G 0551:2013에 준하여 행한다. 우선, 강판으로부터 L 단면에서의 1/4t 위치가 관찰면이 되도록, 시료를 채취한다. 다음으로, 관찰면을 경면 연마한 후, 피크르산 포화 수용액을 이용하여, Bechet-Beaujard법으로 부식시킨다. 부식에 의해 흑색으로 현출된 입자를 구오스테나이트 입자로 한다.
구오스테나이트 입자를 현출시킨 관찰면을, 광학 현미경에 의해 관찰하여, 면적 0.05mm2 이상의 시야를 8시야 이상(합계 0.40mm2 이상) 촬영한다. 그리고, 광학 현미경에 의해 촬영한 조직 사진에 의거하여, 구오스테나이트 입자의 두께를 절단법에 의해 측정하고, 그 평균값을 구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이로 한다. 또한, 측정에 있어서는, 두께 방향의 길이가 1μm 이상인 구오스테나이트 입자를 대상으로 한다.
또, 상기의 조직 사진으로부터, 각 구오스테나이트 입자에 대하여, 장축 방향의 최대 길이와, 장축 방향과 직교하는 단축 방향의 최대 길이를 각각 측정하고, 그 비(장축 최대 길이/단축 최대 길이)를 구한다. 그리고, 그 평균값을 구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 평균으로 한다. 또한, 미재결정 영역에서 고압하율로의 마무리 압연을 실시한 경우, 구오스테나이트 입자는, 압연 방향으로 신장된 형상을 나타내기 때문에, 장축 방향은 압연 방향이 되고, 단축 방향은 판두께 방향(이른바 ND 방향)이 된다.
상기의 방법으로 구오스테나이트 입자를 충분히 현출할 수 없는 경우는, 「강의 오스테나이트 조직의 재구축법의 고정밀화를 위한 검토」(하타 켄고, 와키타 마사유키, 후지와라 카즈키, 카와노 카오리, 신닛테츠스미킨 기보 제404호(2016), p.24~30)에 기재된 재구축법에 의해 구오스테나이트 입자를 특정하고, 구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이 및 애스펙트비의 평균을 구하는 것으로 한다.
C 단면에서의 1/10t 위치에 있어서의 결정 입계 밀도: 500~1100mm/mm2
C 단면에서의 1/4t 위치에 있어서의 결정 입계 밀도: 400~1000mm/mm2
C 단면에서의 1/2t 위치에 있어서의 결정 입계 밀도: 300~900mm/mm2
어레스트성 향상에 있어서의 지배 인자로서, 취성 균열 전파의 장해가 되는 결정 입계의 기여가 크다. 결정 입계에 있어서는 인접 결정 입자 간에서 결정 방위가 상이하기 때문에, 이 부분에 있어서 균열이 전파되는 방향이 변화한다. 이 때문에 미(未)파단 영역이 발생하고, 미파단 영역에 의해 응력이 분산되어, 균열 폐구 응력이 된다. 따라서, 균열 전파의 구동력이 저하되고, 어레스트성이 향상된다. 또, 미파단 영역이 최종적으로 연성 파괴되기 때문에, 취성 파괴에 필요한 에너지가 흡수된다. 이 때문에, 어레스트성이 향상된다.
지금까지는, 이 결정 입계를 증가시키기 위해 결정 입경을 미세하게 하는 것이 필요하다고 생각되고 있었다. 페라이트가 주체인 조직에서는, 그 말이 맞지만, 판두께가 두껍고 고강도인 강에서는, 베이나이트의 이용이 불가결하다. 이 베이나이트는 페라이트와 달리, 하부 조직의 형상이 복잡하기 때문에, 결정 입자의 정의가 매우 어렵다. 이 때문에, 원상당 직경으로 환산하여 결정 입경과 어레스트성의 관계를 구해도 편차가 커서, 어레스트성 향상에 필요한 결정 입경을 결정하는 것이 곤란했다.
그래서, 결정 입계가 균열 전파의 장해가 된다고 하는 기본 원리로 되돌아와, 단위 면적 당의 결정 입계의 총 길이(이하, 「결정 입계 밀도」라고 한다.)를 정의하고, 그것을 이용하여 어레스트성과의 관계를 정리하면 가장 상관이 좋다는 것을 지견했다. 여기서, 「결정 입계 밀도」란, 「결정 방위차가 15° 이상인 결정 입계의 단위 면적 당의 총 길이」를 의미한다. 결정 방위차를 15° 이상으로 한 이유는, 15° 미만에서는, 결정 입계가 취성 균열 전파의 장해는 되기 어려워, 어레스트성 향상 효과가 감소하기 때문이다.
C 단면에서의 결정 입계 밀도를, 1/10t 위치에 있어서 500mm/mm2 이상, 1/4t 위치에 있어서 400mm/mm2 이상, 1/2t 위치에 있어서 300mm/mm2 이상으로 함으로써, 우수한 어레스트성이 얻어진다. 더 안정적으로 어레스트성을 향상시키기 위해서는, C 단면에서의 결정 입계 밀도는, 각각, 1/10t 위치에 있어서 600mm/mm2 이상, 1/4t 위치에 있어서 500mm/mm2 이상, 1/2t 위치에 있어서 400mm/mm2 이상인 것이 바람직하다.
결정 입계 밀도는 증가할수록 어레스트성은 향상되지만, 과도한 증가는, 압연 부하의 증대를 초래하고, 나아가서는 생산성을 저하시킨다. 그 때문에, C 단면에서의 결정 입계 밀도를, 1/10t 위치에 있어서 1100mm/mm2 이하, 1/4t 위치에 있어서 1000mm/mm2 이하, 1/2t 위치에 있어서 900mm/mm2 이하로 한다. C 단면에서의 결정 입계 밀도는, 각각, 1/10t 위치에 있어서 1000mm/mm2 이하, 1/4t 위치에 있어서 900mm/mm2 이하, 1/2t 위치에 있어서 800mm/mm2 이하인 것이 바람직하다.
또한, 극후재(極厚材)의 어레스트성 향상을 위해서는, 판두께 전체의 결정 입계 밀도를 증가시킬 필요가 있다. 후술하는 제조 방법에서는, 1/2t 위치의 결정 입계 밀도를 주로 제어한다. 그 이외의 판두께 위치에서는, 필연적으로 온도는 낮고, 냉각 속도는 커지기 때문에, 결정 입계 밀도는 증가하는 경향이 있다. 그 때문에, 1/2t 위치의 결정 입계 밀도만을 규정하면 충분한 경우가 많다. 그러나, 가열의 방법에 따라서는, 판두께 방향으로 큰 온도 구배가 발생하여, 예를 들면, 1/4t 위치와 1/2t 위치에서, 결정 입계 밀도가 역전되는 경우도 있다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 판두께 평균의 결정 입계 밀도의 대표값으로서, 1/10t 위치, 1/4t 위치 및 1/2t 위치에서의 결정 입계 밀도를 규정한다.
본 발명에 있어서, 결정 입계 밀도는, 전자선 후방 산란 회절(EBSD)법에 의해 측정한다. 구체적으로는, EBSD법에 의해, 1/10t 위치, 1/4t 위치 및 1/2t 위치의 500μm×500μm의 영역을 1μm 피치로 측정하여, 인접 입자와의 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정 입계로 정의하고, 그 때의 결정 입계의 총 길이를 측정 면적으로 나눔으로써 구할 수 있다.
1/10t 위치에 있어서의 TiN 입자
평균 원상당 직경: 60nm 이하
면적률: 0.0001% 이상
1/10t에 있어서, TiN 입자가 미세 분산되어 있으면, TiN 입자에 의한 고정 효과가 효과적으로 발현되어, 구오스테나이트의 조대화가 억제된다. 그 결과, 1/10t 위치에 있어서의 결정 입계 밀도가 증가하여, 한층 더 강판의 어레스트성이 향상된다. 그 때문에, 1/10t 위치에 존재하는 TiN 입자의 평균 원상당 직경이 60nm 이하이고, 또한 면적률이 0.0001% 이상인 것이 바람직하다.
TiN 입자의 평균 원상당 직경은, 50nm 이하인 것이 보다 바람직하고, 40nm 이하인 것이 더 바람직하다. TiN 입자의 평균 원상당 직경의 하한은 특별히 한정되지 않으며, 예를 들면, 10nm 이상이어도 된다. 또, TiN 입자의 면적률은, 0.0002% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0003% 이상인 것이 더 바람직하다. TiN 입자의 면적률의 상한값은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 0.0020% 이하여도 된다.
TiN 입자의 평균 원상당 직경 및 면적률은, 이하의 방법으로 측정한다. 우선, 강판의 1/10t 위치로부터 추출 레플리카를 제작하여, 에너지 분산형 X선 분석 장치(EDX)가 달린 TEM으로, 3만배 이상의 배율에 의해, 1시야의 관찰 면적을 15μm2 이상으로 하여, 15~200nm 크기의 입자를 관찰한다. 관찰된 모든 입자를, EDX를 이용해 분석하여, 1질량% 이상의 Ti와, 1질량% 미만의 O(산소)와, 1질량% 이상의 N을 포함하는 입자를 TiN 입자로 판별한다.
또한, 입자를 정량 분석할 때 사용하는, TEM의 전자 빔 직경은 1~20nm이고, 관찰 배율은 5만배~100만배로 하여, 입자 내의 임의의 위치를 정량 분석한다. TiN 입자의 평균 원상당 직경은, 상술한 것에 의해 판별된 개개의 TiN 입자의 면적과, 동일한 면적이 되는 원의 상당경(직경)을, 산술 평균한 것이다. TiN 입자의 면적률은, 상술한 것에 의해 판별된 개개의 TiN 입자의 면적의 총합을, 관찰한 시야의 면적으로 나눈 값이다.
여기서, 3만배 이상의 배율에 의해, 1시야의 관찰 면적을 15μm2 이상으로 하여, 15~200nm 크기의 입자를 관찰하고, 판별된 TiN 입자의 수가 100개에 못 미치는 경우는, 다른 시야를 확인하여, TiN 입자의 수의 합계가 100개 이상이 될 때까지 관찰을 계속한다. 이 경우, TiN 입자의 평균 원상당 직경은, 상술한 대로, 개개의 판별된 TiN 입자의 원상당 직경(직경)의 산술 평균이다. TiN 입자의 면적률은, 100개 이상이 될 때까지 관찰을 계속한 TiN 입자의 면적의 총합을, 그때까지 관찰한 시야의 합계 면적으로 나눈 값이다. 또, 시야의 추가적인 관찰을 계속하여, 관찰을 계속한 시야의 수가 50시야가 되고, 누계 관찰 면적이 750μm2 이상이 된 시점에서, 판별된 TiN 입자의 합계가 100개에 못 미치는 경우는, TiN 입자는 존재하고 있지 않다고 생각하여, 본원의 범위 외로 한다.
(C) 강판의 기계적 특성
본 발명에 따른 강판의 기계적 특성에 대하여, 특별히 제한은 없지만, 본 발명에 따른 강판은, 높은 강도를 갖고, 또한 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 우수하다. 구체적으로는, 항복 응력(YS)이 460~860MPa이고, 인장 강도(TS)가 570~980MPa인 것이 바람직하다. 또, 저온 인성의 지표가 되는 파면 천이 온도(vTrs)가 -60℃ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 파괴 인성의 지표가 되는 -10℃에 있어서의 균열 선단 개구 변위(Crack Tip Opening Displacement: CTOD)값이 0.50mm 이상인 것이 바람직하다.
또한, 인장 강도(TS) 및 항복 응력(YS)은, JIS Z 2241:2011에 의거하여, 판두께 중심부로부터 압연 방향과 직각의 방향으로 채취한, 1B호 인장 시험편을 이용하여 측정한다. 상세하게는, 항복 응력(YS)은 영구 신장 0.2% 시의 영구 신장법의 내력이다. 또, 파면 천이 온도(vTrs)의 평가는, JIS Z 2242:2005에 준거하여, 시험편은 V 노치 시험편으로 하고, 강판의 1/4t 위치를 포함하도록 채취한다. 또한, ISO 15653:2018에 준하여, 모재의 판두께 방향의 전체 두께를 3점 굽힘의 노치 위치로 하는 CTOD 시험편을 채취하고, -10℃에 있어서의 CTOD 값을 측정한다.
또한, 온도 구배형 ESSO 시험에 있어서의, -10℃의 시험 온도에서의 취성 균열 전파 정지 인성값 Kca(이하, 「어레스트 인성값 Kca-10℃」라고 한다.)가, 6000N/mm1.5 이상인 것이 바람직하고, 8000N/mm1.5 이상인 것이 보다 바람직하다. 이 특성을 만족함으로써, 강판은 우수한 어레스트성을 갖는다.
어레스트 인성값 Kca-10℃는, NK 선급 협회 강선 규칙 검사 요령 K편 부속서 K3.12.2-1.(2016년)의 「온도 구배형 ESSO 시험 및 온도 구배형 이중 인장 시험에 관한 검사 요령」에 준거하여 측정을 행한다.
또, NRL 낙중 시험에 있어서의 무연성 천이 온도(이하, 「NDT 온도」라고 한다.)가, -100℃ 이하인 것이 바람직하고, -110℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 이 특성을 만족함으로써, 강판은 우수한 어레스트성을 갖는다.
NDT 온도는, ASTM E208-06으로 규정된, NRL 낙중 시험법에 준거하여 시험을 행함으로써 구한다. NRL 낙중 시험법에 대하여 상세하게 설명한다. 우선, 강판의 최표면을 포함하도록 하여, ASTM E208에 규정되는 타입 P3 시험편을 채취한다. 타입 P3 시험편이란, 길이 130mm, 폭 50mm, 두께 16mm의 시험편이다. 이 때, 시험편의 두께 방향이 강판의 판두께 방향과 일치하고, 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 일치하도록 채취한다.
그 후, 상기 시험편을 이용하여, ASTM E208-06에 준거한 NRL 낙중 시험을 실시한다. 구체적으로는, 우선 상기 시험편의 두께 방향에 수직인 강판의 최표면 상에, 시험편의 길이 방향에 평행한 방향으로 연장되는 용접 비드를 형성한다. 그 때, 용접 재료는 ASTM E208에 규정되는 인성이 낮은 용접 재료를 사용한다. 용접 비드의 길이는 60~70mm, 폭은 12~16mm의 범위가 되도록 조정한다. 그리고, 용접 비드 상에 시험편의 폭 방향에 평행한 절결(切欠)을 형성한다. 이 때, 절결의 폭은 1.5mm 이하로 하고, 절결의 홈 바닥과 시험편의 거리가 1.8~2.0mm의 범위가 되도록 조정한다.
그리고, 상기 시험편의 용접 비드를 형성한 면을 하측을 향하게 하고, 길이 방향의 양단부를 지지한 후, 용접 비드를 형성한 것과 반대 측의 면에 대해, 낙중에 의한 충격 굽힘 하중을 가한다. 그 후, 절결로부터 발생한 취성 균열이 시험편에 전파되는 상태를 조사함으로써, Break(균열 전파 있음) 또는 No Break(균열 전파 없음)를 판정한다. 절결로부터 발생한 취성 균열이 시험편의 표면을 시험편 폭 방향으로 전파되어 그 단부까지 진행된 경우, 시험 결과는 Break(균열 전파 있음)로 판정된다. 폭 방향의 단부에 균열이 도달하지 않은 경우, 시험 결과는 No Break(균열 전파 없음)로 판정된다.
상기의 낙중 시험은, 2개씩의 시험편을 이용하여 예를 들면, -100℃의 조건에서부터 개시하여, 5℃ 간격으로 시험 온도를 변화시키면서(No Break의 경우는 5℃ 저하, Break의 경우는 5℃ 상승), 2개의 시험편 모두 No Break가 얻어진 가장 낮은 시험 온도로부터 5℃ 낮은 온도를 무연성 천이 온도로 한다.
(D) 강판의 두께
본 발명에 따른 강판의 두께에 대하여, 특별히 제한은 없지만, 용접 구조물로서 이용하는 경우에는, 판두께는 10~70mm인 것이 바람직하고, 20~60mm인 것이 보다 바람직하다. 또, 본 발명에 있어서의 저온 인성 및 파괴 인성의 향상 효과는, 두께가 50mm 미만인 경우에 현저하게 발휘된다.
(E) 강판의 제조 방법
본 발명에 따른 강판의 제조 조건에 대하여 특별히 제한은 없지만, 예를 들면, 이하에 나타내는 조건으로 정련 공정, 연속 주조 공정, 가열 공정, 열간 압연 공정 및 가속 냉각 공정을 순서대로 행함으로써, 제조할 수 있다. 각 공정에 대하여 설명한다.
(a) 정련 공정
정련 공정은, 용강을 제조하는 공정이다. 정련 공정의 조건에 대해서는 특별히 제한은 없고, 상법을 이용하면 된다. 그러나, Ti2O3의 생성을 억제하고, TiN을 미세 분산시켜, 구체적으로는, 1/10t 위치에 있어서의 TiN 입자의 평균 원상당 직경을 60nm 이하, 또한 면적률을 0.0001% 이상으로 하고 싶은 경우에는, 진공 탈가스를 행하여, 용강 중의 용존 O 농도가 0.0050질량% 이하가 되고 나서 Ti를 첨가하는 것이 바람직하다. 용존 O 농도가 0.0050질량%를 초과하는 상태에서 Ti를 첨가하면, Ti2O3의 생성을 억제하는 것이 곤란해진다. Ti의 첨가는, 예를 들면, 환류형 탈가스 장치 내에 있어서 행할 수 있다.
(b) 연속 주조 공정
연속 주조 공정은, 용강을 연속 주조하여 상술한 화학 조성을 갖는 강편을 제조하는 공정이다. 연속 주조 공정의 조건에 대해서는 특별히 제한은 없고, 상법을 이용하면 된다. 그러나, 1/10t 위치에 있어서의 TiN 입자의 평균 원상당 직경을 60nm 이하, 또한 면적률을 0.0001% 이상으로 하고 싶은 경우에는, 강편의 표면 온도가 1200~900℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.1~0.5℃/초로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도가 0.1℃/초 미만에서는 TiN 입자가 조대화될 우려가 있고, 0.5℃/초를 초과하면 TiN의 면적률이 저하될 우려가 있다.
(c) 가열 공정
가열 공정은, 강편의 가열에 의해, 오스테나이트상의 조직 제어에 기여하는 공정이다. 가열 공정에서는, 상기의 강편을 950~1080℃의 가열 온도까지 가열한다. 가열 공정은 가열로에서 행하면 된다. 또한, 강편을 950~1080℃로 가열한다는 것은, 가열로로부터 추출할 때의 강편의 전체 두께 평균 온도가, 950~1080℃의 범위가 되도록 가열하는 것이며, 본 명세서에서는, 이 강편의 전체 두께 평균 온도를 강편의 가열 온도라고 칭한다. 또, 전체 두께 평균 온도는, 가열로 내의 온도, 가열 시간, 강편의 표면 온도로부터 계산으로 구하는 것이 가능하다.
가열 온도가 950℃ 미만에서는, 오스테나이트화가 불충분하게 됨과 더불어, 오스테나이트 입자가 미세화됨으로써 담금질성이 저하되기 때문에, 판두께가 두껍고 강도가 높은 강판으로 하는 것이 곤란하다. 또한, 오스테나이트 입자의 미세화에 의해 마무리 압연 시의 재결정이 촉진됨으로써, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하된다. 또, 가열 온도가 1080℃를 초과하면, 오스테나이트 입자가 조대화되고, 최종 조직에 있어서 베이나이트 조직을 미세화하는 것이 곤란하게 된다. 바람직한 가열 온도의 범위는, 1000~1050℃이다.
상술한 바와 같이, 정련 공정에 있어서 Ti의 첨가 타이밍을 적절하게 관리하고, 또한 연속 주조 공정에 있어서의 1200~900℃의 사이의 평균 냉각 속도를 적절하게 제어함으로써, TiN을 미세 분산시키는 것이 가능해지고, 이에 의해 결정 입계 밀도를 상술한 범위로 제어할 수 있다. 이 경우는, 강편의 가열 온도는 1080℃ 이하이면 된다.
한편, TiN을 적극적으로 활용하지 않는 경우여도, 가열 공정에 있어서의 강편의 가열 온도를 낮게 조정함으로써, 오스테나이트의 조대화를 억제하고, 결정 입계 밀도를 상술한 범위로 제어하는 것이 가능하다. 그 경우에는, 강편의 가열 온도는 1050℃ 이하로 한다.
(d) 열간 압연 공정
열간 압연 공정은, 조압연과 마무리 압연을 포함한다. 조압연은, 강편의 표면 온도가 Trex 이상인 범위에서 실시한다. 즉, 강편의 표면 온도가 Trex 이상인 상태에서 조압연을 개시하고, 강편의 표면 온도가 Trex 이상인 상태에서 조압연을 종료한다. 조압연을 Trex 이상의 범위에서 실시함으로써, 오스테나이트 입자의 재결정에 의해, 미세화가 가능해진다. 또한, 조압연의 종료 시의 표면 온도가, 조압연의 개시 시의 표면 온도보다 높은 경우가 있다. 이는, 조압연에 의해 가공 발열이 발생한 영향, 및 표면 온도보다 내부 온도 쪽이 고온인 것에 의한, 강편의 판두께 방향의 전열 영향이 생각된다.
또, 조압연에 있어서의 누적 압하율은 10~75%의 범위로 한다. 조압연에 있어서의 누적 압하율이란, 조압연 개시 시의 판두께로부터 조압연 종료 후의 판두께를 뺀 것을, 조압연 개시 시의 판두께로 나눈 값이다. 조압연 시의 누적 압하율이 10% 미만에서는, 오스테나이트의 재결정에 의한 미세화가 곤란함과 더불어, 기공이 잔존하여 내부 균열이 생기고, 연성 및 인성의 열화가 발생할 가능성이 있다. 또, 누적 압하율이 75%를 초과하면, 오스테나이트 입자가 과도하게 미세화되기 때문에, 마무리 압연 시의 재결정이 촉진됨으로써, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하됨과 더불어, 패스 수가 증가하여 생산성이 저하된다. 바람직한 누적 압하율은, 30~60%이다. 또한, 이하의 설명에 있어서는, 조압연을 실시한 후의 강편을 강판이라고 부른다.
이어지는 마무리 압연은, 강판의 표면 온도가 Ar3 이상 Trex 미만인 범위에서 실시한다. 즉, 조압연 종료 후에 냉각하여, 강판의 표면 온도가 Ar3 이상 Trex 미만인 상태에서 마무리 압연을 개시하고, 강판의 표면 온도가 Ar3 이상 Trex 미만인 상태에서 마무리 압연을 종료한다. 마무리 압연을 Trex 미만의 범위에서 실시함으로써, 재결정시키지 않고 오스테나이트 입자에 변형을 부여하는 것이 가능해진다. 이에 의해, 최종 조직에 있어서의 베이나이트를 미세화할 수 있다. 마무리 온도를, 표면 온도가 Trex 이상인 범위에서 행하면, 재결정이 촉진되고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하되어 버린다. 한편, 마무리 압연을, 표면 온도가 Ar3 미만인 범위에서 행하면, 가공 페라이트가 생성되고, 최종 조직에 있어서 베이나이트 주체의 조직으로 할 수 없게 될 우려가 있다.
또, 마무리 압연에 있어서의 누적 압하율은 65~90%의 범위로 한다. 마무리 압연에 있어서의 누적 압하율이란, 마무리 압연 개시 시(조압연 종료 후)의 판두께로부터 마무리 압연 종료 후의 판두께를 뺀 것을, 마무리 압연 개시 시의 판두께로 나눈 값이다. 마무리 압연에 있어서의 누적 압하율을 65% 이상으로 함으로써, 오스테나이트 입자에 충분한 변형을 부여하는 것이 가능해진다. 누적 압하율이 65% 미만이면, 오스테나이트 입자로의 변형의 부여가 불충분하게 됨과 더불어, 오스테나이트 입자의 편평화가 촉진되지 않고, 애스펙트비가 저하된다. 또, 누적 압하율이 90%를 초과하면, 재결정이 촉진되고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하됨과 더불어, 패스 수가 증가하여 생산성이 저하된다. 바람직한 누적 압하율은, 70~80%이다.
또한, 마무리 압연에 있어서의 패스 간 시간은 15초 이하로 한다. 패스 간 시간이 15초를 초과하면 가공에 의해 부여한 변형이 회복되고, 최종 조직에 있어서의 베이나이트를 충분히 미세화할 수 없게 됨과 더불어, 재결정이 촉진되고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하된다. 패스 간 시간은 짧으면 짧을수록 바람직하기 때문에, 하한을 설정할 필요는 없으나, 조업성의 관점에서 3초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 일반적으로 마무리 압연은 리버스 압연에 의해 행해진다. 마무리 압연에 있어서의 패스 간 시간이란, 강판이 전방으로 진행하면서 압연 롤에 의해 압연되어 강판의 후단이 압연 롤에서 빠지고 나서, 강판의 진행 방향이 후방으로 리버스되어 재차 강판의 후단이 압연 롤에 물려 들어가기까지의 시간을 의미한다.
그리고, 마무리 압연 완료부터, 후술하는 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시까지의 시간을 50초 이하로 한다. 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이 50초를 초과하면, 가공에 의해 부여한 변형이 회복되고, 최종 조직에 있어서의 베이나이트를 충분히 미세화할 수 없게 됨과 더불어, 재결정이 촉진되고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하된다. 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간은 짧으면 짧을수록 바람직하기 때문에, 하한을 설정할 필요는 없으나, 조업성의 관점에서 5초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이란, 전방으로 진행하는 강판의 선단이, 최종 패스에 있어서의 압연 롤을 빠져나가고부터, 수랭이 개시되기까지의 시간을 의미한다.
상기 설명에 있어서, Ar3은 강온 과정에서 오스테나이트 입자로부터 페라이트 입자로 변태가 시작되는 변태 개시 온도를 의미하며, 하기 (iii)식으로 구해진다. 또, Trex는 등축의 재결정 입자가 생성되어 성장할 수 있는 최저 온도인 재결정 온도를 의미하며, 하기 (iv)식으로 구해진다. 또한, 하기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
Ar3=910-310×C＋65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo ···(iii)
Trex=-91900[Nb*]2＋9400[Nb*]＋770 ···(iv)
단, 하기 (v)식으로 구해지는 고용 Nb량(질량%)을, sol.Nb로 했을 때에,
Nb≥sol.Nb의 경우는, [Nb*]=sol.Nb
Nb＜sol.Nb의 경우는, [Nb*]=Nb
로 한다.
sol.Nb=(10(-6770/(T＋273)＋2.26))/(C＋12/14×N) ···(v)
또한, 상기 식 중의 T는 가열 공정에 있어서의 강편의 가열 온도(℃)를 나타낸다.
(e) 가속 냉각 공정
가속 냉각 공정에서는, 마무리 압연이 종료된 강판을 수랭한다. 이 때, 냉각 개시 온도를 Trex-10℃ 이하로 하고, 또한, 냉각 개시부터 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 5~50℃/초가 되는 조건으로, 0~550℃의 냉각 정지 온도까지 수랭한다.
마무리 압연을 Ar3 이상 Trex 미만의 범위에서 실시했다고 해도, 그 후의 복열(復熱)에 의해 냉각 개시 온도가 Trex-10℃를 초과하면, 가공에 의해 부여한 변형의 회복이 촉진되고, 최종 조직에 있어서의 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트를 충분히 미세화할 수 없게 된다.
덧붙여, 5~50℃/초의 평균 냉각 속도로 0~550℃의 냉각 정지 온도까지 수랭함으로써, 최종 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 할 수 있다. 또한, 평균 냉각 속도 및 냉각 정지 온도는, 강판의 화학 조성에 있어서의 Ceq의 값에 따라 조정하고, 마르텐사이트 변태하지 않는 조건으로 한다.
(f) 템퍼링 공정
가속 냉각 공정 후에, 350~650℃의 온도 범위까지 가열하는 템퍼링 공정을 추가로 구비해도 된다. 템퍼링 공정을 행함으로써, 냉각에 의해 과잉으로 높아진 전위 밀도를 저감시킬 수 있다. 또한, 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 높은 경우에는, 자기 템퍼링 효과가 얻어지기 때문에, 템퍼링 공정을 행하지 않아도 된다. 한편, 가속 냉각 공정에 있어서, 예를 들면 실온 정도까지 냉각한 경우에는, 템퍼링 공정을 행하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
고로로부터 출선(出銑)된 용선(溶銑)을, 용선 예비 처리에서 탈황 처리하고, 전로형 정련 용기에서 탈P 및 탈C 처리한 후, 레이들에 수강(受鋼)했다. 출강 시, 합금 원소를 첨가하고, 보온용 커버 슬래그를 첨가했다.
계속해서, 레이들 내의 용강을 RH 진공 탈가스 장치에서 감압 처리를 행했다. 용제 중에는 적절히 용강 샘플을 채취하고, 분석에 제공하여 용강 성분을 얻었다. 용강 온도는 1560℃ 내지 1610℃에서 추이하였다. RH 처리 전반에 진공 탈가스를 행하고, 용존 O 농도를 조정했다. 용존 O 농도는, 산소 농도 프로브를 이용하여 측정했다. 그 후, Ti를 첨가하고, 균일하게 혼합하기 위해서 환류 처리를 행했다.
RH 진공 탈가스 장치로 처리한 후, 연속 주조법에 의해, 표 1 및 2의 화학 조성을 갖는 강편을 제작했다. 연속 주조에서는, 강편의 표면 온도가 1200~900℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도를 적절히 조절했다. 표 3 및 4에, Ti를 첨가할 때의 용강 중의 용존 O 농도(질량%), 및 연속 주조에서의 1200~900℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도(℃/초)를 나타낸다. 또한, 상기의 강편을 이용하여, 표 5 및 표 6의 제조 조건에 의해 판두께 10~70mm의 강판을 시작(試作)했다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
얻어진 강판의 금속 조직 관찰을 행하여, 각 조직의 면적률의 측정을 행했다. 구체적으로는, 우선 강판으로부터 C 단면에서의 1/4t 위치가 관찰면이 되도록, 시료를 채취했다. 그리고, 관찰면을 나이탈 에칭하고, 에칭 후에 광학 현미경을 이용하여 8시야를 500배로 촬영해, 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행하여, 백색으로 보이는 것을 페라이트, 흑색으로 보이는 것을 펄라이트로 하여, 각각의 면적률을 구했다.
다음으로, 나이탈 에칭한 부분을 레페라 에칭하고, 나이탈 에칭에서 회색으로 보인 부분에 대해 화상 해석을 행하여, 백색으로 보이는 것을 MA상으로 하여 면적률을 구했다.
베이니틱 페라이트의 평균 길이 및 베이나이트의 면적률은, EBSD를 이용한 KAM 해석에 의해 산출했다. KAM 해석에 있어서, 페라이트라고 판단되는 조직에 있어서, 국소 방위차가 1.0°를 초과하는 영역을 베이니틱 페라이트로 했다. 또한, 측정에 있어서는, 장축 방향의 길이가 1μm 이상인 베이니틱 페라이트를 대상으로 했다. 또, 베이나이트의 면적률은 베이니틱 페라이트의 면적률을 합계한 것으로 했다.
또한, 구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이 및 애스펙트비의 평균의 측정을, JIS G 0551:2013에 준하여 행했다. 우선, 강판으로부터 L 단면에서의 1/4t 위치가 관찰면이 되도록, 시료를 채취했다. 다음으로, 관찰면을 경면 연마한 후, 피크르산 포화 수용액을 이용하여, Bechet-Beaujard법으로 부식시켜, 구오스테나이트 입자를 현출시켰다.
구오스테나이트 입자를 현출시킨 관찰면을, 광학 현미경에 의해 관찰하여, 면적 0.05mm2 이상의 시야를 8시야 이상(합계 0.40mm2 이상) 촬영했다. 그리고, 광학 현미경에 의해 촬영한 조직 사진에 의거하여, 구오스테나이트 입자의 두께를 절단법에 의해 측정하고, 그 평균값을 구오스테나이트 입자의 두께 방향에 있어서의 평균 길이로 했다. 측정에 있어서는, 두께 방향의 길이가 1μm 이상인 구오스테나이트 입자를 대상으로 했다.
또, 상기의 조직 사진으로부터, 각 구오스테나이트 입자에 대하여, 장축 방향의 최대 길이와, 장축 방향과 직교하는 단축 방향의 최대 길이를 각각 측정하고, 그 비(장축 최대 길이/단축 최대 길이)를 구하여, 그 평균값을 구오스테나이트 입자의 애스펙트비의 평균으로 했다.
또한, TiN 입자의 평균 원상당 직경 및 면적률의 측정을, EDX가 달린 TEM을 이용하여 행했다. 우선, 강판의 1/10t 위치로부터 추출 레플리카를 제작하여, TEM으로, 3만배 이상의 배율에 의해, 1시야의 관찰 면적을 15μm2 이상으로 하여, 15~200nm의 크기의 입자를 관찰했다. 관찰된 모든 입자를, EDX를 이용해 분석하여, 1질량% 이상의 Ti와, 1질량% 미만의 O(산소)와, 1질량% 이상의 N을 포함하는 입자를 TiN 입자로 판별했다.
또한, TEM의 전자 빔 직경은 1~20nm이고, 관찰 배율은 5만배~100만배로 하여, 입자 내의 임의의 위치를 정량 분석했다. TiN 입자의 평균 원상당 직경은, 상술한 것에 의해 판별된 개개의 TiN 입자의 면적과, 동일한 면적이 되는 원의 상당경(직경)을, 산술 평균한 것이다. TiN 입자의 면적률은, 상술한 것에 의해 판별된 개개의 TiN 입자의 면적의 총합을, 관찰한 시야의 면적으로 나눈 값이다.
계속해서, 결정 입계 밀도의 측정을 EBSD법에 의해 행했다. 구체적으로는, EBSD법에 의해, 1/10t 위치, 1/4t 위치 및 1/2t 위치의 500μm×500μm의 영역을 1μm 피치로 측정하여, 인접 입자와의 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정 입계로 정의하고, 그 때의 결정 입계의 총 길이를 측정 면적으로 나눔으로써 구했다.
이들 측정 결과를 표 7 및 8에 나타낸다. 또한, 표 중에 있어서는, 페라이트의 면적률을 「F 분율」, 펄라이트의 면적률을 「P 분율」, 베이나이트의 면적률을 「B 분율」, MA상의 면적률을 「MA 분율」, 베이니틱 페라이트의 장축 방향의 평균 길이를 「BF 길이」라고 표기한다.
Figure pct00007
Figure pct00008
또한, 인장 강도(TS) 및 항복 응력(YS)을, JIS Z 2241:2011에 의거하여 측정했다. 시험편은, 판두께 중심부로부터 압연 방향으로 직행하는 방향(폭 방향)을 길이 방향으로 하여 채취한, 1B호 인장 시험편을 이용하여 측정했다. 항복 응력(YS)은 영구 신장 0.2% 시의 영구 신장법의 내력으로 했다. 본 실시예에서는, YS가 460MPa 이상, 또한 TS가 570MPa 이상인 것을, 높은 강도를 갖는다고 했다.
또, 강판의 1/4t 위치를 포함하도록 V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242:2005에 준거하여 파면 천이 온도(vTrs)의 평가를 행했다. 이 때, V 노치 시험편은, 각각, 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향 및 폭 방향에 일치하도록, 2개씩 채취했다. 본 실시예에서는, 2개의 시험편에서, 모두 vTrs가 -60℃ 이하인 것을, 저온 인성이 우수하다고 했다.
그리고, ISO 15653: 2018에 준하여, 모재의 판두께 방향의 전체 두께를 3점 굽힘의 노치 위치로 하는 CTOD 시험편을 채취하고, -10℃에 있어서의 CTOD 값의 측정을 행했다. 시험은 3회 행하고, 표에는, 그들의 최소값을 기재했다. 본 실시예에서는, -10℃에 있어서의 CTOD 값의 최소값이 0.50mm 이상인 것을, 파괴 인성이 우수하다고 했다.
또, NK 선급 협회 강선 규칙 검사 요령 K편 부속서 K3.12.2－1.(2016년)의 「온도 구배형 ESSO 시험 및 온도 구배형 이중 인장 시험에 관한 검사 요령」에 준거하여, 어레스트 인성값 Kca-10℃의 측정을 행했다. 다음으로, ASTM E208-06으로 규정된, NRL 낙중 시험법에 준거하여 시험을 행해, NDT 온도를 구했다. 본 실시예에서는, 어레스트 인성값 Kca-10℃가, 6000N/mm1.5 이상이고, 또한 NDT 온도가 -100℃ 이하의 것을, 어레스트성이 우수하다고 했다.
이들 측정 결과를 표 9 및 10에 나타낸다.
Figure pct00009
Figure pct00010
표 7~10에서 알 수 있듯이, 본 발명의 규정을 만족하는 본 발명예(시험 번호 1~29)에서는, 높은 강도를 갖고, 또한 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 우수한 결과가 되었다. 이에 비해, 비교예(시험 번호 30~61)에서는, 강도, 저온 인성 및 어레스트성 중 적어도 어느 하나가 열화되는 결과가 되었다.
구체적으로는, 시험 번호 30은 정련 공정에서의 Ti 첨가 시의 용존 O 농도가 높고, 또한 가열 공정에서의 가열 온도가 높으며, 시험 번호 31은 연속 주조 공정에서의 평균 냉각 속도가 높으며, 모두 TiN 입자가 석출되지 않아 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 어레스트성이 열화되었다. 시험 번호 32는 연속 주조 공정에서의 평균 냉각 속도가 낮기 때문에, 조대한 TiN 입자가 석출되어 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 어레스트성이 열화되었다.
시험 번호 33은 C 함유량이 과잉이기 때문에, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 34는 C 함유량이 낮고, 베이나이트 주체의 조직이 되지 않아, 강도 부족이 됨과 더불어, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 35는 Si 함유량이 과잉이기 때문에, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 36은 Mn 함유량이 과잉이기 때문에, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 37은 Mn 함유량이 낮아, 강도 부족이 되었다.
시험 번호 38은 P 및 S의 함유량이 과잉이고, 시험 번호 39는 Al 함유량이 과잉이며, 시험 번호 40은 N 함유량이 과잉이기 때문에, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 41은 N 함유량이 낮아, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대해져, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다.
시험 번호 42는 Nb 함유량이 과잉이기 때문에, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 43은 Nb 함유량이 낮으며, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 또한, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 작아지며, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다. 시험 번호 44는 Ti 함유량이 과잉이기 때문에, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 덧붙여 TiN 입자가 조대화되어 있고, 또한 가열 공정에서의 가열 온도도 높기 때문에, 결정 입계 밀도를 적정화하지 못하여, 어레스트성도 열화되었다. 시험 번호 45는 Ti 함유량이 낮기 때문에, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다.
시험 번호 46 및 47은 모두 가열 공정에서의 가열 온도가 높으며, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다. 시험 번호 48은 가열 온도가 낮고, 베이나이트 면적률이 낮아졌기 때문에, 강도 부족이 됨과 더불어, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 49는 조압연의 종료 온도가 Trex 미만이며, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다.
시험 번호 50은 조압연의 누적 압하율이 높으며, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 또한, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하되며, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다. 한편, 시험 번호 51은 누적 압하율이 낮으며, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다.
시험 번호 52는 마무리 압연의 개시 온도가 Trex 이상이며, BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 또한, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하되며, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다. 시험 번호 53은 마무리 압연의 종료 온도가 Ar3 미만이었기 때문에, 가공 페라이트가 과잉으로 생성되고, 강도 부족이 됨과 더불어, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다.
시험 번호 54는 마무리 압연의 누적 압하율이 높고, 시험 번호 55는 누적 압하율이 낮으며, 모두 BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 또한, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하되며, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다. 시험 번호 56은 패스 간 시간이 길고, 시험 번호 57은 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이 길며, 모두 BF 길이 및 구오스테나이트 입자가 조대화되고, 또한, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 저하되며, 나아가, 결정 입계 밀도를 적정화할 수 없었기 때문에, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다.
시험 번호 58은 가속 냉각 공정에서의 냉각 속도가 높기 때문에, MA상이 과잉으로 생성되고, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 59는 냉각 속도가 낮고, 베이나이트 주체의 조직이 되지 않아, 강도 부족이 됨과 더불어, 저온 인성 및 파괴 인성이 열화되었다. 시험 번호 60은 냉각 정지 온도가 높기 때문에, 베이나이트 주체의 조직이 되지 않아, 강도 부족이 됨과 더불어, 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 열화되었다. 시험 번호 61은 냉각 개시 온도가 Trex-10℃를 초과하고, BF 길이가 조대화되었기 때문에, 저온 인성은 양호했으나, 파괴 인성이 열화되는 결과가 되었다.
본 발명에 의하면, 높은 강도를 갖고, 또한 저온 인성, 파괴 인성 및 어레스트성이 우수한 강판을 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 따른 강판은, 선박, 고층 건축물, 그 외의 건축물, 교량, 해양 구조물, LNG 저장 탱크, 그 외의 대형 탱크, 라인 파이프 등의 용접 구조물의 소재로서 적합하게 이용할 수 있다.

Claims (10)

  1. 강판의 화학 조성이, 질량%로,
    C: 0.040~0.160%,
    Si: 0.01~0.50%,
    Mn: 0.70~2.50%,
    P: 0.030% 이하,
    S: 0.020% 이하,
    Al: 0.001~0.100%,
    N: 0.0010~0.0080%,
    Nb: 0.003~0.050%,
    Ti: 0.003~0.050%,
    잔부: Fe 및 불순물이며,
    상기 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서, 상기 강판의 두께를 t로 했을 때에, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이,
    면적%로, 80% 이상의 베이나이트를 포함하고, 또한,
    상기 베이나이트를 구성하는 베이니틱 페라이트의 장축 방향의 평균 길이가 10μm 이하이며,
    상기 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 평행한 단면에 있어서, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치에 있어서의 구(舊)오스테나이트 입자의, 두께 방향에 있어서의 평균 길이가 20μm 이하이고, 애스펙트비의 평균이 2.5 이상이며,
    상기 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서,
    상기 강판의 표면으로부터 1/10t의 위치에 있어서의 결정 입계 밀도가 500~1100mm/mm2,
    상기 강판의 표면으로부터 1/4t의 위치에 있어서의 결정 입계 밀도가 400~1000mm/mm2,
    상기 강판의 표면으로부터 1/2t의 위치에 있어서의 결정 입계 밀도가 300~900mm/mm2인,
    강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
    Cu: 1.50% 이하,
    Ni: 2.50% 이하,
    Cr: 1.00% 이하,
    Mo: 1.00% 이하,
    V: 0.150% 이하, 및
    B: 0.0050% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인, 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
    Mg: 0.0100% 이하,
    Ca: 0.0100% 이하, 및
    REM: 0.0100% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인, 강판.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
    Zr: 0.0100% 이하, 및
    Te: 0.0100% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인, 강판.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로,
    W: 1.00% 이하, 및
    Sn: 0.50% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하는 것인, 강판.
  6. 청구항 1 내지 청구항 5 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 하기 (i)식을 만족하는, 강판.
    1.7≤Ti/N≤3.4 ···(i)
    단, 상기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
  7. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 하기 (ii)식을 만족하며,
    상기 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서, 상기 강판의 표면으로부터 1/10t의 위치에 있어서의 TiN 입자의 평균 원상당 직경이 60nm 이하이고, 또한 상기 TiN 입자의 면적률이 0.0001% 이상인, 강판.
    Ti×N≥3.0×10-5 ···(ii)
    단, 상기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
  8. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
    청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 강편에 대해, 가열 공정, 열간 압연 공정 및 가속 냉각 공정을 순서대로 실시하는, 강판의 제조 방법에 있어서,
    상기 가열 공정에서는, 상기 강편을 950~1050℃의 가열 온도까지 가열하며,
    상기 열간 압연 공정은, 조압연과 마무리 압연을 포함하고,
    상기 조압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Trex 이상인 범위에서 실시하고,
    상기 조압연에 있어서의 누적 압하율을 10~75%로 하며,
    상기 마무리 압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Ar3 이상 Trex 미만인 범위에서 실시하고,
    상기 마무리 압연에 있어서의 누적 압하율을 65~90%로 하고, 또한 패스 간 시간을 15초 이하로 하며,
    상기 마무리 압연 완료부터, 상기 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시까지의 시간을 50초 이하로 하고,
    상기 가속 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 Trex-10℃ 이하로 하고, 또한, 냉각 개시부터 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 5~50℃/초가 되는 조건으로, 0~550℃의 냉각 정지 온도까지 수랭하는,
    강판의 제조 방법.
    단, Ar3은 하기 (iii)식으로 구해지며, Trex는 하기 (iv)식으로 구해진다. 또한, 하기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
    Ar3=910-310×C＋65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo ···(iii)
    Trex=-91900[Nb*]2＋9400[Nb*]＋770 ···(iv)
    단, 하기 (v)식으로 구해지는 고용 Nb량(질량%)을, sol.Nb로 했을 때에,
    Nb≥sol.Nb의 경우는, [Nb*]=sol.Nb
    Nb<sol.Nb의 경우는, [Nb*]=Nb
    로 한다.
    sol.Nb=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C＋12/14×N) ···(v)
    또한, 상기 식 중의 T는 가열 공정에 있어서의 강편의 가열 온도(℃)를 나타낸다.
  9. 청구항 7에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
    용강을 제조하는 정련 공정과, 상기 용강을 연속 주조하여 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 강편을 제조하는 연속 주조 공정을 구비하며, 얻어진 상기 강편에 대해, 가열 공정, 열간 압연 공정 및 가속 냉각 공정을 순서대로 실시하는, 강판의 제조 방법에 있어서,
    상기 정련 공정에서는, 상기 용강 중의 용존 O 농도가 0.0050% 이하가 되고 나서 Ti를 첨가하며,
    상기 연속 주조 공정에서는, 상기 강편의 표면 온도가 1200~900℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.1~0.5℃/초로 하며,
    상기 가열 공정에서는, 상기 강편을 950~1080℃의 가열 온도까지 가열하며,
    상기 열간 압연 공정은, 조압연과 마무리 압연을 포함하고,
    상기 조압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Trex 이상인 범위에서 실시하고,
    상기 조압연에 있어서의 누적 압하율을 10~75%로 하며,
    상기 마무리 압연은, 상기 강편의 표면 온도가 Ar3 이상 Trex 미만인 범위에서 실시하고,
    상기 마무리 압연에 있어서의 누적 압하율을 65~90%로 하고, 또한 패스 간 시간을 15초 이하로 하며,
    상기 마무리 압연 완료부터, 상기 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시까지의 시간을 50초 이하로 하고,
    상기 가속 냉각 공정에서는, 냉각 개시 온도를 Trex-10℃ 이하로 하고, 또한, 냉각 개시부터 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 5~50℃/초가 되는 조건으로, 0~550℃의 냉각 정지 온도까지 수랭하는,
    강판의 제조 방법.
    여기서, Ar3은 하기 (iii)식으로 구해지며, Trex는 하기 (iv)식으로 구해진다. 또한, 하기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내며, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
    Ar3=910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo ···(iii)
    Trex=-91900[Nb*]2＋9400[Nb*]＋770 ···(iv)
    단, 하기 (v)식으로 구해지는 고용 Nb량(질량%)을, sol.Nb로 했을 때에,
    Nb≥sol.Nb의 경우는, [Nb*]=sol.Nb
    Nb<sol.Nb의 경우는, [Nb*]=Nb
    로 한다.
    sol.Nb=(10(-6770/(T＋273)＋2.26))/(C＋12/14×N) ···(v)
    또한, 상기 식 중의 T는 가열 공정에 있어서의 강편의 가열 온도(℃)를 나타낸다.
  10. 청구항 8 또는 청구항 9에 있어서,
    상기 가속 냉각 공정 후에, 350~650℃의 온도 범위까지 가열하는 템퍼링 공정을 추가로 실시하는, 강판의 제조 방법.
KR1020227033732A 2020-08-31 2021-08-31 강판 및 그 제조 방법 KR20220147126A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020145740 2020-08-31
JPJP-P-2020-145740 2020-08-31
PCT/JP2021/031921 WO2022045352A1 (ja) 2020-08-31 2021-08-31 鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20220147126A true KR20220147126A (ko) 2022-11-02

Family

ID=80353525

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020227033732A KR20220147126A (ko) 2020-08-31 2021-08-31 강판 및 그 제조 방법

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7127753B2 (ko)
KR (1) KR20220147126A (ko)
CN (1) CN115398018B (ko)
WO (1) WO2022045352A1 (ko)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023190200A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2023233980A1 (ja) 2022-06-03 2023-12-07 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板、角形鋼管、それらの製造方法および建築構造物
WO2024116737A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度極厚鋼板およびその製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019023323A (ja) 2017-07-21 2019-02-14 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019023324A (ja) 2017-07-21 2019-02-14 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019023322A (ja) 2017-07-21 2019-02-14 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019035107A (ja) 2017-08-14 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
WO2019069771A1 (ja) 2017-10-03 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10306316A (ja) * 1997-04-28 1998-11-17 Nippon Steel Corp 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法
JP4058097B2 (ja) * 2006-04-13 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
JP4612735B2 (ja) * 2007-12-06 2011-01-12 新日本製鐵株式会社 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP5337412B2 (ja) * 2008-06-19 2013-11-06 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP5278188B2 (ja) * 2009-06-19 2013-09-04 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
JP4874435B2 (ja) * 2010-02-08 2012-02-15 新日本製鐵株式会社 厚鋼板の製造方法
TWI463018B (zh) * 2012-04-06 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板
KR101892412B1 (ko) * 2016-04-19 2018-08-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재
JP2018003062A (ja) 2016-06-29 2018-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP6572876B2 (ja) 2016-12-06 2019-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
CN111133121B (zh) * 2017-11-24 2021-07-20 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
JP7155703B2 (ja) * 2018-07-19 2022-10-19 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法
JP7248885B2 (ja) * 2019-01-24 2023-03-30 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
KR102648171B1 (ko) * 2019-06-27 2024-03-19 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강재 및 그 제조 방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019023323A (ja) 2017-07-21 2019-02-14 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019023324A (ja) 2017-07-21 2019-02-14 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019023322A (ja) 2017-07-21 2019-02-14 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019035107A (ja) 2017-08-14 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
WO2019069771A1 (ja) 2017-10-03 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2022045352A1 (ja) 2022-03-03
JP7127753B2 (ja) 2022-08-30
CN115398018A (zh) 2022-11-25
CN115398018B (zh) 2023-07-21
JPWO2022045352A1 (ko) 2022-03-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102648171B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
EP1736562A1 (en) Thick high strength steel plate having excellent low temperature toughness in welding heat affected zone caused by high heat input welding
JPWO2019069771A1 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
KR20220147126A (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP2019023322A (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
JP6665659B2 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP7099653B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6645373B2 (ja) 厚鋼板とその製造方法
JP2013095927A (ja) 靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP5234951B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材、並びにその製造方法
KR20220145393A (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP5432565B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性および疲労亀裂進展抑制特性に優れた厚鋼板
JP7127752B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
KR20180102175A (ko) 저온용 h형강 및 그 제조 방법
WO2007020683A1 (ja) 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板
JP2005232515A (ja) 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板
JPWO2019180957A1 (ja) 圧延ｈ形鋼及びその製造方法
JP7230454B2 (ja) 継目無鋼管用鋼材
JP6036617B2 (ja) 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP7127751B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7243916B2 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
KR20220147130A (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP7323090B1 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
JP7207250B2 (ja) 鋼材及びその製造方法
WO2023166935A1 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法