KR20230159568A - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 본 발명의 고강도 강재는, 특정한 성분 조성을 가지며, 판두께 1/4 위치에 있어서의 고강도 강판의 금속 조직은, 페라이트로 이루어지는 연질상을 주상으로 하고, 잔부가 펄라이트, 베이나이트 및 마텐자이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 경질상으로 이루어지고, 금속 조직 전체에서 차지하는 가공 페라이트의 분율이, 체적 분율로 50 ％ 이상이고, 가공 페라이트의 애스펙트비가 1.5 이상이고, 가공 페라이트의 평균 결정 입경이 50 ㎛ 이하이고, 모재의 항복 응력이 235 MPa 이상이고, 모재의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 200 J 이상이고, 대입열 용접 후의 용접 열영향부에 있어서의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 80 J 이상이다.
Description
본 발명은, 예를 들어 선박, 해양 구조물, 중고층 빌딩, 교량, 탱크 등에 사용되는 강판 (후 (厚) 강판) 이며, 특히, 그 강판을 용접시킨 후의 용접 열영향부에 있어서도 높은 인성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 선박, 해양 구조물, 중고층 빌딩, 교량, 탱크 등의 구조물에 사용되는, 용접용 강재 (용접용 강판) 의 재질 특성에 대한 요망은 점점 더 엄격해지고 있다. 또한, 그러한 구조물은, 단기간에 제조하기 위해, 서브머지드 아크 용접 법, 일렉트로 가스 용접법, 일렉트로 슬래그 용접법 등으로 대표되는, 대 (大) 입열 용접법의 운용이 희망되고 있다. 이런 점에서, 강재 자체의 인성과 마찬가지로, 용접 열영향부 (이하, 「HAZ」라고 칭하는 경우도 있다) 의 인성에 대한 요구도 점점 더 엄격해지고 있다.
그러나, 일반적으로 용접 입열량이 커지면, HAZ 의 조직이 조대화되고, HAZ 의 인성은 저하되는 것이 알려져 있다. 이와 같은 대입열 용접에 의한 HAZ 의 인성의 저하에 대해, 예를 들어 특허문헌 1 ∼ 5 에 기재된 기술과 같이 지금까지도 수많은 대책이 제안되어 왔다.
특허문헌 1 및 특허문헌 2 에는, 대입열 용접에 의한 HAZ (이하, 「대입열 HAZ」라고 칭하는 경우도 있다) 의 인성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 구체적으로는, TiN, Al 옥사이드 등의 피닝 효과에 의해 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 방법이 제안되어 있다.
또한, 특허문헌 3, 특허문헌 4 및 특허문헌 5 에는, 오스테나이트립 내에 페라이트 변태 핵을 다수 존재시킴으로써, 결정립 내 조직의 미세화를 도모하는 기술이 개시되어 있다. 구체적으로는, TiN, MnS, Ti 옥사이드 등을 페라이트 변태 핵으로서 이용함으로써, 결정립 내 조직의 미세화를 달성하고, 이에 따라 HAZ 의 저온 인성의 개선을 도모하고 있다.
그러나, 특허문헌 1 ∼ 특허문헌 5 에 개시된 상기의 석출물을 이용하여 HAZ 를 미세화하는 제반 기술을 적용해도, 대입열 용접을 실시하는 경우에는, HAZ 조직의 조대화가 불가피하고, 예를 들어 －60 ℃ 를 하회하는 환경 하에서는 HAZ 의 저온 인성의 열화가 발생한다.
최근, 선박이나 탱크 등에 있어서는, 종래보다 저온인 환경에서의 운용이 검토되고 있다. 그러므로, 상기 각 특허문헌에 기재된 기술이 대상으로 하고 있는 강재 (강판) 보다 비약적으로 용접 열영향부의 저온 인성을 향상시킨 강재가 필요해지고 있다.
본 발명은, 상기 실정을 감안하여 이루어진 것으로, 특히, 상기한 용도에 사용하는 강판의 모재 및 HAZ (대입열 HAZ) 의 저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
여기서, 본 발명에 있어서의 「고강도」란, 고강도 강판의 모재 강도를 나타내는 항복 응력 (YP) 이 235 MPa 이상인 것을 가리킨다. 본 발명에 있어서의 「모재의 저온 인성이 우수하다」함은, 모재의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 200 J 이상인 것을 가리킨다. 본 발명에 있어서의 「HAZ (대입열 HAZ) 의 저온 인성이 우수하다」함은, 대입열 용접 후의 HAZ, 즉 편면 1 패스 용접 이음매의 HAZ 에 있어서의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 80 J 이상인 것을 가리킨다. 특히, 서브머지드 아크 용접 등의 편면 1 패스 용접에 의한 용접 입열량이 4 kJ/㎜ 이상인 용접 이음매에 대해 안정적인 저온 인성을 얻을 수 있다.
또, 항복 응력 및 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서, 대입열 HAZ 의 저온 인성을 향상시키기 위한 수법에 대해서 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻는 데에 이르렀다.
먼저, 본 발명자들은, 대입열 용접에 의해 생성되는 조대한 베이나이트 조직에 주목하였다. 페라이트나 펄라이트와 같은 조직과 비교하여, 조대한 베이나이트는 거친 조직이다. 거친 조직은 취성 파괴의 한계 응력이 낮기 때문에, 인성 저하의 요인이 된다. 그래서, 본 발명자들은, 조대한 베이나이트의 생성을 억제함으로써, 대입열 HAZ 의 저온 인성이 향상되는 것으로 생각하였다.
또한, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 다음의 지견을 얻었다. 이하의 (1) 식의 조건을 만족하는 성분 조성으로 설계함으로써, 페라이트 변태가 촉진되어, 조대한 베이나이트의 세립화가 가능해진다. 또한, N 에 대한 Ti 의 비율 (Ti/N) 을 1.5 ∼ 4.0 의 범위로 설계함으로써, 용접에 의한 구오스테나이트 입경의 조대화가 억제되어, 조대한 베이나이트의 억제가 가능해진다.
그러나, (1) 식의 조건을 만족함으로써, 연질상인 페라이트의 분율이 증가되어 버리기 때문에, 모재 (강판) 의 강도 확보가 곤란해져 버린다.
그래서, 본 발명자들은 모재의 금속 조직에 관해서 검토하였다. 그 결과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서, 모재의 전체 조직에서 차지하는 가공 페라이트의 분율이 체적 분율로 50 ％ 이상, 가공 페라이트의 애스펙트비가 1.5 이상, 및 가공 페라이트의 평균 결정 입경이 50 ㎛ 이하로 한다. 이에 따라, (1) 식의 조건을 만족한 채 우수한 모재 강도를 얻을 수 있는 것을 지견하였다.
0.25≤[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5≤0.35 … (1)
다만, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 는, 각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않은 원소의 함유량은 제로로 한다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 질량％ 로,
C：0.010 ∼ 0.070 ％,
Si：0.01 ∼ 0.50 ％,
Mn：1.00 ∼ 2.00 ％,
P：0.020 ％ 이하,
S：0.0005 ∼ 0.0100 ％,
Al：0.035 ∼ 0.100 ％,
Ti：0.010 ∼ 0.030 ％, 및
N：0.0035 ∼ 0.0100 ％
를 함유하고,
하기 식 (1) 로 나타내는 탄소 등량 Ceq.(IIW) 가 0.25 ∼ 0.35 질량％ 를 만족하고,
Ti/N 이 1.5 ∼ 4.0 을 만족하고,
잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며,
판두께 1/4 위치에 있어서의 고강도 강판의 금속 조직은, 페라이트로 이루어지는 연질상을 주상으로 하고, 잔부가 펄라이트, 베이나이트 및 마텐자이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 경질상으로 이루어지고,
금속 조직 전체에서 차지하는 가공 페라이트의 분율이, 체적 분율로 50 ％ 이상이고,
상기 가공 페라이트의 애스펙트비가 1.5 이상이고,
상기 가공 페라이트의 평균 결정 입경이 50 ㎛ 이하이고,
모재의 항복 응력이 235 MPa 이상이고, 모재의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 200 J 이상이고,
대입열 용접 후의 용접 열영향부에 있어서의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 80 J 이상인, 고강도 강판.
Ceq.(IIW)＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5 … (1)
여기서, 식 (1) 중의 [ ] 는, 그 괄호 내의 각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않은 원소의 함유량은 제로로 한다.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
B ：0.0030 ％ 이하,
Cu：0.50 ％ 이하,
Ni：1.50 ％ 이하,
V ：0.100 ％ 이하,
Cr：0.50 ％ 이하,
Mo：0.50 ％ 이하,
Ca：0.0030 ％ 이하,
Mg：0.0050 ％ 이하, 및
REM：0.1000 ％ 이하
로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 [1] 에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 판두께 1/4 위치에 있어서의 고강도 강판의 금속 조직은, TiN 의 사이즈가 5 ∼ 200 ㎚ 인, 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.
[4] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 소재를 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도로 가열 후,
950 ℃ 이상의 온도역인 재결정 γ 역에서 압연을 개시하고, 850 ℃ 이하의 온도역인 미재결정 γ 역에서의 압하율이 30 ％ 이상, 및 (Ar3 변태점－80) ℃ ∼ Ar3 변태점의 페라이트-오스테나이트 2 상역에서의 압하율이 30 ％ 이상인 조건에서 압연을 실시하고, 마무리 온도가 650 ℃ 이상인, 열간 압연을 실시하고,
그 후, 650 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 600 ℃ 이하 300 ℃ 이상인 온도역의 냉각 정지 온도까지 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는, 고강도 강판의 제조 방법.
[5] 상기 강 소재를 0.3 ∼ 1.0 m/min 의 평균 주조 속도로 주조하는, 상기 [4] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 본 발명의 고강도 강판에 대입열 용접을 실시해도, 모재 및 용접 열영향부에 있어서 우수한 저온 인성을 가질 수 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판은, 일렉트로 가스 용접, 서브머지드 아크 용접, 일렉트로 슬래그 용접 등의 대입열 용접법에 의해 시공되는, 예를 들어 액화 가스의 저온 저장 탱크나 저온 환경에서 운용되는 선박 등의 구조물의 용접용 강판 (강재) 으로서 바람직하게 사용할 수 있다.
이하, 본 발명에 대해서 설명한다. 또, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.
먼저, 본 발명에 있어서 고강도 강판의 성분 조성을 한정한 이유에 대해서 설명한다. 또, 본 발명에 있어서, 성분 조성에 관한 「％」표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
C：0.010 ∼ 0.070 ％
C 는, 본 발명에서 목적으로 하는 모재 (고강도 강판) 의 강도를 얻기 위해서 0.010 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.070 ％ 를 초과하여 C 를 함유하면, 섬형 마텐자이트가 증가하여 용접 열영향부 (HAZ) 의 저온 인성이 저하되기 때문에, C 함유량은 0.070 ％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.020 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.050 ％ 이상이다. C 함유량은, 바람직하게는 0.065 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.060 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.055 ％ 이하이다.
Si：0.01 ∼ 0.50 ％
Si 는, 모재의 강도 확보 및 탈산 등에 필요한 성분으로, 본 발명에서는 0.01 ％ 이상으로 Si 를 함유한다. 한편, Si 의 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, HAZ 가 경화되어 HAZ 의 저온 인성이 저하되기 때문에, Si 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.1 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이상이다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.40 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.
Mn：1.00 ∼ 2.00 ％
Mn 은, 모재의 강도를 확보하기 위해서, 1.00 ％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Mn 은, 2.00 ％ 를 초과하여 함유하면 용접성이 열화될 뿐만 아니라 강판 비용도 상승한다. 따라서, Mn 함유량의 범위는, 1.00 ∼ 2.00 ％ 로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.20 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.40 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1.50 ％ 이상이다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.90 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.75 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.60 ％ 이하이다.
P：0.020 ％ 이하
P 는, 불가피적으로 혼입되는 불순물이며, P 의 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, 모재 및 용접부의 저온 인성을 저하시키기 때문에, 상한을 0.020 ％ 로 한다. 따라서, P 함유량은 0.020 ％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.015 ％ 이하로 한다. 양호한 저온 인성을 얻기 위해서는, P 의 함유량은, 0.010 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.007 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또, P 함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 극저 P 화 처리를 실시함으로써 비용이 증가되어 버리기 때문에, P 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S：0.0005 ∼ 0.0100 ％
S 는, 페라이트 핵 생성에 필요한 복합 개재물의 핵으로서 소요되는 CaS 혹은 MnS 를 생성하기 위해서, 0.0005 ％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, S 의 함유량은 0.0100 ％ 를 초과하면, 모재의 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, S 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0090 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0015 ％ 이상이다.
Al：0.035 ∼ 0.100 ％
Al 은, 강의 탈산을 위해 0.035 ％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, Al 은 0.100 ％ 를 초과하여 함유하면, 모재의 저온 인성을 저하시킴과 함께 용접 금속의 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, Al 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.095 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.090 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.080 ％ 이하이다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.040 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이상이다.
Ti：0.010 ∼ 0.030 ％
Ti 는, 강의 응고 시에 TiN 으로 되어 석출되고, HAZ 에서의 오스테나이트의 조립화 억제나, 페라이트 변태 핵으로 되어 고인성화에 기여한다. Ti 의 함유량은, 0.010 ％ 에 미치지 못하면 그 효과는 적고, 0.030 ％ 를 초과하면 TiN 입자의 조대화에 의해 기대되는 효과가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Ti 의 함유량은, 0.010 ∼ 0.030 ％ 의 범위로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.011 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.013 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이상이다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.028 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.025 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다.
N：0.0035 ∼ 0.0100 ％
N 은, Ti 와 결합되어 TiN 을 형성하기 때문에, 0.0035 ％ 이상으로 함유한다. N 의 함유량이 증가하면, 고용 N 이 증대하여 HAZ 의 저온 인성의 저하를 초래하므로, N 함유량은 0.0100 ％ 를 상한으로 하였다. 따라서, N 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0040 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0045 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0052 ％ 이상이다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0095 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0090 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0075 ％ 이하이다.
탄소 당량 Ceq.(IIW)：0.25 ∼ 0.35 질량％
본 발명의 고강도 강판은, 다음 (1) 식로 나타내는 탄소 당량 Ceq.(IIW) 가, 0.25 ∼ 0.35 질량％ 의 범위를 만족하도록 성분 조성을 조정한다.
Ceq.(IIW)＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5 … (1)
여기서, 식 (1) 중의 [ ] 는, 그 괄호 내의 각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않은 원소의 함유량은 제로로 한다.
탄소 당량 Ceq.(IIW) 는, 용접 열영향부에 있어서 vTrs (파면 천이 온도) 가 －60 ℃ 이하를 확보하기 위해서, 0.35 질량％ 이하로 한다. 한편으로, 탄소 당량 Ceq.(IIW) 가 0.25 질량％ 를 하회하면, 모재에 있어서 항복 응력이 235 MPa 이상을 확보할 수 없다. 따라서, 탄소 당량 Ceq.(IIW) 는, 0.25 ∼ 0.35 질량％ 로 한다. 탄소 당량 Ceq.(IIW) 는, 바람직하게는 0.27 질량％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.28 질량％ 이상이다. 탄소 당량 Ceq.(IIW) 는, 바람직하게는 0.33 질량％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.32 질량％ 이하이다.
또, 용접 열영향부에 있어서 상기 vTrs 가 －60 ℃ 이하로 하는 이유는, 장래적으로 수요의 증가가 기대되는 액화 가스 탱크의 설계 온도가 －60 ℃ 이하인 것으로 추정되기 때문이다.
Ti/N：1.5 ∼ 4.0
또한, 본 발명에서는, Ti 는, N 함유량과의 관계에서 1.5≤Ti/N≤4.0 (여기서, Ti, N：각 원소의 함유량 (질량％) 으로 한다) 을 만족하도록 첨가하여, Ti 함유량을 조정한다. Ti 함유량을 조정함으로써, 최적의 사이즈와 양의 TiN 을 확보하는 것이 가능해지고, 그 결과, 오스테나이트의 조립화 억제가 가능해진다. Ti/N 이 1.5 미만에서는, TiN 이 미세화되어 버리고, 이에 따라 용접 열영향부에서는 TiN 이 고용되어 버린다. 그 결과, 용접부의 저온 인성의 향상에 필요한 TiN 량을 확보할 수 없다. 한편, Ti/N 이, 4.0 초과에서는, TiC 입자의 생성 및 TiN 의 조대화에서 기인되어, 모재의 저온 인성 및 용접부의 저온 인성이 저하된다. 따라서, N 함유량에 대한 Ti 함유량의 비율 (T/Ni) 은, 1.5 이상으로 하고, 4.0 이하로 한다. T/Ni 는, 바람직하게는 2.0 이상이고, 보다 바람직하게는 2.5 이상이다. T/Ni 는, 바람직하게는 3.4 이하이고, 보다 바람직하게는 3.2 이하이다.
또, 본 발명에서는, TiN 의 사이즈는 5 ㎚ 이상 200 ㎚ 이하로 조정하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 이 사이즈의 범위 밖이 됨으로써, 충분한 오스테나이트립의 조대화 억제 효과가 얻어지지 않기 때문이다. 본 발명에 있어서 「TiN 의 사이즈」란, 장방형인 TiN 의 대각선 길이를 가리키며, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
본 발명의 고강도 강판은, 상기한 성분 이외의 잔부가 철 (Fe) 및 불가피적 불순물이다.
본 발명에서는, 상기한 원소를 기본의 성분 조성으로 하고, 이 기본의 성분 조성에 의해 본 발명에서 목적으로 하는 특성은 얻어진다. 본 발명에서는, 특성을 더 향상시키는 것을 목적으로 하여, 상기한 기본의 성분 조성에 추가하고, 필요에 따라 이하의 원소를 함유할 수 있다. 또, 이하에 기재된 B, Cu, Ni, V, Cr, Mo, Ca, Mg, 및 REM 의 각 성분은 필요에 따라 함유할 수 있으므로, 이들 성분은 0 ％ 여도 된다.
B：0.0030 ％ 이하, Cu：0.50 ％ 이하, Ni：1.50 ％ 이하, V：0.100 ％ 이하, Cr：0.50 ％ 이하, Mo：0.50 ％ 이하, Ca：0.0030 ％ 이하, Mg：0.0050 ％ 이하, 및 REM：0.1000 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상
B：0.0030 ％ 이하
B 는, 강판 (모재) 의 고강도화에 유효하게 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과는, 0.0002 ％ 이상의 B 의 함유에서 현저해진다. 한편, B 를 과잉으로 함유하면, 용접부의 HAZ 의 저온 인성에 악영향을 미치기 때문에, B 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러므로, B 를 함유하는 경우, B 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0002 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.0007 ％ 이상으로 한다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0012 ％ 이하로 한다.
Cu：0.50 ％ 이하
Cu 는, 강의 ??칭성을 높이는 원소이며, 압연 후 모재의 강도 향상에 추가하여, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에도 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 Cu 를 함유함으로써 발휘된다. 한편, Cu 의 과도한 함유는, 용접부의 HAZ 의 저온 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러므로, Cu 를 함유하는 경우, Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이상으로 한다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하로 한다.
Ni：1.50 ％ 이하
Ni 는, 강의 ??칭성을 높이는 원소이며, 압연 후 모재의 강도 향상에 추가하여, 모재의 저온 인성, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에도 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 Ni 를 함유함으로써 발휘된다. 한편으로, Ni 의 과도한 함유는, 용접부의 HAZ 의 저온 인성이나 용접성을 오히려 열화시키는 것에 추가하여, 합금의 비용 증가를 초래한다. Ni 함유량은 1.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러므로, Ni 를 함유하는 경우, Ni 함유량은 1.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상으로 한다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하로 한다.
V：0.100 ％ 이하
V 는, 모재의 강도 및 저온 인성의 향상에 유효한 원소이며, 또한 VN 으로서의 페라이트 생성 핵으로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과는, 0.005 ％ 이상의 V 를 함유시킴으로써 발휘된다. 한편, V 는 0.100 ％ 를 초과하여 함유하면, 오히려 용접부의 HAZ 의 저온 인성이 저하된다. V 함유량은 0.100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러므로, V 를 함유하는 경우, V 함유량은 0.100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.009 ％ 이상으로 한다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.080 ％ 이하로 한다.
Cr：0.50 ％ 이하
Cr 은, Cu 와 마찬가지로 강의 ??칭성을 높이는 원소이며, 압연 후 모재의 강도 향상에 추가하여, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 Cr 을 함유함으로써 발휘된다. 한편, Cr 의 과도한 함유는, 용접부의 HAZ 의 저온 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러므로, Cr 을 함유하는 경우, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하로 한다.
Mo：0.50 ％ 이하
Mo 는, Cu 나 Cr 과 마찬가지로 강의 ??칭성을 높이는 원소이며, 압연 후 모재의 강도 향상에 추가하여, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 Mo 를 함유함으로써 발휘된다. 한편, Mo 의 과도한 함유는, 용접부의 HAZ 의 저온 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. Mo 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러므로, Mo 를 함유하는 경우, Mo 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상으로 한다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하로 한다.
Ca：0.0030 ％ 이하
Ca 는, S 의 고정에 의한 모재 및 HAZ 의 저온 인성 향상에 유용한 원소이다. Ca 의 함유량이 0.0030 ％ 를 초과하면 그 효과는 포화되므로, Ca 는 0.0030 ％ 이하로 함유시키는 것으로 한다. 한편, Ca 의 함유량이 0.0005 ％ 미만이면, S 의 고정이 불충분해진다. Ca 는 0.0005 ％ 이상으로 함유시키는 것으로 한다. 그러므로, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은, 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0025 ％ 이하로 한다.
Mg：0.0050 ％ 이하, REM：0.1000 ％ 이하
Mg 및 REM (희토류 금속) 은, 모두 용강 중에서 강한 탈산력을 가지며, 미세 산화물 형성을 보조하는 작용이 있으므로, 필요에 따라 첨가한다. 각각의 탈산 효과를 나타내는 함유량은, Mg：0.0002 ％ 이상, REM：0.0010 ％ 이상이다. 한편, 다량으로 첨가하면, 조대한 개재물이 형성됨으로써 모재 특성을 저해시키므로, 각각의 함유량은, Mg：0.0050 ％ 이하, REM：0.1000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러므로, Mg 및 REM 을 함유하는 경우, Mg：0.0050 ％ 이하, REM：0.1000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0002 ％ 이상으로 한다. REM 함유량은, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다.
본 발명의 고강도 강판은, 상기한 성분 조성을 만족함으로써, 저온 인성의 향상을 달성할 수 있다. 한편으로, 상기 서술한 바와 같이, 모재의 강도 확보가 어려워진다. 그래서, 그 강도의 확보를 목적으로 하여, 본 발명에서는 고강도 강판의 금속 조직을 다음과 같이 규정하는 것도 중요하다.
이하에, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 강판은, 판두께 1/4 위치에 있어서, 주상이 페라이트로 이루어지는 연질상과, 잔부가 펄라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 경질상으로 이루어지는 금속 조직을 갖는다. 또한, 상기한 가공 페라이트는, 판두께 1/4 위치에 있어서, 고강도 강판의 금속 조직 전체에서 차지하는 가공 페라이트의 분율이 체적 분율로 50 ％ 이상이고, 가공 페라이트의 애스펙트비가 1.5 이상이고, 및 가공 페라이트의 평균 결정 입경이 50 ㎛ 이하이다.
주상：페라이트
본 발명의 고강도 강판은, 모재의 강도를 향상시키는 관점에서, 판두께 1/4 위치에 있어서 페라이트를 주상으로 한다. 본 발명에 있어서 「주상」이란, 체적률로 50 ％ 이상인 것을 가리킨다. 페라이트의 체적률은, 바람직하게는 70 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 75 ％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 80 ％ 이상으로 하고, 한층 더 바람직하게는 90 ％ 이상으로 한다.
또, 본 발명에서는, 상기 서술한 바와 같이, (1) 식의 조건을 만족한 채 우수한 모재 강도를 얻기 위해서, 연질상인 페라이트에 추가하여, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 가공 페라이트의 분율도 규정된다. 가공 페라이트에 관한 상세함은, 후술한다.
잔부：펄라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 경질상
페라이트 이외의 잔부의 조직은, 강도 확보의 관점에서, 판두께 1/4 위치에 있어서, 펄라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 경질상으로 한다. 잔부의 조직은, 각 조직의 체적률의 합계로 25 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 잔부의 조직의 합계 체적률은, 보다 바람직하게는 15 ％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 10 ％ 이하로 한다.
가공 페라이트의 체적 분율：50 ％ 이상
본 발명에서는, 고강도 강판의 제조 시에, 후술하는 열간 압연 조건에 따라서 온도 영역이 2 상역인 페라이트에 대하여 2 상역 압연에 의해 전위를 가하고, 이에 따라 강도를 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 2 상역 압연에 의해 전위가 도입된 가공 페라이트를 일정 이상의 비율로 갖는 것을 필요로 한다. 가공 페라이트는, 상기 서술한 모재의 강도를 확보하기 위해서, 판두께 1/4 위치에 있어서, 고강도 강판의 금속 조직 전체에 대한 체적 분율로 50 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 가공 페라이트는, 체적 분율로 바람직하게는 60 ％ 이상으로 한다.
가공 페라이트는, 상기 페라이트 중, 55 ％ 이상을 차지하는 것으로 한다. 바람직하게는 70 ％ 이상이다.
또, 가공 페라이트의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 압연기에 있어서의 부하의 관점이나, 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지 저하 방지의 이유에서, 체적 분율로 90 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 가공 페라이트는, 체적 분율로 80 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
가공 페라이트는, 상기 페라이트 중, 96 ％ 이하를 차지하는 것으로 한다. 바람직하게는 93 ％ 이하이다.
여기서, 본 발명에 있어서 「가공 페라이트」란, X 선 회절 (XRD) 에 의해 구해지는 전위 밀도 ρ 의 값이, 1.0 × 1014 m-2 이상인 페라이트를 가리킨다. 전위 밀도 ρ 의 값이 1.0 × 1014 m-2 이상으로 됨으로써, 가공 경화가 작용 강도가 상승한다. 상기한 전위 밀도 ρ 의 값은, 바람직하게는 2.0 × 1014 m-2 로 한다. 그러나, 2 상역 압하를 과잉으로 가하면, 과잉으로 전위가 도입됨으로써, 전위가 움직이기 어려워지는 결과, 강판의 저온 인성이 저하된다. 그러므로, 전위 밀도 ρ 의 값의 상한은, 2.5 × 1015 m-2 이하로 한다. 본 발명에서는, 상기 전위 밀도는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
가공 페라이트의 애스펙트비：1.5 이상
판두께 1/4 위치에 있어서의 가공 페라이트의 애스펙트비가 1.5 미만이면, 특정한 집합 조직이 충분히 발달하지 않아, 연성 균열이 발생할 우려가 있다. 또한, 전위 강화 및 세립화 효과가 발현되지 않으며, 저온에 있어서의 모재의 인성이 저하된다. 따라서, 가공 페라이트의 애스펙트비는 1.5 이상으로 한다. 가공 페라이트의 애스펙트비는, 바람직하게는 2.0 이상이고, 보다 바람직하게는 2.5 이상이다. 또, 가공 페라이트의 애스펙트비의 상한치는, 특별히 규정할 필요는 없다. 압연기의 능력 등의 관점에서, 가공 페라이트의 애스펙트비는 4.0 이하로 하는 것이 바람직하고, 3.8 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
가공 페라이트의 평균 결정 입경：50 ㎛ 이하
판두께 1/4 위치에 있어서의, 가공 페라이트의 평균 결정 입경을 50 ㎛ 이하로 함으로써, 단위 체적 당의 입계가 증가하고, 그 결과, 전위가 움직이기 어려워짐으로써, 강판의 강도가 향상된다. 가공 페라이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 45 ㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 40 ㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 30 ㎛ 이하이다. 또, 가공 페라이트의 평균 결정 입경의 상한치는, 특별히 규정되지 않는다. 상기 용도에 강판을 적용하는 관점에서, 바람직하게는 5 ㎛ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 15 ㎛ 이상으로 한다.
여기서, 본 발명의 가공 페라이트의 결정 입경은, 인접하는 결정립의 방위차를 구하고, 방위차가 15°이상인 경계를 결정립계로서 측정한다. 얻어진 결정립계로부터 입경의 산술 평균을 구하여 평균 원 상당 직경으로 하고, 상기 평균 결정 입경으로 한다.
또, 상기한 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 가공 페라이트의 체적 분율, 가공 페라이트의 애스펙트비, 및 가공 페라이트의 평균 결정 입경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법의 일 실시형태에 대해서 설명한다.
먼저, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로, 전기로 등의 용제 방법으로 용제한다. 또한, 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시해도 된다. 그 후, 연속 주조법, 조괴-분괴 압연법 등의 주조 방법에 의해, 소정 치수의 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는, 상기한 강 소재로서 슬래브를 사용할 수 있다. 이 강 소재를 주조 연속 주조법에 의해 제조하는 경우, 그 주조 조건은 이하의 조건을 만족하는 것이 바람직하다.
구체적으로는, 슬래브 주조 시의 평균 주조 속도는, 0.3 m/min 이상이며 또한 1.0 m/min 이하로 하는 것이 바람직하다. 주조 속도에 따라, 슬래브 (강 소재) 의 냉각을 제어하는 것이 가능하다. 평균 주조 속도가 0.3 m/min 미만이 되면, 모재 (고강도 강판) 의 TiN 의 사이즈가 커져 버린다. TiN 의 사이즈가 커지면, 모재 (고강도 강판) 의 TiN 밀도가 저하되고, 이에 따라 피닝 효과가 저하된다. 그 결과, 용접부의 HAZ 에 있어서 충분히 페라이트를 미세화할 수 없으며, HAZ 의 저온 인성이 열화될 우려가 있다. 또, 상기 서술한 바와 같이, 핵이 되는 TiN 의 사이즈는 5 ㎚ 이상 200 ㎚ 이하인 것이 바람직하다. 상기 주조 속도는, 주조 공정 전체의 평균 속도이다.
한편, 평균 주조 속도가 1.0 m/min 를 초과하면, TiN 밀도는 증가하지만, TiN 의 사이즈가 상기한 범위에 대해 작아져 버린다. 이에 따라, 모재 (고강도 강판) 의 용접 시에 있어서의 대입열에 의해 TiN 이 고용되어 버린다. 그 결과, 오스테나이트 입경이 조대화되어, HAZ 의 저온 인성이 열화될 우려가 있다.
계속해서, 상기 강 소재를, 모재의 저온 인성 및 대입열 HAZ 의 저온 인성이 우수한 고강도 강판으로 제조하기 위한 제조 조건에 있어서의 한정 이유를, 상세하게 설명한다.
본 발명에서는, 상기 강 소재를 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도로 가열 후, 950 ℃ 이상의 재결정 γ 역에서 압연을 개시하고, 850 ℃ 이하의 미재결정 γ 역에 있어서의 압하율이 30 ％ 이상, 및 (Ar3 변태점－80) ℃ ∼ Ar3 변태점의 페라이트-오스테나이트의 2 상역에 있어서의 압하율이 30 ％ 이상의 조건에서 압연을 실시하고, 마무리 온도가 650 ℃ 이상인, 열간 압연을 실시한다. 그 열간 압연을 실시한 후, 열간 압연 강판에 대하여 650 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 600 ℃ 이하 300 ℃ 이상인 온도역의 냉각 정지 온도까지 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다.
또, 이하의 제조 방법의 설명에서는, 온도에 관한 「℃」표시는, 특별히 언급하지 않는 한, 각각 강 소재 또는 강판의 표면 온도이다. 표면 온도는, 예를 들어 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다. 또한, 슬래브나 강판의 판두께 중심 위치의 온도는, 예를 들어, 강판의 판두께 중심에 열전대를 부착하여 측정하는 것이나, 강판 단면 내의 온도 분포를 전열 해석에 의해 계산하고, 그 결과를 강판의 표면 온도에 의해 보정함으로써 구할 수 있다.
[강 소재의 가열 온도]
강 소재 (예를 들어 슬래브) 의 가열 온도는, 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 하는 것이 필요하다. 그 이유는, 가열 온도가 1050 ℃ 미만인 가열에서는, 슬래브의 응고 중에 생성된 저온 인성에 악영향을 미치는 조대한 개재물이 녹지 않고 남을 가능성이 있기 때문이다. 한편, 고온에서 가열하면, 주조 시에 냉각 속도를 제어하여 제조한 석출물을 재용해시켜 버릴 가능성이 있다. 이를 토대로 하면, 상 변태를 완료시키는 의미에서의 가열 온도로서는 1200 ℃ 이하에서 충분하다. 또, 가열 유지 시에 발생하는 것으로 생각되는 결정립의 조대화도, 상기한 TiN 의 피닝 효과에 의해 미리 방지할 수 있다. 이상과 같은 이유에서, 가열 온도는 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 한정하였다. 가열 온도는, 바람직하게는 1180 ℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 1100 ℃ 이하이다.
[열간 압연 조건]
압연 개시 온도：950 ℃ 이상
가열된 강 소재는, 950 ℃ 이상의 온도역인 재결정 온도역 (재결정 γ 역) 에 있어서 압연을 개시한다. 이 온도역에서는, 압연에 의해 오스테나이트립이 재결정된다. 그 결과, 조직을 미세하게 할 수 있다. 950 ℃ 미만의 온도에서 압연을 개시하면, 충분히 오스테나이트립의 재결정이 일어나지 않아, 조직의 미세화가 불충분해진다. 그 결과, 모재 강도가 저하된다. 압연 개시 온도는, 바람직하게는 970 ℃ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 1000 ℃ 이상으로 한다. 압연 개시 온도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 고온 강 소재와의 접촉에 의한 압연 롤 손모를 억제하는 관점에서, 1100 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
850 ℃ 이하의 미재결정 γ 역에서의 압하율：30 ％ 이상
850 ℃ 이하의 온도역인 미재결정 온도역 (미재결정 γ 역) 에 있어서 압하율이 30 ％ 이상인 열간 압연을 실시한다. 그 이유는 다음과 같다. 이 온도역에서는 오스테나이트립의 재결정은 일어나지 않고, 오스테나이트립은 편평하게 변형되며, 또한 오스테나이트립의 내부에 변형대 등의 결함이 도입된다. 이 축적된 내부 에너지가, 그 후의 페라이트 변태의 구동력에 부가된다. 미재결정 γ 역의 압하율이 30 ％ 미만에서는, 축적되는 내부 에너지가 충분하지 않기 때문에, 페라이트가 충분히 미세화되지 않고, 모재의 강도를 확보할 수 없다. 또, 미재결정 γ 역의 압하율은, 바람직하게는 35 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 40 ％ 이상으로 한다. 미재결정 γ 역의 압하율의 상한은, 특별히 규정되지 않는다. 미재결정 γ 역 압하율을 과잉으로 올리면 제조 능률이 저하되므로, 55 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 50 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
(Ar3 변태점－80) ℃ ∼ Ar3 변태점의 페라이트-오스테나이트 2 상역에서의 압하율：30 ％ 이상
(Ar3 변태점－80) ℃ ∼ Ar3 변태점의 온도역인 페라이트-오스테나이트의 2 상 온도역에 있어서, 압하율이 30 ％ 이상인 열간 압연을 실시할 필요가 있다. 그 이유는 다음과 같다. 상기 2 상 온도역에 있어서의 압하량의 증가는, 압연 중인 페라이트의 가공에 의한 전위 강화에 수반되는 강도 향상과, 가공에 의한 서브그레인의 형성을 통한 세립화의 효과에 의한 저온 인성의 향상의 효과가 있다. 또한, 페라이트-오스테나이트의 2 상 온도역에서의 압하율이 30 ％ 가 됨으로써, 페라이트의 압연 집합 조직이 발달하여, 저온 인성의 향상에 기여한다. 이와 같은 이유에서, 상기한 페라이트-오스테나이트의 2 상 온도역에 있어서의 압하율을 30 ％ 이상으로 한정하였다. 또, 상기 2 상 온도역의 압하율은, 바람직하게는 35 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 40 ％ 이상으로 한다. 상기 2 상 온도역의 압하율의 상한은, 특별히 규정되지 않는다. 강판 평탄도를 확보하는 관점에서, 50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
여기서, Ar3 변태점은, 이하의 식으로 구할 수 있다.
Ar3(℃)＝910－273×C－74×Mn－57×Ni－16×Cr－9×Mo－5×Cu
이 식에 있어서, 각 원소는 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않은 원소의 함유량은 제로로 한다.
마무리 온도：650 ℃ 이상
열간 압연에 있어서의 마무리 온도 (마무리 압연 종료 온도) 는 650 ℃ 이상으로 한다. 즉, 650 ℃ 이상의 온도에서 열간 압연을 완료 (종료) 시키는 것은, 650 ℃ 미만의 온도에서 마무리 압연을 실시하면, 상 변태에 의해 생성된 페라이트에 필요 이상으로 변형을 부여하게 된다. 그 결과, 모재의 저온 인성이 저하되어 버리기 때문이다. 또, 마무리 온도는, 바람직하게는 670 ℃ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 680 ℃ 이상으로 한다. 마무리 온도의 상한은, 특별히 규정되지 않는다. 페라이트-오스테나이트의 2 상 온도역에서 압연을 실시하기 위해, 710 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
[열간 압연 후의 냉각 조건]
본 발명에서는, 상기 열간 압연을 실시한 후, 열간 압연 강판에 대하여 이하의 조건에서 냉각시킨다. 이 냉각에 의해, 모재의 강도를 높일 수 있다.
냉각 개시 온도：650 ℃ 이상
650 ℃ 이상의 온도에서 냉각을 개시하는 이유는, 650 ℃ 미만의 온도에서 냉각을 개시하면 ??칭성의 관점에서 불리해지고, 소요되는 모재 강도가 얻어지지 않을 가능성이 있기 때문이다. 냉각 개시 온도는, 바람직하게는 670 ℃ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 680 ℃ 이상으로 한다. 냉각 개시 온도의 상한은, 특별히 규정되지 않는다. Ar3 변태점 이하에서 냉각을 개시하기 위해, 710 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉각 정지 온도：600 ℃ 이하 300 ℃ 이상인 온도역의 온도
열간 압연 후의 열간 압연 강판을, 상기 냉각 개시 온도에서부터 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하인 온도역의 온도 (냉각 정지 온도) 까지 냉각시킨다. 600 ℃ 를 초과하는 온도에서의 냉각 정지에서는, ??칭성의 관점에서 충분한 강도 확보가 곤란해지기 때문이다. 또한, 300 ℃ 미만인 온도에서의 냉각 정지는, 강판 특성에 큰 변화를 주지 못하므로, 조업 상의 부하만이 커지기 때문이다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 570 ℃ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 520 ℃ 이하로 한다.
평균 냉각 속도：5 ℃/s 이상
상기 온도 범위의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 균일한 금속 조직을 갖는 강을 얻기가 어려워지고, 모재 강도 및 저온 인성의 확보를 할 수 없게 된다. 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 7 ℃/s 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 10 ℃/s 이상으로 한다. 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 100 ℃/s 이하로 하고, 보다 바람직하게는 80 ℃/s 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 60 ℃/s 이하로 한다.
이와 같은 이유에 의해, 강편은 650 ℃ 이상의 마무리 온도에서 열간 압연을 완료시킨 후, 650 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨다.
이상의 제조 조건에 따라 제조되는 고강도 강판은, 상기한 성분 조성에 추가하여, 상기한 금속 조직을 갖게 된다. 즉, 페라이트 조직을 주상으로 하고, 잔부가 펄라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 갖는 조직으로 이루어지고, 또한, 상기 가공 페라이트를 갖는 조직이다.
이상으로 설명한 바와 같이, 본 발명의 고강도 강판은, 상기한 용도 (예를 들어, 액화 가스의 저온 저장 탱크나 저온 환경에서 운용되는 선박 등의 구조물) 의 소재로서 바람직한 강판의 특성을 갖는다. 특히, 모재의 항복 응력이 235 MPa 이상인 것에 추가하여, 모재의 저온 인성도 높고, 구체적으로는 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 200 J 이상인 특성이 얻어진다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을 용접용 강판으로서 사용하며, 그것들이 대입열 용접에 의해 시공된 이음매에서는, 용접 열영향부에 있어서의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 80 J 이상이고, 용접 열영향부의 저온 인성도 우수하다.
실시예
다음으로, 본 발명을 실시예에 기초하여 구체적으로 설명한다. 또, 이하의 실시예는 본 발명의 바람직한 일례를 나타내는 것으로, 본 발명은 이 실시예에 한정되지 않는다.
전로-래들 정련-연속 주조법에 의해, 표 1 에 나타내는 성분 조성으로 조정한 강 슬래브 (강 소재) 를 제작하였다. 또, 표 1 중의 공란은, 의도적으로 원소를 첨가하지 않은 것을 나타내고 있으며, 원소를 함유하지 않은 (0 ％) 경우뿐만 아니라, 원소를 불가피적으로 함유하는 경우도 포함하는 것을 의미한다.
얻어진 강 슬래브에 대하여, 표 2-1 및 표 2-2 에 나타내는 다양한 조건에 따라서 슬래브 가열 후에 냉각시키고, 이어서 열간 압연을 실시하고, 이어서 냉각 처리를 실시하여, 판두께 (마무리 두께) 8 ∼ 25 ㎜ 의 고강도 강판 (후강판) 으로 하였다.
먼저, 얻어진 각 고강도 강판을 사용하여, 금속 조직의 평가를 이하에 나타내는 방법으로 실시하였다.
(1) 고강도 강판의 금속 조직의 평가
[금속 조직]
얻어진 고강도 강판으로부터, 강판의 판두께 1/4 위치를 중심으로 하고, 판폭 방향에 대하여 수직인 면이 관찰면이 되도록 샘플을 채취하였다. 그 샘플의 표면을 경면 연마하고, 또한 나이탈액으로 부식시킨 후, 광학 현미경 (배율：200 배) 에 의해 관찰하였다. 조직을 촬상하고, 화상 해석 장치를 사용하여, 페라이트의 조직 분율 (면적％) 을 산출하였다. 10 시야를 관찰하고, 각각의 페라이트의 조직 분율 (면적％) 의 평균치를 산출하였다. 마이크로 조직의 이방성이 작은 경우, 면적률은 체적률에 상당하기 때문에, 본 특허에서는 평균 페라이트 면적률을 체적률로 하였다.
또, 표 3-1 및 표 3-2 중, 페라이트는 F, 펄라이트는 P, 베이나이트는 B, 마텐자이트는 M 으로 나타낸다.
[가공 페라이트의 분율]
가공 페라이트의 분율은, 상기와 동일하게 강판의 판두께 1/4 위치로부터 샘플을 채취하고, 표면을 경면 연마하고, 콜로이달 실리카로 마무리 연마를 실시한 후, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 EBSD (전자선 후방 산란 회절) 측정을 실시하였다. 배율 500 배로 결정 방위를 측정하고, 얻어진 데이터로부터 인접하는 측정점 사이의 방위차가 15°이상이 되는 경계를 결정립계로 정의하였다. 또한 상기 입계에 둘러싸인 개개의 결정립에 있어서, GAM (Grain Average Misorientation) 의 값이 1.0 이상이 되는 페라이트 영역을 가공 페라이트로 하고, 그 면적 분율을 구하였다. 10 시야를 측정하고, 상기 방법과 동일하게 평균 가공 페라이트 면적률을 체적률로 하였다.
[가공 페라이트의 애스펙트비]
가공 페라이트의 애스펙트비는, 상기와 동일하게 강판의 판두께 1/4 위치로부터 샘플을 채취하고, 표면을 경면 연마하고, 에칭하여, 가공 페라이트 입계를 출현시켰다. 그 후, 광학 현미경으로 200 배의 배율로 10 ∼ 20 시야 촬영하고, 각 시야 내의 각 가공 페라이트립에 대해서 압연 방향의 최대 길이를 판두께 방향의 최대 길이로 나누어 전체 입자의 평균치를 산출하였다. 이것을 가공 페라이트의 애스펙트비로 하였다.
[가공 페라이트의 평균 결정 입경]
가공 페라이트의 평균 결정 입경은, 상기와 동일하게 강판의 판두께 1/4 위치로부터 샘플을 채취하고, 표면을 경면 연마하고, 콜로이달 실리카로 마무리 연마를 실시한 후, SEM 을 사용하여 EBSD 측정을 실시하였다. 배율 500 배로 결정 방위를 측정하고, 얻어진 데이터로부터 인접하는 측정점 사이의 방위차가 15°이상이 되는 경계를 결정립계로 정의하였다. 또한 상기 입계에 둘러싸인 개개의 결정립에 있어서, GAM 값이 1.0 이상이 되는 페라이트 영역을 가공 페라이트로 하고, 가공 페라이트의 면적을 산출하였다. 이들 가공 페라이트의 면적과 동일해지는 원 상당 직경을 개개의 결정 입경으로 하고, 얻어진 결정 입경의 평균치를 가공 페라이트의 평균 결정 입경으로 하였다.
[TiN 의 사이즈]
TiN 의 사이즈는, 강판의 판두께 1/4 위치로부터 박막 샘플을 채취하고, TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 석출물의 측정을 실시하였다. 1 ㎛ × 1 ㎛ 시야를 10 시야 관찰하고, 장방형인 TiN 의 대각선 길이를 측정하였다. 전체 TiN 의 대각선 길이의 평균치를 TiN 의 사이즈로서 산출하였다.
계속해서, 얻어진 각 고강도 강판을 사용하여, 대입열 용접 후의 모재 및 용접 열영향부의 특성 평가를 이하에 나타내는 방법으로 실시하였다.
(2) 모재의 특성 평가
얻어진 각 고강도 강판의 판두께 1/4 위치로부터 JIS Z2241 (2011) 에 준거한 인장 시험편을 채취하였다. 그리고, JIS Z2241 (2011) 에 준거한 인장 시험을 실시하고, 모재의 항복 응력 (YP) 을 측정하였다. 본 실시예에서는, 항복 응력이 235 MPa 이상을 모재의 강도가 우수한 (고강도인) 것으로 판정되었다.
또한, 각 고강도 강판의 판두께 1/4 위치로부터 JIS Z2242 (2018) 에 준거한 시험편을 채취하였다. 그리고, JIS Z2242 (2018) 에 준거한 샤르피 충격 시험을 실시하고, 모재의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE-60) 를 측정하였다. 본 실시예에서는, －60 ℃ 에서의 3 개의 흡수 에너지의 평균치가 200 J 이상을 모재의 저온 인성이 우수한 것으로 판정되었다.
(3) 용접 열영향부의 특성 평가
또한, 얻어진 각 고강도 강판의 판두께 1/4 위치로부터 용접 이음매 제작용 시험편을 채취하고, 상기의 편면 1 패스 용접에 의해 대입열 용접 이음매을 제작하였다. 용접 조건은, 표 3-1 및 표 3-2 에 나타내는 용접 입열량으로 하였다. 이들 용접 이음매로부터 절결 위치를 본드부로 하는 JIS 4 호 충격 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, HAZ 의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE－60) 를 측정하였다. 본 실시예에서는, －60 ℃ 에서의 3 개의 흡수 에너지의 평균치가 80 J 이상을 HAZ 의 저온 인성이 우수한 것으로 판정되었다.
이상의 각 측정 결과를, 표 3-1 및 표 3-2 에 나타낸다.
[표 1]
[표 2-1]
[표 2-2]
[표 3-1]
[표 3-2]
표 3-1 및 표 3-2 에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 고강도 강판에서는, 상기 서술한 바와 같이, (1) 식의 조건을 만족하는 성분 조성임과 함께, 판두께 1/4 위치에 있어서 모재의 금속 조직을 만족시켰다. 이에 따라, 모재의 고강도와 우수한 저온 인성을 겸비하는 것이 확인되었다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을 대입열 용접시킨 지점에서는, 상기 서술한 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지 (vE-60) 가 80 J 이상을 만족하고 있으며, 우수한 HAZ 의 저온 인성을 갖는 것이 확인되었다.
반면에, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 상기 특성을 만족할 수 없었다.
Claims (5)
- 질량％ 로,
C：0.010 ∼ 0.070 ％,
Si：0.01 ∼ 0.50 ％,
Mn：1.00 ∼ 2.00 ％,
P：0.020 ％ 이하,
S：0.0005 ∼ 0.0100 ％,
Al：0.035 ∼ 0.100 ％,
Ti：0.010 ∼ 0.030 ％, 및
N：0.0035 ∼ 0.0100 ％
를 함유하고,
하기 식 (1) 로 나타내는 탄소 등량 Ceq.(IIW) 가 0.25 ∼ 0.35 질량％ 를 만족하고,
Ti/N 이 1.5 ∼ 4.0 을 만족하고,
잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며,
판두께 1/4 위치에 있어서의 고강도 강판의 금속 조직은, 페라이트로 이루어지는 연질상을 주상으로 하고, 잔부가 펄라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트 중 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 경질상으로 이루어지고,
금속 조직 전체에서 차지하는 가공 페라이트의 분율이, 체적 분율로 50 ％ 이상이고,
상기 가공 페라이트의 애스펙트비가 1.5 이상이고,
상기 가공 페라이트의 평균 결정 입경이 50 ㎛ 이하이고,
모재의 항복 응력이 235 MPa 이상이고, 모재의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 200 J 이상이고,
대입열 용접 후의 용접 열영향부에 있어서의 －60 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 80 J 이상인, 고강도 강판.
Ceq.(IIW)＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5 … (1)
여기서, 식 (1) 중의 [ ] 는, 그 괄호 내의 각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않은 원소의 함유량은 제로로 한다. - 제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
B ：0.0030 ％ 이하,
Cu：0.50 ％ 이하,
Ni：1.50 ％ 이하,
V ：0.100 ％ 이하,
Cr：0.50 ％ 이하,
Mo：0.50 ％ 이하,
Ca：0.0030 ％ 이하,
Mg：0.0050 ％ 이하, 및
REM：0.1000 ％ 이하
로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 고강도 강판. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 판두께 1/4 위치에 있어서의 고강도 강판의 금속 조직은, TiN 의 사이즈가 5 ∼ 200 ㎚ 인, 고강도 강판. - 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 소재를 1050 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도로 가열 후,
950 ℃ 이상의 온도역인 재결정 γ 역에서 압연을 개시하고, 850 ℃ 이하의 온도역인 미재결정 γ 역에서의 압하율이 30 ％ 이상, 및 (Ar3 변태점－80) ℃ ∼ Ar3 변태점의 페라이트-오스테나이트 2 상역에서의 압하율이 30 ％ 이상인 조건에서 압연을 실시하고, 마무리 온도가 650 ℃ 이상인, 열간 압연을 실시하고,
그 후, 650 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 600 ℃ 이하 300 ℃ 이상인 온도역의 냉각 정지 온도까지 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는, 고강도 강판의 제조 방법. - 제 4 항에 있어서,
상기 강 소재를 0.3 ∼ 1.0 m/min 의 평균 주조 속도로 주조하는, 고강도 강판의 제조 방법.
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