KR20240027879A

KR20240027879A - 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20240027879A
Application number: KR1020247005834A
Authority: KR
Inventors: 유타 혼마; 쿠니히코 하시; 린조 카야노; 겐 사사키; 코키치 우노
Original assignee: 니혼 세이꼬쇼 엠앤이 가부시키가이샤
Priority date: 2016-02-25
Filing date: 2017-02-08
Publication date: 2024-03-04
Also published as: EP3421630B1; EP3421630A1; EP3421630A4; BR112018067794A2; WO2017145766A1; KR20180118117A; JP2017150041A; BR112018067794B1; JP6242415B2; US20190055620A1

Abstract

강도와 저온 인성의 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강을 제공한다. Cu 함유 저합금강은 질량%로 C:0.01∼0.08%, Si:0.10∼0.40%, Mn:0.80∼1.80%, Ni:0.80∼2.50%, Cr:0.50∼1.00%, Cu:0.80∼1.50%, Mo:0.20∼0.60%, Al:0.010∼0.050%, Nb:0.030∼0.080%, N:0.005∼0.020%를 함유하고, 소망에 의해 Ca:0.010% 이하를 더 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학조성을 갖고, 0.2% 내력이 525㎫ 이상이며, 또한 2㎜ V노치 샤르피 충격시험에서 측정된 연성 취성 파면 천이온도(FATT)가 -70℃ 이하를 갖는다.

Description

강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 {CU-CONTAINING LOW ALLOY COPPER HAVING EXCELLENT BALANCE BETWEEN STRENGTH AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 저온 인성이 요구되는 용도로 사용되는 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

석유·천연가스는 에너지의 중심으로서 널리 사용되고 있다. 최근, 이들의 개발은 육상으로부터 해양으로 이행하고 있고, 특히 해양 자원 개발은 대륙붕보다 깊은 수심에서의 채굴이 주류로 되고 있다. 이 초대 수심 개발에 사용되는 해양 구조물용 강에 대해서 안전성의 확보의 관점으로부터, 우수한 저온 인성을 갖는 것에 추가해서 높은 항복 강도를 갖는 것이 요망되고 있다.

우수한 강도-인성 밸런스를 확보하기 위해서, 해양 구조물용 강으로서, 강판에서는 예를 들면 ASTM A710으로 규정된 1.0∼1.3질량%의 Cu를 함유하는 강이, 단강재에서는 예를 들면 ASTM A707로 규정된 0.43질량% 이하의 Cu를 포함하는 강이 알려져 있다.

상기 강은 시효 처리로 Cu를 석출시킴으로써 저탄소 또한 저탄소 당량의 성분계로 강도를 확보하여 강도와 저온 인성을 양립시킨 것이다.

비특허문헌 1에서는 ASTM A707 Grade L5를 기초로 성분계를 개량하고, 담금질 및 뜨임을 실시하여 기계적 특성을 평가한 결과에 대해서 해설이 있다. 이 비특허문헌 1에서는 FATT가 -60℃시이며, 안전성을 확보하는 관점으로부터 추가의 저온 인성의 개선이 필요하다.

종래의 기술로서 저온 인성을 확보하기 위해서, 강판재에서는 압연후의 직접 담금질이나 제어 압연 등이 적용되어 있다. 예를 들면 특허문헌 1은 CTOD(균열 선단 개구 변위) 특성이 우수한 고강도강의 후판(厚板)을 제조하기 위해서, C, Si, Al, N 및 B로 이루어지는 M※값을 규정하고, 또한 압연후, 직접 담금질을 실시하는 제조 방법을 제안하고 있다.

특허문헌 1에서는 M※값으로서,

M※=5C(%)+2Si(%)+20Al(%)+70N(%)+1400B(%)가 나타내어져 있다.

또한 특허문헌 2에서는 질량%로 Cu:0.7∼1.5% 함유하는 강판을 900℃ 이하 700℃ 이상에서 30% 이상의 압하를 가한 후, 500∼650℃의 범위에서 Cu 석출 처리를 실시함으로써, 저온 인성 및 용접성이 우수한 저C-Cu 석출 경화형 고장력강의 제조 방법이 제안되어 있다.

또한 2상역 담금질에 의한 재료특성의 개선에 관한 연구 성과도 보고되어 있다. 예를 들면 특허문헌 3에서는, B첨가강의 이상역 담금질 방법으로서, B, N 및 Ti 첨가량을 규정하고, 또한 2상역 담금질 온도를 규정함으로써, 저항복비를 갖는 고장력강을 안정되게 제조하는 것을 제안하고 있다.

또한 특허문헌 4에서는 저온 인성 및 강도-인성 밸런스가 우수한 Ni 함유 강판을 2상역 담금질에 의해 제조하는 것을 제안하고 있다.

일본국 특허공개 2001-81529호 공보 일본국 특허공개 소 61-149430호 공보 일본국 특허공개 평 5-171263호 공보 일본국 특허공개 2008-81776호 공보

Steel Frogings: Second Volume, ASTM STP 1259, p.196

해양 구조물용 강으로서 널리 적용되는 Cu 함유 저합금강을 사용한 대형 구조체에 있어서도, 안전성의 확보의 관점으로부터, 우수한 저온 인성을 갖는 것에 추가해서, 높은 항복 강도를 갖는 강이 필요로 되고 있다. 이 Cu 함유 저합금강은 상술한 바와 같이, 시효 처리에 의해, 재료의 강도가 크게 변화되므로, 뜨임 조건의 개선만으로는 우수한 강도-저온 인성 밸런스를 꾀하는 것이 어렵다.

또한 특허문헌 1, 2 모두 제조공정에 조질압연이 필요하며, 압연을 행하지 않는 경우나, 판두께가 두꺼워서 압연이 곤란한 경우에는 적용할 수 없다. 특허문헌 1에서는 판두께 120mm가 최대이다. 따라서, 압연을 행하지 않는 제조 방법이나, 150mm 이상의 후육의 플랜지부 등을 포함하는 대형 구조체에는 본 제조 방법은 적용할 수 없다.

또한, 특허문헌 3, 4에서는 Cu의 함유량의 규정은 없고, 시효 처리에 의해 강도가 변화되는 Cu 함유 저합금강에 있어서, 강도-인성 밸런스가 우수한 강을 얻기 위한 제조 방법에 대해서는 명백하게 되어 있지 않다.

본 발명은 상기 사정을 배경으로 해서 이루어진 것이며, 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강을 제공하는 것을 목적으로 하고, 제1로 본 발명에 있어서의 적정한 조성 범위의 명확화를 꾀하고, 제2로서 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강을 제조하기 위한 2상역 담금질 처리를 포함하는 적정한 조질 조건을 나타낸다.

즉, 본 발명의 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강 중, 제1형태는, 질량%로 C:0.01∼0.08%, Si:0.10∼0.40%, Mn:0.80∼1.80%, Ni:0.80∼2.50%, Cr:0.50∼1.00%, Cu:0.80∼1.50%, Mo:0.20∼0.60%, Al:0.010∼0.050%, Nb:0.030∼0.080%, N:0.005∼0.020%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학조성을 갖고, 0.2% 내력이 525㎫ 이상이며, 또한 V노치 샤르피 충격시험에서 측정된 연성 취성 파면 천이온도(FATT)가 -70℃ 이하를 갖는 것을 특징으로 한다.

다른 형태의 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 발명은 상기 화학조성에 질량%로 Ca:0.010% 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

다른 형태의 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 발명은 상기 형태의 본 발명에 있어서, -80℃에서의 2㎜ V노치 샤르피 충격시험의 흡수 에너지가 130J 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

다른 형태의 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 발명은 상기 형태의 본 발명에 있어서, 조질후의 경계각도를 15° 이상으로 했을 때의 평균 EBSD(Electron BackScatter Diffraction) 입경이 10㎛ 이하이며, 또한 최대 EBSD 입경이 120㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

본 발명의 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법의 발명 중, 제1형태는, 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 상기 Cu 함유 저합금강의 발명의 제1∼제3형태 중 어느 하나에 기재한 Cu 함유 저합금강을 제조하는 방법으로서, 850∼950℃의 온도역으로 가열해서 담금질 처리를 행하고, 그 후에 (A_C3 변태점 -80℃) 이상, (A_C3 변태점 -10℃) 이하의 온도범위로 가열해서 2상역 담금질 처리를 행하고, 560∼660℃에서 뜨임 처리를 더 행하는 조질 처리를 갖는 것을 특징으로 한다.

다른 형태의 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법의 발명은 상기 형태의 본 발명에 있어서, 상기 조질 처리가 판두께 150mm∼500mm의 후육부를 갖는 대형 구조용의 강에 적용되는 것을 특징으로 한다.

다른 형태의 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법의 발명은 상기 형태의 본 발명에 있어서, 열간단련에 의해 제조되고, 그 후, 상기 조질 처리가 행해지는 것을 특징으로 한다.

이하에, 본 발명에서 규정한 내용에 대해서 이하에 설명한다. 또, 화학조성에 있어서는 질량%로 나타내어져 있다.

C:0.01∼0.08%

강도를 확보한다고 하는 관점으로부터는 C는 필요한 첨가원소이기 때문에 0.01%를 하한으로 한다. 그러나, 0.08%를 초과하는 함유는 강도의 증가에 의한 인성의 저하, 2상역 담금질시의 경질상의 석출, 용접성의 저하가 발생하는 점에서 0.08%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 0.02%, 상한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다.

Si:0.10∼0.40%

Si는 합금의 용해·정련을 행할 때에 탈산 원소로서 사용된다. 또한 강도확보를 위해서 필요한 원소이기 때문에 0.10%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 함유는 인성의 저하나 용접성의 저하를 초래하므로 0.40%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 0.20%, 상한을 0.35%로 하는 것이 바람직하다.

Mn:0.80∼1.80%

Mn은 Si와 마찬가지로 탈산 원소로서 유용한 원소이며, 담금질성의 향상에도 기여한다. 그 효과를 발휘하기 위해서는 0.80% 이상의 함유량이 필요하다. 그러나, 과잉의 함유는 인성의 저하를 초래하므로 1.80%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 1.00%, 상한을 1.50%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 하한을 1.20%, 상한을 1.45%로 한다.

Ni:0.80∼2.50%

Ni는 담금질성의 향상에 의한 강도의 확보, 저온 인성의 확보를 위해 필요한 원소이기 때문에 0.80%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 함유는 잔류 γ를 안정화하고, 인성의 저하를 초래하므로 2.50%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 1.50%, 상한을 2.30%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 하한을 2.00%, 상한을 2.20%로 한다. 더 바람직하게는 하한을 2.10%, 상한을 2.15%로 한다.

Cr:0.50∼1.00%

Cr은 담금질성을 확보하고, 강도와 인성을 확보함에 있어서 중요한 원소이기 때문에, 0.50%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 함유는 담금질성을 높이고, 인성의 저하, 용접 갈라짐 감수성이 높아지는 점에서 1.00%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 0.60%, 상한을 0.80%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 하한을 0.70%, 상한을 0.75%로 한다.

Cu:0.80∼1.50%

Cu는 시효 처리시에 석출되어 강의 강도를 향상시킨다. 저탄소강에 있어서는 Cu 석출물에 의한 강도한 확보는 매우 중요하다. 또한 내식성을 향상시킴에 있어서도 중요한 원소이기 때문에, 0.80%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 함유는 인성의 저하, 열간가공성의 저하를 초래하므로 1.50%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 1.10%, 상한을 1.30%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 하한을 1.20%, 상한을 1.25%로 한다.

Mo:0.20∼0.60%

Mo는 담금질성의 향상에 기여하고, 강도와 인성을 확보함에 있어서 중요한 원소이기 때문에, 0.20%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 함유는 인성의 저하, 용접성의 저하를 초래하므로 0.60%를 상한으로 한다. 보다 바람직하게는, 하한을 0.30%, 상한을 0.50%로 한다. 더 바람직하게는, 하한을 0.40%, 상한을 0.45%로 한다.

Al:0.010∼0.050%

Al은 N과 결합해서 AlN이 되고, 결정립 성장을 억제한다. 결정립 지름의 미세화는 인성을 향상시키기 위해서 필수이며, Al의 함유량은 0.010%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 함유는 조대한 AlN에 의한 인성의 저하를 초래하므로 0.050%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 0.010%, 상한을 0.030%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 하한을 0.020%, 상한을 0.030%로 한다.

Nb:0.030∼0.080%

Nb는 탄질화물로서 결정립 성장을 억제하고, 결정립 지름의 미세화를 위해서 중요한 원소이기 때문에, 0.030%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 첨가는 탄질화물의 응집 조대화를 촉진하고, 인성의 저하를 초래하므로 0.080%를 상한으로 한다. 또, 같은 이유로 하한을 0.04%, 상한을 0.060%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 하한을 0.040%, 상한을 0.050%로 한다.

N:0.005∼0.020%

N은 AlN 및 탄질화물로서 결정립 성장을 억제하고, 결정립 지름의 미세화를 위해서 중요한 원소이기 때문에 함유된다. 그 작용을 충분하게 얻기 위해서 0.005%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 첨가는 다량의 AlN이나 탄질화물의 석출 및 응집 조대화를 촉진하고, 인성의 저하를 초래하므로 0.020%를 상한으로 한다. 보다 바람직하게는, 하한을 0.005%, 상한을 0.011%로 한다.

Ca:0.010% 이하

Ca는 산화물이나 황화물을 형성하므로, 탈산, 탈황 원소로서 소망에 의해 사용된다. 그러나, 과잉의 첨가는 인성의 저하를 초래하므로, 0.010% 이하로 한다. 또, 같은 이유로 상한을 또한 0.005%로 하는 것이 바람직하다. 또, 상기 작용을 얻기 위해서, Ca를 0.0005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. Ca를 적극적으로 첨가하지 않는 경우, 0.0005% 미만으로 Ca를 불가피 불순물로서 포함하는 것이어도 좋다.

EBSD 입경:평균 10㎛ 이하이며 또한 최대 120㎛ 이하

EBSD(전자선 후방 산란 회절법)은 각 결정의 방위를 측정하는 방법이다. 일반적으로 강의 경우에는 15° 이상의 대각경계로 둘러싸여진 결정립 지름(EBSD 입경)이 인성과 상관을 갖는 것이 보고되고 있다. 이 EBSD 입경이 작을수록 강의 저온 인성이 양호한 결과가 된다. 평균 EBSD 입경이 10㎛ 이하이며 또한 최대 EBSD 입경이 120㎛ 이하인 것에 의해 강도-저온 인성 밸런스가 보다 우수한 Cu 함유 저합금강이 얻어진다. 한편, 평균 EBSD 입경이 10㎛를 초과하거나, 최대 EBSD 입경이 120㎛를 초과하는 경우에는, 저온 인성의 특성이 저하된다. 보다 바람직하게는, 평균 EBSD 입경은 10㎛ 이하이며 또한 최대 EBSD 입경은 110㎛ 이하로 한다.

조질 조건

담금질 처리의 경우에는 적어도 A_C3 변태점(오스테나이트 변태 하는 온도) 이상의 온도로 가열할 필요가 있다. 또한 담금질 처리의 가열온도가 A_C3 변태점 이상이어도, 온도가 낮은 경우에는 담금질성을 확보할 수 없으므로, 하한온도를 850℃로 한다. 그러나, 담금질 처리 온도의 고온화는 가열시에 γ입경이 조대화되고, 그 후의 인성의 저하를 초래하므로, 상한을 950℃로 한다.

또, 이 담금질 처리는 필요에 따라 복수회 반복할 수 있다. 또한 상기 담금질에 있어서의 가열 수단이나 냉각 수단은 본 발명으로서는 특별히 한정되는 것은 아니고, 소망의 가열능 및 냉각능이 얻어지는 수단을 적당하게 선택할 수 있다.

담금질 처리가 실시된 강재는 이어서 (A_C3 변태점 -80℃) 이상, (A_C3 변태점 -10℃) 이하의 온도범위에서 가열된 후, 냉각되는 2상역 담금질 처리가 실시된다. 2상역 담금질 처리란, α상과 γ상의 2상이 존재하는 A_C1점과 A_C3점 사이의 온도(이상역 온도)로 강재를 가열한 후에 냉각하는 열처리 방법이다. 상기 2상역 담금질에 있어서의 가열 수단이나 냉각 수단도, 본 발명으로서는 특별히 한정되는 것은 아니고, 소망의 가열능 및 냉각능이 얻어지는 수단을 적당하게 선택할 수 있다. 이 열처리는 본 발명에 있어서 가장 중요한 것이다.

상기 2상 담금질 열처리에 있어서의 가열온도는 상기한 바와 같이, (A_C3 변태점 -80℃) 이상, (A_C3 변태점 -10℃) 이하의 온도범위로 규정한다. 가열온도가 (A_C3 변태점 -80℃) 미만에서는, γ상으로의 변태량이 불충분하고, 고온 뜨임을 받는 α상이 많아 Cu 석출물이 조대화되므로, 0.2% 내력을 확보할 수 없다. 또한 그 후의 결정립 지름도 미립화되지 않고, 저온 인성의 확보도 어렵다. 한편, (A_C3 변태점 -10℃)를 초과하는 고온으로 하면, γ상으로의 변태량이 과잉이며, 또한 결정립 지름이 조대로 되어 충분한 저온 인성을 확보할 수 없다. 이러한 이유로부터, 2상 담금질은 (A_C3 변태점 -80℃) 이상, (A_C3 변태점 -10℃) 이하의 온도범위로 규정한다.

상기 2상역 담금질 처리에 이어서 560℃ 이상 660℃ 이하의 온도범위에서 뜨임 처리가 실시된다. 가열온도가 560℃ 미만에서는, Cu 석출물의 시효효과에 의해 0.2% 내력이 증가하고, 인성의 저하를 초래한다. 또한 560℃ 미만의 뜨임 온도에서는 조질시의 내부응력을 완화할 수 없어 공용 중의 손상의 원인이 된다. 한편 660℃를 초과하면, 과시효가 되어 0.2% 내력을 확보할 수 없다. 따라서, 뜨임 처리의 온도범위는 560℃ 이상 660℃ 이하로 한다.

후육부

본원 발명에서는 후육부를 갖는 재료의 제조에 적용할 수 있다. 예를 들면 후육부의 최대 두께가 150mm 이상이며, 500mm 이하인 것이 나타내어진다.

두께가 150mm 이상인 재료에서는 조질 압연이 어려워 본원 발명에 의한 효과를 현저하게 얻을 수 있다. 한편, 두께가 500mm를 초과하면, 담금질 및 2상역 담금질의 냉각 과정에서 냉각 속도가 저하되어 강도의 저하를 초래한다.

이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 이하의 효과를 얻을 수 있다.

(1)525㎫ 이상의 0.2% 내력을 확보하고, 또한

(2)V노치 샤르피 충격시험으로 측정된 연성 취성 파면 천이온도(FATT:fracture appearance transition temperature)가 -70℃ 이하에서 양호한 저온 인성을 갖고 있다. 연성 취성 파면 천이온도란 온도의 저하에 따라 연성파괴 하고 있었던 것이 취성파괴로 천이할 때의 온도이다. 연성 취성 파면 천이온도가 낮을수록 저온까지 인성을 갖는 것을 나타낸다. 또, 연성 취성 파면 천이온도가 -80℃ 이하이면 보다 바람직하다.

따라서, 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일실시형태에 있어서의 조질 처리의 히트패턴을 나타내는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 있어서의 공시재의 현미경 사진을 나타내는 도면 대용 사진이다.
도 3은 마찬가지로, EBSD 측정 결과로부터 얻어진 경계각도 15° 이상의 대각경계 맵을 나타내는 도면이다.

본 발명에서 규정하는 화학조성을 갖는 강은 상기 조성을 목표로 해서 행하면, 상법에 의해 용제할 수 있고, 본 발명으로서는, 그 방법이 특별히 한정되는 것은 아니다.

용제된 강괴는 열간단련을 행해서 임의의 형상으로 한 후, 담금질(Q), 2상역 담금질(L), 뜨임(T) 처리를 갖는 조질 처리가 실시된다.

또, 열간단련의 내용, 방법은 특별히 한정되는 것은 아니고, 단련비 등도 특별히 한정되지 않는다. 열간단련된 재료는 후육의 것으로 할 수 있고, 예를 들면 판두께 150mm∼500mm의 후육부를 갖는 재료로 할 수 있다.

조질 처리에서는 Cu 함유 저합금강을 850∼950℃의 온도역으로 가열해서 담금질 처리를 행한다. 그 후에 (A_C3 변태점 -80℃) 이상, (A_C3 변태점 -10℃) 이하의 온도범위에서 2상역 담금질 처리를 행하고, 560∼660℃에서 뜨임 처리를 더 행한다.

또, 열간단련과 조질 처리 사이에, 소준(N) 등의 열처리를 행할 수도 있다. 상기 소준 조건으로서는, 예를 들면 950∼1000℃의 가열 조건을 나타낼 수 있다.

상기에 의한 조성 범위의 규정 및 그 제조 방법에 의하면, 계류 설비, 라이저, 플로우라인 등에 사용되는 해양 구조물용 강으로서 바람직한, 저온 인성이 우수하고, 특히 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 후육 Cu 함유 저합금단강의 제조를 가능한 것으로 한다.

상기에서 얻어진 Cu 함유 저합금강은 0.2% 내력이 525㎫ 이상이며, 또한 2㎜ V노치 샤르피 충격시험에서 측정된 연성 취성 파면 천이온도(FATT)가 -70℃ 이하인 특성을 갖고 있다.

또한, 2㎜ V노치 샤르피 충격시험에 있어서의 -80℃에서의 흡수 에너지가 130J 이상을 갖고 있다. 상기 흡수 에너지는 140J 이상인 것이 바람직하다.

조질후의 경계각도를 15° 이상으로 했을 때의 평균 EBSD 입경이 10㎛ 이하이며, 또한 최대 EBSD 입경이 120㎛ 이하이다. 평균 EBSD 입경이 10㎛ 이하이며, 또한 최대 EBSD 입경이 110㎛ 이하인 것이 바람직하다.

또, 강도에 대해서, 0.2% 내력이 525㎫ 이상이며 또한 인장강도가 600㎫ 이상인 것이 바람직하다. 저온 인성에 대해서, 2㎜ V노치 샤르피 충격시험에서 측정된 연성 취성 파면 천이온도(FATT)가 -80℃ 이하인 것이 바람직하다.

실시예 1

이하에 본 발명의 실시예를 비교예와 대비하면서 설명한다.

표 1에 나타내는 조성을 갖는 공시재를 진공 유도 용해로에 의해, 50kg 강괴로 용제했다. 용제한 각 강괴는 1250℃에서 열간단조에 의해, 두께 45mm×폭 130mm(단조비:3.1s 이상)로 하고, 또한 소준(960℃)을 실시한 후, 표 2에 나타내는 조질 조건(Q처리, L처리, T처리)으로 조질을 실시했다. 또, 실시예의 Q처리(담금질) 온도는 모두 900℃에서 실시하고 있지만, 상술한 이유에 의해, 담금질 온도가 850∼950℃의 범위이면, 특별히 한정되는 것은 아니다. 또한 Q처리 및 L처리(2상역 담금질 처리)의 냉각은 판두께 450mm의 수냉 상당을 모의한 냉각 속도(10℃/min)로 했다. 각 공시재의 T처리(뜨임)의 조건은 표 2에 나타냈다.

얻어진 시험재로부터 시험편을 채취해서 인장시험, 샤르피 충격시험을 실시하고, 강도 및 저온 인성을 평가했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.

인장시험: 얻어진 시험재로부터 환봉 인장 시험편(평행부 지름:12.5mm, G.L.:50mm)을 채취하고, JIS Z 2241:2005의 규정에 준거해서 실온에서 인장시험을 실시하고, 0.2% 내력(Y.S.)과 인장강도(T.S.)를 구했다.

충격 시험: 얻어진 시험재로부터 2㎜ V노치 샤르피 충격시험편을 채취하고, JIS Z 2242:2005의 규정에 준거해서 샤르피 충격시험을 행했다. 시험편은 길이 55mm, 1변이 10mm인 정방형 단면을 갖는 것으로 한다. 시험편의 길이방향의 중앙에는 노치 각도 45°, 노치 깊이 2mm 및 노치 바닥 반경 0.25mm의 V홈이 형성되어 있다. -80℃에 있어서의 흡수 에너지 vE -80℃(J)를 구하기 위해서, -80℃에서 샤르피 충격시험을 실시했다. 또, 시험은 각 3개 행하고, 얻어진 흡수 에너지를 산술 평균하여, 그 평균값을 그 강재의 흡수 에너지값으로 했다.

또한, FATT는 임의의 시험 온도에서 샤르피 충격시험을 실시하고, 그 천이곡선으로부터 FATT를 채취했다.

또한 이들 시험재로부터 샘플을 채취하고, EBSD(TSL(TexSEM Laboratories, Inc.)사제 OIM(Orientation Imaging Microscopy)) 측정도 실시했다. EBSD에 의한 시료의 평가는 이하와 같은 것이다. 시료 표면의 일점에 전자선을 조사해서 그 후 방산란(backscatter diffraction)을 측정하면, 그 점에 있어서의 결정의 방위각을 알 수 있다. 전자선을 조사하는 위치를 미소하게 어긋나게 하면서(측정 피치를 0.3㎛로 했다), 300㎛×400㎛의 시야각의 범위내를 주사하면, 상기 범위내의 결정의 방위각의 맵을 얻을 수 있다. 인접하는 측정점의 방위각이 15° 이상 다른 영역의 사이에 경계선을 그리면, 도 3에 나타낸 경계각도를 15° 이상으로 했을 때의 맵을 얻을 수 있다. 이 경계선은 결정 계면으로 간주할 수 있고, 이 경계선으로 둘러싸여진 영역을 하나의 결정립으로 간주할 수 있다. 그래서, 이 경계선으로 둘러싸여진 영역의 면적을 산출하고, 이 면적과 같은 원의 직경을 산출해서 이것을 결정립의 직경(EBSD 입경)으로 했다. 하나의 시험재에 대해서, 임의로 5개의 다른 300㎛×400㎛의 시야각을 선택하고, 각각의 시야각내에서 EBSD 입경을 산출했다. 그 평균의 값을 평균 EBSD 입경으로 했다. 또한 가장 큰 값을 최대 EBSD 입경으로 했다.

각 시험에 의해 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

강 No. 1 및 강 No. 2의 공시재에는 강종 C를 사용했다. 강 No. 1, 2는 일반적인 제조 프로세스인 QT 프로세스를 이용한 비교예이다. 강 No. 1에서는 QT 프로세스만으로는 EBSD 입경의 세립화가 얻어지지 않고, 저온 인성이 낮다. 또한 강 No. 2와 같이 강 No. 1과 동일한 QT 프로세스에서 뜨임 온도를 고온화하고, 강도를 저하시켜 인성의 개선을 꾀한 경우이어도 양호한 저온 인성은 얻어지지 않았다. 이러한 점에서 QT 프로세스만으로는 양호한 저온 인성을 확보하는 것이 어려운 것은 명확하다.

강 No. 3(본 발명예) 및 강 No. 4(본 발명예)의 공시재는 강 No. 1과 동일 강종을 이용하여, 제조 프로세스를 QLT 프로세스로 한 것이다. 어느 경우나 0.2% 내력, 저온 인성 모두 양호한 결과가 얻어졌다.

또한 강 No. 1(QT 프로세스)과 강 No. 3(QLT 프로세스)의 미크로 조직을 도 2에, EBSD 측정 결과로부터 얻어진 경계각도 15° 이상의 대각 경계맵을 도 3에 나타냈다. 미크로 조직 관찰 결과 및 대각 경계맵으로부터 L처리를 행함으로써 미크로 조직이 복잡해져, 대각 경계의 사행이 확인되었다. 또한 강 No. 3에서는 입자내에도 미세한 결정립이 확인된다. 이 대각 경계의 사행 및 미세립의 분산이 저온 인성의 향상에 기여하고 있다.

따라서, 본 발명의 QLT 프로세스를 적용함으로써, 종래의 QT 프로세스에서는 얻어지지 못했던 강도-저온 인성 밸런스가 얻어지는 것이 명백해졌다.

강 No. 5∼7(본 발명예)의 공시재에는 강종 A를 사용하고 있고, 본 발명의 열처리 프로세스의 적용에 의해, 우수한 강도와 인성이 얻어졌다.

강 No. 8∼19의 공시재에 관해서는 강종 B를 사용했다. 강종 No. 8(비교예)에서는 L처리는 실시하고 있지만, T처리가 실시되어 있지 않다. 본 비교예의 경우, Cu 석출물에 의한 시효효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 0.2% 내력의 저하가 확인된다.

강 No. 9(비교예)에서는 L온도가 (A_C3-80℃) 이하로 되어 있고, γ상으로의 변태량이 불충분하여 EBSD 입경의 세립화가 얻어지지 않는다. 결과적으로, 저온 인성이 불충분하게 되어 있다.

강 No. 14(비교예)에서는 L온도가 (A_C3-10℃)를 초과한 조건으로 처리를 행하고 있다. 본 비교예의 경우에는, L가열 중의 γ상의 면적율이 많아 결정립이 조립으로 되어 있다. 그 결과, 저온 인성의 저하가 확인되고 있다.

강 No. 16(비교예)에서는 550℃에서 T처리를 행하고 있다. 본 비교예의 경우, T온도의 저하에 의한 시효효과에 의해, 0.2% 내력이 증가하고 있다. 그 결과, 저온 인성이 저하되어 버린다.

한편, 강 No. 19(비교예)에서는 T온도가 과잉으로 됨으로써, 과시효로 되어 버려, 0.2% 내력의 저하가 확인된다.

강 No. 22(비교예)는 비교재인 강종 E를 사용한 결과이다. 강종 E를 사용했을 경우, 본 발명에서 추장하고 있는 QLT 프로세스를 적용한 경우이어도 0.2% 내력이 525㎫ 이하로 되었다. 본 강종은 Cu 석출물에 의한 시효효과에 의해 강도를 확보하고 있기 때문에, Cu량이 적은 경우에서는 그 효과를 충분히 얻을 수 없다.

강 No. 23(비교예)에서는 비교재인 강종 F를 사용했다. 강종 F를 사용한 경우도, 본 발명 권장의 QLT 프로세스를 적용해도, 충분한 저온 인성을 얻을 수 없었다. 이 이유로서, 강종 F에서는 C량이 과잉으로 되어 있고, L가열 중에 γ상에 C가 농화되어 경질상이 석출된 것을 들 수 있다. 또, 표 3에 있어서 강 No. 10,11,17∼19,22,23에 대해서는 EBSD 입경의 측정은 행하지 않는다.

상기한 결과로부터 적정한 성분조성 및 제조 프로세스의 적용에 의해, 우수한 0.2% 내력 및 저온 인성을 얻을 수 있어 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조가 가능한 것을 알 수 있다.

이상, 본 발명에 대해서 상기 실시형태 및 실시예에 의거하여 설명을 행했지만, 본 발명의 범위를 일탈하지 않는 한 상기 실시형태 및 실시예에 있어서 적당한 변경이 가능하다.

본 출원은 2016년 2월 25일 출원의 일본 특허출원(특원 2016-034390)에 의거하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 도입된다.

본 발명은 계류 설비, 라이저, 플로우 라인 등에 사용되는 해양 구조물용 강으로서 적합하다. 단, 사용 용도가 이들에 한정되는 것은 아니다.

Claims

질량%로 C:0.01∼0.08%, Si:0.10∼0.40%, Mn:0.80∼1.80%, Ni:0.80∼2.50%, Cr:0.50∼1.00%, Cu:0.80∼1.50%, Mo:0.20∼0.60%, Al:0.010∼0.050%, Nb:0.030∼0.080%, N:0.005∼0.020%를 함유하고, Ca:0.010% 이하를 더 함유하여도 좋고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학조성을 갖고, 0.2% 내력이 525㎫ 이상이며, 또한 2㎜ V노치 샤르피 충격시험에서 측정된 연성 취성 파면 천이온도(FATT)가 -80℃ 이하를 갖고, 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강을 제조하는 방법으로서,
850∼950℃의 온도역으로 가열해서 담금질 처리를 행하고, 그 후 (A_C3 변태점 -80℃) 이상, (A_C3 변태점 -10℃) 이하의 온도범위로 가열해서 2상역 담금질 처리를 행하고, 560∼660℃에서 뜨임 처리를 더 행하는 조질 처리를 포함하고,
상기 조질 처리가 판두께 150mm∼500mm의 후육부를 갖는 대형 구조용의 강에 적용되는 것을 특징으로 하는 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
열간단련에 의해 제조되고, 그 후 상기 조질 처리가 행해지는 것을 특징으로 하는 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 Cu 함유 저합금강은 -80℃에서의 2㎜ V노치 샤르피 충격시험의 흡수 에너지가 130J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 Cu 함유 저합금강은 조질후의 경계각도를 15° 이상으로 했을 때의 평균 EBSD 입경이 10㎛ 이하이며, 또한 최대 EBSD 입경이 120㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강도-저온 인성 밸런스가 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법.