KR20160090399A

KR20160090399A - 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법

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Publication number: KR20160090399A
Application number: KR1020167019503A
Authority: KR
Inventors: 마사오 유가; 시게키 기츠야; 유스케 데라자와; 미노루 스와; 겐지 하야시
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-02-15
Filing date: 2012-03-01
Publication date: 2016-07-29
Anticipated expiration: 2032-03-01
Also published as: JP5177310B2; EP2813596B1; KR102055039B1; KR20140117560A; CN104105810B; US9790579B2; SG11201403786TA; CN104105810A; US20150075682A1; EP2813596A1; EP2813596A4; WO2013118313A1; JP2012184500A

Abstract

다층 용접부의 저온 인성 (CTOD 특성) 이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, 질량％ 로, C：0.03 ∼ 0.12 ％, Si：0.01 ∼ 0.30 ％, Mn：0.5 ∼ 1.95 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.015 ∼ 0.06 ％, Nb：0.011 ∼ 0.05 ％, Ti：0.005 ∼ 0.02 ％, N：0.001 ∼ 0.006 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.003 ％, 필요에 따라 Cr, Mo, V, Cu, Ni 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, Ceq：0.44 이하, Ti/N = 1.5 ∼ 3.5, 강 중의 황화물 형태와 중심 편석도를 제어하기 위해 특정 원소로 이루어지는 파라미터식을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 강판의 중심 편석부의 경도를 규정한 고장력 강판이다.

Description

용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법{HIGH TENSILE STRENGTH STEEL PLATE HAVING EXCELLENT WELD HEAT-AFFECTED ZONE LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 선박이나 해양 구조물 (marine structure), 압력 용기 (pressure vessel), 펜스톡 (penstock) 등 철강 구조물 (steel structure) 에 사용되는 고장력 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 항복 응력 (yield stress) (YS) 이 400 ㎫ 이상이고, 모재의 강도 및 인성이 우수할 뿐만 아니라, 소 ∼ 중입열의 다층 용접부 (multi-layer weld) 의 저온 인성 (low-temperature toughness) (CTOD 특성 (crack tip opening displacement property)) 도 우수한 고장력 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

선박이나 해양 구조물, 압력 용기에 사용되는 강은 용접 접합하여, 원하는 형상의 구조물로서 마무리된다. 그 때문에, 이들 강에는, 구조물의 안전성 (safety) 의 관점에서 모재의 강도가 높고, 인성이 우수한 것은 물론이거니와, 용접 이음새부 (용접 금속 (weld metal) 이나 용접 열 영향부 (weld heat-affected zone) (이후, HAZ 로 칭한다) 의 인성이 우수할 것이 요구된다.

강의 인성의 평가 기준으로는, 종래, 주로 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) 에 의한 흡수 에너지 (absorbed energy) 가 이용되어 왔지만, 최근에는, 보다 신뢰성을 높이기 위해서, 균열 개구 변위 시험 (Crack Tip Opening Displacement Test, 이후 CTOD 시험) 이 사용되는 경우가 많다. 이 시험은, 인성 평가부에 피로 예비 균열 (fatigue precrack) 을 발생시킨 시험편을 3 점 굽히고, 파괴 직전의 균열의 개구량 (소성 변형량 (plastic deformation volume)) 을 측정하여 취성 파괴 (brittle failure) 의 발생 저항을 평가하는 것이다.

CTOD 시험에서는 피로 예비 균열을 사용하므로, 매우 미소한 영역이 인성 평가부가 되고, 국소 취화역 (local embrittlement area) 이 존재하면, 샤르피 충격 시험에 의해 양호한 인성이 얻어지더라도, 낮은 인성을 나타내는 경우가 있다.

국소 취화역은, 판두께가 두꺼운 강 등 다층성 용접 (multilayer welding) 에 의해 복잡한 열 이력 (thermal history) 을 받는 용접 열 영향부 (이하, HAZ 라고도 칭한다) 에서 발생하기 쉽고, 본드부 (bond) (용접 금속과 모재의 경계) 나 본드부가 2 상역으로 재가열되는 부분 (1 사이클째의 용접에 의해 조립 (粗粒) 이 되고, 후속의 용접 패스에 의해 페라이트 (ferrite) 와 오스테나이트 (austenite) 의 2 상역으로 가열되는 영역, 이하 2 상역 재가열부 (dual phase re-heating area) 가 국소 취화역 (local brittle area) 이 된다.

본드부는, 융점 바로 아래의 고온에 노출되기 때문에, 오스테나이트립 (austenite grain) 이 조대화되고, 계속되는 냉각에 의해 인성이 낮은 상부 베이 나이트 조직 (upper bainite structure) 으로 변태되기 쉬운 점에서, 매트릭스 (matrix) 자체의 인성이 낮다. 또, 본드부에서는, 위드만스테텐 조직 (Widmannstatten strucuture) 이나 섬상 마텐자이트 (M-A Constituent) (MA) 등의 취화 조직 (brittle structure) 이 생성되기 쉬워, 인성은 더욱 저하된다.

용접 열 영향부의 인성을 향상시키기 위해, 예를 들어 강 중에 TiN 을 미세 분산시켜, 오스테나이트립의 조대화를 억제하거나 페라이트 변태 생성핵으로서 이용하거나 하는 기술이 실용화되고 있다. 그러나, 본드부에 있어서는 TiN 이 용해되는 온도역까지 가열되는 경우가 있어, 용접부의 저온 인성의 요구가 엄격할수록 상기 서술한 작용 효과가 발휘되지 않게 된다.

한편, 특허문헌 1 이나 특허문헌 2 에는, 희토류 원소 (rare-earth elements) (REM) 를 Ti 와 함께 복합 첨가하여 강 중에 미세 입자를 분산시킴으로써, 오스테나이트립의 성장을 억제하여, 용접부의 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

그 밖에, Ti 의 산화물을 분산시키는 기술이나, BN 의 페라이트 핵 생성능 (Capability of nucleation) 과 산화물 분산을 조합하는 기술, 나아가서는 Ca 나 REM 을 첨가하여 황화물 (sulfide) 의 형태를 제어 (morphology control) 함으로써, 인성을 높이는 기술도 제안되어 있다.

그러나, 이들 기술은, 비교적 저강도이고 합금 원소량이 적은 강재가 대상인 바, 보다 고강도이고 합금 원소량이 많은 강재인 경우에는 HAZ 조직이 페라이트를 함유하지 않는 조직이 되기 때문에 적용할 수 없다.

그 때문에, 용접 열 영향부에 있어서 페라이트를 생성하기 쉽게 하는 기술로서, 특허문헌 3 에는, 주로 Mn 의 첨가량을 2 ％ 이상으로 높이는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 연속 주조재 (continuous cast steel) 에서는 슬래브 (slab) 의 중심부에 Mn 이 편석되기 쉽고, 모재뿐만 아니라 용접 열 영향부에서도 중심 편석부 (center segregation area) 도를 증가시켜, 파괴의 기점 (origin of the fracture) 이 되기 때문에, 모재 및 HAZ 인성의 저하를 일으킨다.

한편, 2 상역 재가열부는, 2 상역 재가열에 의해 오스테나이트로 역변태 (reverse transformation) 된 영역에 탄소가 농화하고, 냉각 중에 섬상 마텐자이트를 함유하는 취약한 베이나이트 조직이 생성되어 인성이 저하되기 때문에, 강 조성을 저 C, 저 Si 화하여 섬상 마텐자이트의 생성을 억제하여 인성을 향상시키고, Cu 를 첨가함으로써 모재 강도를 확보하는 기술이 개시되어 있다 (예를 들어, 특허문헌 4 및 5). 이들은, 시효 처리 (aging treatment) 에 의한 Cu 의 석출에 의해 강도를 높이는 것이지만, 다량의 Cu 를 첨가하기 위해서 열간 연성 (hot ductility) 이 저하되어, 생산성 (productivity) 을 저해한다.

일본 특허공보 평03-053367호 일본 공개특허공보 소60-184663호 일본 공개특허공보 2003-147484호 일본 공개특허공보 평05-186823호 일본 공개특허공보 2001-335884호

최근, 선박이나 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡 등, 철강 구조물에 있어서는, 그 대형화에 수반하여 강재에 대해 더욱 고강도화가 요망되고 있다. 이들 철강 구조물에 사용되는 강재는, 예를 들어, 판두께가 35 ㎜ 이상인 후육재가 많기 때문에, 항복 강도 400 ㎫ 급이나 그 이상의 강도를 확보하기 위해서는 첨가하는 합금 원소 (alloy elements) 를 많게 하는 강 성분계가 유리하다. 그러나, 전술한 바와 같이, 본드부나 2 상역 재가열부의 인성 향상은, 합금 원소량이 많은 고강도 강재를 대상으로 충분히 검토되고 있다고는 말하기 어렵다.

그래서, 본 발명은, 선박이나 해양 구조물, 압력 용기, 펜스톡 등 철강 구조물에 사용하여 바람직한 항복 응력 (YS) 이 400 ㎫ 이상이고, 소 ∼ 중입열에 의한 다층 용접부의 용접 열 영향부의 저온 인성 (CTOD 특성) 이 우수한 고장력 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자 등은, 이하의 기술 사상에 기초하여 구체적인 성분 설계를 실시하여, 본 발명을 완성하였다.

1. CTOD 특성은 강판 전체 두께의 시험편에 의해 평가되기 때문에, 성분이 농화하는 중심 편석부가 파괴의 기점이 된다. 따라서, 용접 열 영향부의 CTOD 특성을 향상시키기 위해, 강판의 중심 편석으로서 농화되기 쉬운 원소를 적정량으로 제어하여, 중심 편석부의 경화를 억제한다. 용강이 응고될 때에 최종 응고부가 되는 슬래브의 중심에 있어서, C, Mn, P, Ni, Nb 가 다른 원소에 비해 농화도가 높기 때문에, 이들 원소의 첨가량을 중심 편석부 경도 지표에 의해 제어하여 중심 편석에서의 경도를 억제한다.

2. 용접 열 영향부의 인성을 향상시키기 위해, TiN 을 유효하게 이용하여 용접 본드부 근방에서 오스테나이트립의 조대화를 억제한다. Ti/N 을 적정량으로 제어함으로써 강 중에 TiN 을 균일하게 미세 분산시킬 수 있다.

3. 황화물의 형태 제어 (morphology control) 를 목적으로 하여 첨가하고 있는 Ca 의 화합물 (CaS) 의 정출을 용접 열 영향부의 인성 향상에 이용한다. CaS 는, 산화물 (oxide) 에 비해 저온에서 정출되기 때문에, 균일하게 미세 분산시킬 수 있다. 그리고, CaS 의 첨가량 및 첨가시의 용강 중의 용존 산소량 (amount of dissolved oxygen) 을 적정 범위로 제어함으로써, CaS 정출 후에도 고용 S 가 확보되므로, CaS 의 표면 상에 MnS 가 석출되어 복합 황화물 (complex sulfide) 을 형성한다. 이 MnS 의 주위에는, Mn 의 희박대 (dilute zone) 가 형성되므로, 페라이트 변태가 보다 촉진된다.

즉 본 발명은,

1. 질량％ 로, C：0.03 ∼ 0.12 ％, Si：0.01 ∼ 0.30 ％, Mn：0.5 ∼ 1.95 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.015 ∼ 0.06 ％, Nb：0.011 ∼ 0.05 ％, Ti：0.005 ∼ 0.02 ％, N：0.001 ∼ 0.006 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.003 ％ 를 함유하고, (1) 식으로 규정되는 Ceq：0.44 이하, Ti/N：1.5 ∼ 3.5, 그리고 (2) 식 및 (3) 식을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판의 중심 편석부의 경도가 (4) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.

Ceq = [C] ＋ [Mn]/6 ＋ ([Cu] ＋ [Ni])/15 ＋ ([Cr] ＋ [Mo] ＋ [V])/5 … (1)

0 ＜ {[Ca] ― (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] ＜ 1 … (2)

5.5[C]^4/3 ＋ 15[P] ＋ 0.90[Mn] ＋ 0.12[Ni] ＋ 7.9[Nb]^1/2 ＋ 0.53[Mo] ≤ 3.10 … (3)

여기서, [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량％).

H_Vmax/H_Vave ≤ 1.35 ＋ 0.006/[C] ― t/500 … (4)

H_Vmax 는 중심 편석부의 비커스 경도의 최대값, H_Vave 는 표리면으로부터 판두께의 1/4 까지와 중심 편석부를 제외한 부분의 비커스 경도의 평균값, [C] 는 C 함유량 (질량％), t 는 강판의 판두께 (㎜).

2. 강 조성에, 추가로, 질량％ 로, Cr：0.20 ∼ 2 ％, Mo：0.1 ∼ 0.7 ％, V：0.005 ∼ 0.1 ％, Cu：0.49 ％ 이하, Ni：2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 1 에 기재된 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.

3. 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1050 ∼ 1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ∼ 70 ％ 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 600 ℃ 이하까지를 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 가속 냉각시키는 것을 특징으로 하는 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.

4. 추가로, 냉각 정지 후, 450 ∼ 650 ℃ 로 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 3 에 기재된 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.

5. 1 또는 2 에 기재된 고장력 강판으로, 중심 편석부의 각 원소의 농도가 (5) 식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판.

Rs = 12.5 (X[Si] ＋ X[Mn] ＋ X[Cu] ＋ X[Ni]) ＋ 1.5X[P] ＋ 1.8X[Nb] ＜ 64.3 … (5)

여기서, X[M] 은, EPMA 라인 분석에 의해 얻어지는 중심 편석부의 원소 M 의 농도와 평균의 원소 M 의 농도의 비, 즉, (중심 편석부의 M 농도)/(평균의 M 농도) 를 나타낸다.

6. 5 에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1050 ∼ 1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ∼ 70 ％ 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 600 ℃ 이하까지를 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 가속 냉각시키는 것을 특징으로 하는 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.

7. 추가로, 냉각 정지 후, 450 ∼ 650 ℃ 로 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 6 에 기재된 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 해양 구조물 등 대형의 철강 구조물에 사용하여 바람직한 항복 응력 (YS) 이 400 ㎫ 이상이고, 소 ∼ 중입열의 다층 용접부의 저온 인성, 특히 CTOD 특성이 우수한 고장력 강판과 그 제조 방법이 얻어져 산업상 매우 유용하다.

본 발명에서는 성분 조성과 판두께 방향 경도 분포를 규정한다.

1. 성분 조성

성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 설명에 있어서 ％ 는 질량％ 로 한다.

C：0.03 ∼ 0.12 ％

C 는 고장력 강판으로서의 모재 강도 확보에 필요한 원소이다. 0.03 ％ 미만에서는 ?칭성이 저하되어, 강도 확보를 위해서 Cu, Ni, Cr, Mo 등의 ?칭성 향상 원소의 다량 첨가가 필요해져, 높은 비용과 용접성의 저하를 초래한다. 또, 0.12 ％ 를 초과하여 첨가하는 것은 용접성을 현저히 저하시키는 것에 더하여 용접부 인성 저하를 초래한다. 따라서, C 량은 0.03 ∼ 0.12 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.05 ∼ 0.10 ％ 이다.

Si：0.01 ∼ 0.30 ％

Si 는 탈산 원소로서, 또한 모재 강도를 얻기 위해서 첨가하는 성분이다. 그러나, 0.30 ％ 를 초과하여 다량으로 첨가하는 것은, 용접성의 저하와 용접 이음새 인성의 저하를 초래하므로, Si 량은 0.01 ∼ 0.30 ％ 로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Mn：0.5 ∼ 1.95 ％

Mn 은 모재 강도 및 용접 이음새 강도를 확보하기 위해, 0.5 ％ 이상 첨가한다. 그러나, 1.95 ％ 를 초과하여 첨가하는 것은 용접성을 저하시키고, ?칭성이 과잉이 되고, 모재 인성 및 용접 이음새 인성을 저하시키기 때문에, 0.5 ∼ 1.95 ％ 의 범위로 한다.

P：0.008 ％ 이하

불순물 원소인 P 는 모재 인성 및 용접부 인성을 저하시키고, 특히 용접부에 있어서 함유량이 0.008 ％ 를 초과하면 인성이 현저히 저하되므로, 0.008 ％ 이하로 한다.

S：0.005 ％ 이하

S 는 불가피적으로 혼입되는 불순물로, 0.005 ％ 를 초과하여 함유하면 모재 및 용접부 인성을 저하시키기 때문에 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0035 ％ 이하이다.

Al：0.015 ∼ 0.06 ％

Al 은 용강을 탈산하기 위해서 첨가되는 원소로, 0.015 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.06 ％ 를 초과하여 첨가하면 모재 및 용접부 인성을 저하시킴과 함께, 용접에 의한 희석에 의해 용접 금속부에 혼입되어 인성을 저하시키므로, 0.06 ％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서 Al 량은, 산가용성 Al (Sol. Al 등이라고도 칭해진다) 로 규정하는 것으로 한다.

Nb：0.011 ∼ 0.05 ％

Nb 는 오스테나이트의 저온역에서 미재결정역을 형성하므로, 그 온도역에서 압연을 실시함으로써 모재의 조직 미세화, 고인화를 도모할 수 있다. 또, 압연·냉각 후의 공랭 또는 그 후의 템퍼링 처리에 의해 석출 강화가 얻어진다. 상기 효과를 얻기 위해서는 0.011 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, 0.05 ％ 를 초과하여 함유하면 인성을 열화시키므로 상한은 0.05 ％, 바람직하게는 0.04 ％ 로 한다.

Ti：0.005 ∼ 0.02

Ti 는 용강이 응고될 때에 TiN 이 되어 석출되고, 용접부에 있어서의 오스테나이트의 조대화를 억제하고, 용접부의 인성 향상에 기여한다. 그러나, 0.005 ％ 미만의 함유에서는 그 효과가 작고, 한편, 0.02 ％ 를 초과하여 함유하면 TiN 이 조대화되어, 모재나 용접부 인성 개선 효과가 얻어지지 않기 때문에 0.005 ∼ 0.02 ％ 로 한다.

N：0.001 ∼ 0.006 ％

N 은 Al 과 반응하여 석출물을 형성함으로써, 결정립을 미세화하고, 모재 인성을 향상시킨다. 또, 용접부의 조직의 조대화를 억제하는 TiN 을 형성시키기 위해서 필요한 원소이다. 이들 작용을 발휘하려면, N 을 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.006 ％ 를 초과하여 첨가하면 고용 N 이 모재나 용접부의 인성을 현저히 저하시킨다는 점에서 상한을 0.006 ％ 로 한다.

Ca：0.0005 ∼ 0.003 ％

Ca 는 S 를 고정시킴으로써 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.0005 ％ 의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.003 ％ 를 초과하여 함유하더라도 그 효과는 포화되기 때문에, 0.0005 ∼ 0.003 ％ 의 범위에서 첨가한다.

Ceq：0.44 이하

(1) 식으로 규정되는 Ceq 가 0.44 를 초과하면 용접성이나 용접부 인성이 저하되기 때문에, 0.44 이하로 한다. 바람직하게는 0.42 이하이다.

여기서, [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량％). 또한, 함유하지 않는 원소는 0 으로 한다.

Ti/N：1.5 ∼ 3.5

Ti/N 이 1.5 미만에서는 생성되는 TiN 량이 감소되어, TiN 이 되지 않는 고용 N 이 용접부 인성을 저하시킨다. 또, Ti/N 이 3.5 를 초과하면, TiN 이 조대화되어, 용접부 인성을 저하시킨다. 따라서, Ti/N 의 범위는 1.5 ∼ 3.5, 바람직하게는 1.8 ∼ 3.2 로 한다. Ti/N 에 있어서 각 원소는 함유량 (질량％) 으로 한다.

0 ＜ {[Ca] ― (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] ＜ 1 … (2)

{[Ca] ― (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] 는, 황화물의 형태 제어에 유효한 Ca 와 S 의 원자 농도의 비 (atomic concentration ratio) 를 나타내는 값으로, ACR 값이라고도 칭해진다. 이 값에 의해 황화물의 형태를 추정할 수 있고, 고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵 CaS 를 미세 분산시키기 위해서 규정한다. 식에 있어서 [Ca], [S], [O] 는, 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

ACR 값이 0 이하인 경우, CaS 가 정출되지 않는다. 그 때문에, S 는 MnS 단독의 형태로 석출되므로, 용접 열 영향부에서의 페라이트 변태 생성핵 (ferrite transformation product nucleus) 이 얻어지지 않는다. 또, 단독으로 석출된 MnS 는, 압연시에 신장되어 모재의 인성 저하를 일으킨다.

한편, ACR 값이 1 이상인 경우에는, S 가 완전히 Ca 에 의해 고정되어 페라이트 변태 생성핵으로서 작용하는 MnS 가 CaS 상에 석출되지 않게 되기 때문에, 복합 황화물이 페라이트 변태 생성핵의 미세 분산을 실현할 수 없게 되므로, 인성 향상의 효과가 얻어지지 않는다.

ACR 값이 0 초과 1 미만인 경우에는, CaS 상에 MnS 가 석출되어 복합 황화물을 형성하여, 페라이트 변태 생성핵으로서 유효하게 기능할 수 있다. 또한, ACR 값은 바람직하게는 0.2 내지 0.8 의 범위이다.

단, [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량％)

(3) 식의 좌변의 값은, 중심 편석으로 농화되기 쉬운 성분으로 구성되는 중심 편석부 경도 지표이며, 이하의 설명에서는 Ceq* 값이라고 칭한다. CTOD 시험은 강판 전체 두께에서의 시험이기 때문에, 시험편은 중심 편석을 포함하고, 중심 편석에서의 성분 농화가 현저한 경우, 용접 열 영향부에 경화역이 생성되므로 양호한 값이 얻어지지 않는다. Ceq* 값을 적정 범위로 제어함으로써, 중심 편석부에 있어서의 과도한 경도 상승을 억제할 수 있어 판두께가 두꺼운 강재의 용접부에 있어서도 우수한 CTOD 특성이 얻어진다. Ceq* 값의 적정 범위는, 실험적으로 구해진 것으로, Ceq* 값이 3.10 을 초과하면 CTOD 특성이 저하되므로 3.10 이하로 한다. 바람직하게는 2.90 이하이다. CTOD 특성을 만족시키기 위해서는 Ceq* 값의 하한을 규제할 필요는 없지만, 목표로 하는 강도를 얻기 위해서 필요한 양의 합금 원소는 첨가해야 한다. 따라서, 본 발명에서는, Ceq* 값은 2.0 이상이 바람직하다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성인데, 더욱 특성을 향상시키는 경우, Cr：0.20 ∼ 2 ％, Mo：0.1 ∼ 0.7 ％, V：0.005 ∼ 0.1 ％, Cu：0.49 ％ 이하, Ni：2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

Cr：0.20 ∼ 2 ％

Cr 은 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소로, 이 효과를 발휘하려면 0.20 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉으로 함유하면 인성에 악영향을 주므로, 함유하는 경우에는 0.20 ∼ 2 ％ 가 바람직하고, 0.20 ∼ 1.5 ％ 인 것이 더욱 바람직하다.

Mo：0.1 ∼ 0.7 ％

Mo 는 모재를 고강도화하는 데에 유효한 원소로, 이 효과를 발휘하려면 0.1 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉으로 함유하면 인성에 악영향을 주므로, 함유하는 경우에는 0.1 ∼ 0.7 ％ 가 바람직하고, 0.1 ∼ 0.6 ％ 인 것이 더욱 바람직하다.

V：0.005 ∼ 0.1 ％

V 는 0.005 ％ 이상 함유하면 모재의 강도와 인성의 향상에 유효한 원소이지만, 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 인성 저하를 초래하므로, 함유하는 경우에는 0.005 ∼ 0.1 ％ 인 것이 바람직하다.

Cu：0.49 ％ 이하

Cu 는 강의 강도 향상의 효과를 갖는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.1 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, Cu 를 0.49 ％ 를 초과하여 함유하면 열간 취성 (hot brittleness) 을 일으켜 강판의 표면 성상을 열화시키기 때문에, 함유하는 경우에는 0.49 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni：2 ％ 이하

Ni 는 강의 강도와 인성의 향상에 유효한 원소로, 용접부 인성의 향상에도 유효하다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.1 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, Ni 는 고가의 원소로, 과도한 첨가는 열간 연성을 저하시켜 주조시에 슬래브의 표면에 흠집이 발생하기 쉬워지므로, 함유하는 경우에는 상한을 2 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

2. 경도 분포

H_Vmax/H_Vave ≤ 1.35 ＋ 0.006/[C] ― t/500 … (4)

H_Vmax 는 중심 편석부의 비커스 경도 (Vickers hardness) 의 최대값, H_Vave 는 표리면으로부터 판두께의 1/4 까지와 중심 편석부를 제외한 부분의 비커스 경도의 평균값, [C] 는 C 함유량 (질량％), t 는 판두께 (㎜) 를 나타낸다. H_Vmax/H_Vave 는 중심 편석부의 경도를 나타내는 무차원 파라미터 (nondimensional parameter) 로, 그 값이 1.35 ＋ 0.006/[C] ― t/500 에 의해 구해지는 값보다 높아지면 CTOD 값이 저하되기 때문에, 1.35 ＋ 0.006/[C] ― t/500 이하로 한다. 바람직하게는 1.25 ＋ 0.006/[C] ― t/500 이하로 한다.

H_Vmax 는 중심 편석부의 경도로, 판두께 방향으로, 중심 편석부를 포함하는 (판두께/40) ㎜ 의 범위를 비커스 경도 시험기 (하중 10 ㎏f) 로 판두께 방향으로 0.25 ㎜ 간격이 되도록 측정하여, 얻어진 측정값 중의 최대값으로 한다. 또, H_Vave 는 경도의 평균값으로, 표면으로부터 판두께의 1/4 의 위치와 이면으로부터 판두께의 1/4 의 위치 사이에서 중심 편석부를 제외한 범위를, 비커스 경도 시험기의 하중 10 ㎏f 에서 판두께 방향으로 일정 간격 (예를 들어 1 ∼ 2 ㎜) 으로 측정한 값의 평균값으로 한다.

3. Rs (= 12.5(X[Si] ＋ X[Mn] ＋ X[Cu] ＋ X[Ni]) ＋ 1.5X[P] ＋ 1.8X[Nb]) ＜ 64.3 … (5)

단, X[M] 은 (중심 편석부의 M 농도)/(평균의 M 농도) 로 M 은 첨가 합금 원소의 종류.

Rs 는, 발명자들이 제안하는 강판의 중심 편석의 정도 (degree) 를 나타내는 식으로, Rs 값이 클수록 강판의 중심 편석도는 커지는 것을 나타내고 있다. Rs 값은 64.3 이상이 되면 CTOD 특성이 현저하게 저하되기 때문에, 64.3 미만, 바람직하게는 62.3 이하로 한다. Rs 값은 작을수록 편석의 악영향이 작아지는 것을 나타내고 있고, CTOD 특성은 Rs 가 작을수록 양호한 경향이 있기 때문에, Rs 값의 하한값은 특별히는 설정하지 않는다.

(중심 편석부의 M 농도)/(평균의 M 농도) 를 나타내는 X[M] 은, 이하의 방법으로 구하였다. 대표 위치의 중심 편석을 포함하는 500 ㎛ × 500 ㎛ 의 영역에서, Mn 의 EPMA 면 분석 (area analysis by Electron Probe X-ray Microanalysis) 을 빔 직경 (beam diameter) 2 ㎛, 2 ㎛ 피치, 1 점당 0.07 초의 조건으로 3 시야 실시한다. 그 중에 Mn 농도가 높은 5 개 지점에 대하여, Si, Mn, P, Cu, Ni, Nb 의 판두께 방향의 EPMA 선 분석 (line analysis by Electron Probe X-ray Microanalysis) 을 빔 직경 5 ㎛, 5 ㎛ 피치, 1 점당 10 초의 조건으로 실시하고, 각 측정 라인의 최대값의 평균값을 편석부의 농도로 하여 각 성분의 분석값으로 나눈 값을 (중심 편석부의 M 농도)/(평균의 M 농도) 를 나타내는 X[M] 으로 하였다.

또한, CTOD 특성은, 노치 바닥부의 전체의 취화도 (중심 편석에 의한 경화) 외에 노치 바닥부의 미소 영역의 취화도에 영향을 받는 것이 알려져 있다. 노치 바닥부의 미소한 취화 영역에 의해 CTOD 값은 저하되므로, 엄격한 평가 (저온에서의 시험 등) 를 실시하는 경우에는, 미소한 취화 영역의 존재가 큰 영향을 주게 된다. 본 발명에 관련된 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판에서는, (3) 식에 의해 중심 편석의 편석의 정도를 규정하고, 또한 중심 편석의 미소 영역에 있어서의 경도나 합금 원소의 분포를 (4) 식, (5) 식에 의해 규정한다.

본 발명 강은 이하에 설명하는 제조 방법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.

본 발명 범위 내의 성분 조성으로 조정한 용강을 전로, 전기로, 진공 용해로 등을 사용한 통상적인 방법에 의해 용제하고, 이어서, 연속 주조의 공정을 거쳐 슬래브로 한 후, 열간 압연에 의해 원하는 판두께로 하고, 그 후 냉각시켜, 템퍼링 처리 (temper treatment) 를 실시한다. 열간 압연에서는 슬래브 가열 온도 (slab heating temperature), 압하율 (rolling reduction) 을 규정한다.

또한, 본 발명에 있어서, 특별히 기재하지 않는 한, 강판의 온도 조건은, 강판의 판두께 중심부의 온도로 규정하는 것으로 한다. 판두께 중심부의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 (simulated calculation) 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법 (calculus of finite differences) 을 이용하여 판두께 방향의 온도 분포 (temperature distribution) 를 계산함으로써, 판두께 중심부의 온도를 구할 수 있다.

슬래브 가열 온도：1050 ∼ 1200 ℃

슬래브 가열 온도는, 슬래브에 존재하는 주조 결함 (cast defect) 을 열간 압연에 의해 착실하게 압착시키기 위해 1050 ℃ 이상으로 한다. 1200 ℃ 을 초과하는 온도로 가열하면 응고시에 석출된 TiN 이 조대화되어, 모재나 용접부의 인성이 저하되기 때문에, 가열 온도의 상한을 1200 ℃ 로 한다.

950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 열간 압연의 누적 압하율：30 ％ 이상

오스테나이트립을 재결정 (recrystallization) 에 의해 미세한 미크로 조직으로 하기 위해 누적 압하율을 30 ％ 이상으로 한다. 30 ％ 미만에서는, 가열시에 생성된 이상 조대립이 잔존하여, 모재의 인성에 악영향을 미친다.

950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 열간 압연의 누적 압하율：30 ∼ 70 ％

이 온도역에서 압연된 오스테나이트립은 충분히 재결정되지 않기 때문에, 압연 후의 오스테나이트립은 편평하게 변형된 채로, 내부에 변형대 (deformation band) 등의 결함을 다량으로 포함하는 내부 변형 (internal strain) 이 높은 상태가 된다. 이들은 페라이트 변태 (ferrite transformation) 의 구동력 (drive force) 으로서 작용하여, 페라이트 변태를 촉진시킨다.

그러나, 누적 압하율이 30 ％ 미만에서는, 내부 변형에 의한 내부 에너지 (internal energy) 의 축적이 충분하지 않기 때문에 페라이트 변태가 일어나기 어려워 모재 인성이 저하된다. 한편, 누적 압하율이 70 ％ 를 초과하면, 반대로 폴리고날 페라이트 (polygonal ferrite) 의 생성이 촉진되어, 고강도와 고인성이 양립하지 않는다.

600 ℃ 이하까지 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상

열간 압연 후, 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 600 ℃ 이하까지 가속 냉각시킨다. 냉각 속도가 1 ℃/s 미만에서는 충분한 모재의 강도가 얻어지지 않는다. 또, 600 ℃ 보다 높은 온도에서 냉각을 정지시키면 페라이트 ＋ 펄라이트 (pearlite) 나 상부 베이나이트 (upper bainite) 등의 조직의 분율이 높아져, 고강도와 고인성이 양립하지 않는다. 또한, 가속 냉각 (accelerated cooling) 후에 템퍼링을 실시하는 경우에는, 가속 냉각의 정지 온도의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니다. 한편, 후공정에서 템퍼링을 실시하지 않는 경우에는, 가속 냉각의 정지 온도를 350 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

템퍼링 온도：450 ℃ ∼ 650 ℃

450 ℃ 미만의 템퍼링 온도에서는 충분한 템퍼링의 효과가 얻어지지 않고, 한편 650 ℃ 를 초과하는 온도에서 템퍼링을 실시하면, 탄질화물 (carbonitride) 이 조대하게 석출되고, 인성이 저하되기 때문에, 또한, 강도의 저하를 일으키는 경우도 있기 때문에, 바람직하지 않다. 또, 템퍼링은 유도 가열 (induction heating) 에 의해 실시함으로써 템퍼링시의 탄화물의 조대화가 억제되기 때문에 보다 바람직하다. 그 경우는, 차분법 등의 시뮬레이션 (simulation) 에 의해 계산되는 강판의 중심 온도가 450 ℃ ∼ 650 ℃ 가 되도록 한다.

본 발명 강은, 용접 열 영향부의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 또한 고온에서도 용해되지 않는 페라이트 변태 생성핵을 미세하게 분산시킴으로써, 용접 열 영향부의 조직을 미세화하므로, 높은 인성이 얻어진다. 또, 다층 용접시의 열 사이클 (heat cycle) 에 의해 2 상역으로 재가열되는 영역에 있어서도, 최초의 용접에 의한 용접 열 영향부의 조직이 미세화되어 있으므로 2 상역 재가열 영역에서 미변태 영역 (non-transformation area) 의 인성이 향상되어, 재변태하는 오스테나이트립도 미세화되어, 인성의 저하 정도를 작게 하는 것이 가능하다.

실시예

표 1 에 나타낸 성분 조성을 갖는 강 기호 A ∼ W 의 연속 주조 슬래브를 소재로 한 후, 열간 압연과 열 처리를 실시하여, 두께가 50 ㎜ ∼ 100 ㎜ 인 후강판을 제조하였다. 모재의 평가 방법으로서, 인장 시험은 강판의 판두께의 1/2 위치에서부터 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 수직이 되도록 JIS 4 호 시험편을 채취하여, 항복 응력 (YS) 및 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.

또, 샤르피 충격 시험은, 강판의 판두께의 1/2 위치에서부터 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 수직이 되도록 JIS V 노치 시험편을 채취하여, ―40 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 vE_{―40 ℃} 를 측정하였다. YS ≥ 400 ㎫, TS ≥ 500 ㎫ 및 vE_{―40 ℃} ≥ 200 J 전부를 만족시키는 것을 모재 특성이 양호하다고 평가하였다.

용접부 인성의 평가는, K 형 개선 (開先) 을 사용하여, 용접 입열 45 ∼ 50 kJ/㎝ 의 서브 머지 아크 용접에 의한 다층성 용접 이음새를 제작하고, 강판의 판두께의 1/4 위치의 스트레이트측의 용접 본드부를 샤르피 충격 시험의 노치 위치로 하여, ―40 ℃ 의 온도에 있어서의 흡수 에너지 vE_{―40 ℃} 를 측정하였다. 그리고, 3 개의 평균이 vE_{―40 ℃} ≥ 200 J 을 만족시키는 것을 용접부 이음새 인성이 양호라고 판단하였다.

또, 스트레이트측의 용접 본드부를 3 점 굽힘 CTOD 시험편의 노치 위치로 하여, ―10 ℃ 에 있어서의 CTOD 값인 δ_{―10 ℃} 를 측정하고, 시험 수량 3 개 중 CTOD 값 (δ_{―10 ℃}) 의 최소값이 0.35 ㎜ 이상인 경우를, 용접 이음새의 CTOD 특성이 양호하다고 판단하였다.

표 2-1 및 표 2-2 에 열간 압연 조건, 열처리 조건과 함께 모재 특성 및 상기 용접부의 샤르피 충격 시험 결과와 CTOD 시험 결과를 나타낸다.

강 A ∼ G 는 발명예이고, 강 H ∼ W 는 성분 조성 중 어느 것이 본 발명 범위 외인 비교예이다. 실시예 1 ∼ 5, 8, 11 ∼ 13, 15, 16 은 모두 Rs ＜ 64.3 을 만족시키고 있고, 목표를 만족시키는 이음새 CTOD 특성이 얻어지고 있다.

실시예 6, 7 은 제조 조건이 본 발명의 범위 외로, 목표로 하는 모재 인성이 얻어지고 있지 않다. 실시예 9, 10 은 템퍼링 조건이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 강도가 낮고, 인성도 낮다. 실시예 14 는 압연 후의 냉각 속도가 본 발명의 범위보다 작기 때문에 모재의 강도가 낮다. 실시예 19, 22, 25 는, 각각 C, Mn, Nb 의 함유량이 본 발명 범위보다 적기 때문에 모재의 강도가 낮다.

실시예 20, 21 은, 식 (2)：0 ＜ {[Ca] ― (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] ＜ 1 을 만족시키지 않기 때문에, 용접부의 인성이 낮다. 실시예 23 은 S 의 범위가 본 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에, 모재 및 용접부의 인성이 낮다. 실시예 24 는 C 의 범위가 본 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에, 용접부의 인성이 낮다. 실시예 17, 18, 26 ∼ 32 는 본 발명의 성분 범위 외이며, 용접부 인성이 낮다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

Claims

질량％ 로, C：0.03 ∼ 0.12 ％, Si：0.01 ∼ 0.30 ％, Mn：0.5 ∼ 1.95 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.015 ∼ 0.06 ％, Nb：0.011 ∼ 0.05 ％, Ti：0.005 ∼ 0.02 ％, N：0.001 ∼ 0.006 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.003 ％ 를 함유하고, (1) 식으로 규정되는 Ceq：0.44 이하, Ti/N：1.5 ∼ 3.5, 그리고 (2) 식 및 (3) 식을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판의 중심 편석부의 경도가 (4) 식을 만족시키는 고장력 강판.
Ceq = [C] ＋ [Mn]/6 ＋ ([Cu] ＋ [Ni])/15 ＋ ([Cr] ＋ [Mo] ＋ [V])/5 … (1)
0 ＜ {[Ca] ― (0.18 ＋ 130 × [Ca]) × [O]}/1.25/[S] ＜ 1 … (2)
5.5[C]^4/3 ＋ 15[P] ＋ 0.90[Mn] ＋ 0.12[Ni] ＋ 7.9[Nb]^1/2 ＋ 0.53[Mo] ≤ 3.10 … (3)
여기서, [M] 은 원소 M 의 함유량 (질량％).
H_Vmax/H_Vave ≤ 1.35 ＋ 0.006/[C] ― t/500 … (4)
H_Vmax 는 중심 편석부의 비커스 경도의 최대값, H_Vave 는 표리면으로부터 판두께의 1/4 까지와 중심 편석부를 제외한 부분의 비커스 경도의 평균값, [C] 는 C 함유량 (질량％), t 는 강판의 판두께 (㎜).
제 1 항에 있어서,
강 조성에, 추가로, 질량％ 로, Cr：0.20 ∼ 2 ％, Mo：0.1 ∼ 0.7 ％, V：0.005 ∼ 0.1 ％, Cu：0.49 ％ 이하, Ni：2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고장력 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1050 ∼ 1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ∼ 70 ％ 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 600 ℃ 이하까지를 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 가속 냉각시키는 고장력 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
추가로, 냉각 정지 후, 450 ∼ 650 ℃ 로 템퍼링 처리를 실시하는 고장력 강판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고장력 강판으로, 중심 편석부의 각 원소의 농도가 (5) 식을 만족시키는 고장력 강판.
Rs = 12.5(X[Si] ＋ X[Mn] ＋ X[Cu] ＋ X[Ni]) ＋ 1.5X[P] ＋ 1.8X[Nb] ＜ 64.3 … (5)
여기서, X[M] 은, EPMA 라인 분석에 의해 얻어지는 중심 편석부의 원소 M 의 농도와 평균의 원소 M 의 농도의 비, 즉, (중심 편석부의 M 농도)/(평균의 M 농도) 를 나타낸다.
제 5 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1050 ∼ 1200 ℃ 로 가열 후, 950 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ％ 이상, 950 ℃ 미만의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 30 ∼ 70 ％ 가 되는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 600 ℃ 이하까지를 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 가속 냉각시키는 고장력 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
추가로, 냉각 정지 후, 450 ∼ 650 ℃ 로 템퍼링 처리를 실시하는 고장력 강판의 제조 방법.