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KR101070093B1 - 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판 - Google Patents

취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판 Download PDF

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KR101070093B1
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strength steel
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아끼히꼬 고지마
요오이찌 다나까
히로유끼 시라하따
기요따까 나까시마
요시히데 나가이
Original Assignee
신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
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Publication date
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Abstract

이 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법은, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1 내지 2%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, B : 0.0003 내지 0.003%, V : 0.01 내지 0.15%, Al : 0.001 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.02%, N : 0.002 내지 0.01%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 연속 주조 슬래브를 Ar3-200℃ 이하까지 냉각한 후, 950 내지 1100℃로 재가열하고, 계속해서 900℃ 이상에서 누적 압하량이 30% 이상인 조압연을 상기 연속 주조 슬래브에 행하고, 계속해서 700℃ 이상에서 누적 압하량이 50% 이상인 마무리 압연을, 마무리 압연 개시 온도 및 마무리 압연 종료 온도가, 모두 다음식 {-0.5×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하로 된 조건에서 행하여 압연원판으로 하고, 계속해서 가속 냉각을 적용하여 상기 압연원판을 500℃ 이하까지 냉각하여 강판으로 하고, 상기 연속 주조 슬래브는, 변태 전의 오스테나이트 소지에 고용하는 B량{유효 B량 : Bef(%)}의 산출값이 0% 이하이며, 탄소당량 Ceq가 0.32 내지 0.42%의 범위를 충족시킨다.
슬래브, 오스테나이트, 조압연, 강판, 압연원판

Description

취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판{PROCCESS FOR PRODUCING THICK HIGH-STRENGTH STEEL PLATE EXCELLENT IN BRITTLE FRACTURE ARRESTABILITY AND TOUGHNESS OF ZONE AFFECTED BY HEAT IN LARGE-HEAT-INPUT WELDING AND THICK HIGH-STRENGTH STEEL PLATE EXCELLENT IN BRITTLE FRACTURE ARRESTABILITY AND TOUGHNESS OF ZONE AFFECTED BY HEAT IN LARGE-HEAT-INPUT WELDING}
본 발명은, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접에서의 열 영향부(Heat Affected Zone : 이하, HAZ라 칭하는 경우가 있음)의 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판에 관한 것이다. 본 발명에 관한 두꺼운 고강도 강판은, 대형 콘테이너선 등의 선박을 대상으로 하여 주로 사용되지만, 건축, 교량, 탱크, 및 해양 구조물 등, 그 밖의 용접 구조물에 사용하는 것도 가능하다.
본원은, 2007년 12월 6일에 출원된 일본 특허 출원 제2007-315840호에 대해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
선박에 대표되는 용접 구조물의 최근의 요구로서, 구조물의 대형화, 파괴에 대한 높은 안전성, 건조에 있어서의 용접의 고능률화, 및 소재인 강재의 경제성 등을 들 수 있다. 이와 같은 동향에 따라, 용접 구조물에 사용되는 강판에 대해, (1) 큰 판 두께에서의 높은 강도, (2) 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성, (3) 양호한 대입열 용접 HAZ 인성, 및 (4) 낮은 제조 비용 등의 요구가 높아지고 있다. 이로 인해, 대형 콘테이너선 등에서는, 항복 강도 390㎫급(인장 강도 510㎫급) 또는 460㎫급(인장 강도 570㎫급)의 선체 구조용 강판 등이 사용되도록 되어 있다.
구체적으로는, 비특허 문헌 1등과 같이, 대형 콘테이너선 등의 대형 선박에 사용되는 강판에 대해, (1) 판 두께 50 내지 80㎜의 두꺼운 강판(이하, 두꺼운 부재라 칭해지는 경우가 있음)에서의 항복 강도 390 내지 460㎫급(즉 인장 강도 510 내지 570㎫급)의 확보, (2) 취성 파괴 전파 정지 특성 Kca가 6000N/㎜1.5가 되는 온도 Tkca=6000(이하, 어레스트성 지표 Tkca=6000이라 칭하는 경우가 있음)≤-10℃의 확보, (3) 용접 입열량이 20kJ/㎜ 이상인 용접부의 HAZ 인성(샤르피 충격 흡수 에너지) vE(-20℃)≥47J의 확보, 및 (4) 고가 합금 원소의 저감(Ni량≤1% 등)을 동시에 만족하는 것이 요구된다.
특허 문헌 1은 선박 대상 두꺼운 고강도 강판에 관한 기술의 일례로, 이 특허 문헌 1에는, 판 두께 50 내지 80㎜를 가지면서, 상기 (1), (3), 및 (4)의 요구를 부분적으로 만족할 수 있는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 특허 문헌 1에 기재된 두꺼운 고강도 강판은, 그 실시예의 기재로부터 알 수 있는 바와 같이, 상기 (2)의 요구를 만족할 수 있는 기술은 개시되어 있지 않다.
또한, 비특허 문헌 2에는, 판 두께가 65㎜로 두꺼운 강판에서는, 소형 시험편에 의한 샤르피 충격 흡수 에너지가 vE(-40℃)=170J로 충분히 높아도, 대형 파괴 시험에서 확인되는 취성 파괴 전파 정지 특성은 Tkca=6000=18℃로 불충분한 것이 나타내어져 있다(동 문헌 Fig.7 참조). 이는, 두꺼운 강판에서는, 소형 시험편에 의한 샤르피 충격 흡수 에너지 vE(-40℃)를 목표로 하여 대형 파괴 시험으로 확인되는 취성 파괴 전파 정지 특성 Tkca=6000≤-10℃를 보증하는 것은 곤란한 것을 나타내고 있다. 즉, 대형 선박 대상의 두꺼운 고강도 강판에 요구되는 취성 파괴 전파 정지 특성을 소형 시험편에 의한 샤르피 충격 특성과 관련지어 판정하는 것은, 종래의 기술에서는 곤란하고, ESSO 시험(WES 3003 준거)에 대표되는 전체 두께 시험체의 대형 파괴 시험을 이용한 방법이 아니면, 정확하게 평가할 수 없었다.
종래부터, 취성 파괴 전파 정지 특성은 판 두께에 의존하여, 판 두께가 커질수록 당해 특성이 열화되는 것이 알려져 있었다. 그러나, 본 발명이 대상으로 하는 50㎜ 이상의 두꺼운 부재에 대해서는, 이 판 두께 효과에 관한 실험 데이터는 전무하고, 두꺼워지는 데 기인하여 취성 파괴 전파 정지 특성이 어느 정도 열화되는 것인지가 불분명하였다.
그런데, TMCP(Thermo Mechanical Control Process)에 의해 제조되는 두꺼운 강판에서는, 종래부터 붕소(B) 첨가에 의한 고강도화가 도모되고 있었다. B의 첨가에 의한 효과로서는, 압연 후의 가속 냉각에 있어서 오스테나이트(γ) 입계에 편석된 고용 B가, 변태시의 켄칭성을 향상시키는 것을 들 수 있다. 특허 문헌 1에서 는, B에 Nb를 복합 첨가함으로써 고강도화를 도모하고 있다. 특허 문헌 1의 실시예에 나타내고 있는 바와 같이, 이 경우의 압연 종료 온도는 930 내지 1000℃로 높은 것이 특징이며, 재결정 오스테나이트(재결정 γ)로부터 가속 냉각하는 것을 필수 조건으로 하여, Nb와 B의 복합 효과를 발휘시켜 높은 켄칭성을 인출함으로써, 강도를 높이고 있다. 한편, 특허 문헌 1에서는, 압연 종료 온도를 930℃보다도 낮은 미(未)재결정 영역으로 하여 저온 압연을 행한 경우, 인성은 만족하지만 강도 특성은 만족할 수 없어, Nb-B 복합 효과에 의한 고강도화가 어려운 것도 개시되어 있다.
또한, 특허 문헌 1에서는, 대입열 용접 HAZ에 있어서의 B 이용 기술을 개시하고 있고, 0.30 내지 0.38%의 Ceq를 기초로, γ 중의 고용 B에 의한 입계 페라이트 억제 효과(켄칭성 향상 효과)와, γ 중의 BN에 의한 입자 내 페라이트 촉진 효과(켄칭성 저감 효과)를 병용하는 유효성을 나타내고 있다. 즉, 이 경우, B는 켄칭성에 관하여 상반된 2개의 역할을 담당하고 있다. 이상으로부터, 특허 문헌 1에 있어서의 B 이용 기술을 요약하면, γ 중의 고용 B에 의한 켄칭성 향상 효과를, 직접 켄칭 모재와 대입열 용접 HAZ에서 이용하고, 동시에 γ 중의 석출 B(여기서는 BN)에 의한 켄칭성 저감 효과를 대입열 용접 HAZ에서 이용하고 있다.
또한, 본 발명자들은, 대입열 용접 HAZ 인성을 높이기 위해, HAZ의 냉각 과정에서 γ 중에 석출되는 VN을 핀 고정 입자(산화물, 황화물)에 복합 석출시켜, 이 VN 복합 입자가 페라이트 변태 핵으로서 작용하여 HAZ 조직을 미세화하는 발명을 완성시켜, 특허 문헌 2, 특허 문헌 3에 개시하고 있다. 또한, 비특허 문헌 3에 개 시된 바와 같이, V 첨가에 의해 모재의 강도가 상승하는 효과는 널리 알려져 있다.
이상 설명한 바와 같이, B 혹은 V의 첨가에 의해, 모재의 강도가 향상되는 효과와, 대입열 용접 HAZ의 인성이 향상되는 효과가 알려져 있다.
일반적으로, 모재나 HAZ의 인성을 높이는 희소의 원소로서 Ni가 알려져 있고, 상기 (2)나 (3)의 관점에서 Ni의 유효 이용을 생각할 수 있다. 그러나, Ni는 매우 고가의 원소이며, 그 가격은 최근 현저하게 상승하고 있다. 또한, Ni를 첨가한 강은 표면 손상이 발생되기 쉽기 때문에, 그 수선 공정이 발생한다고 하는 문제가 있다. 따라서, Ni 첨가에 관하여, 상기 (4)의 요구와 상기 (2) 및 (3)의 요구 사이에서, 그 이해가 대립된다. 또한, 상기 (1)의 관점에서 합금 첨가량을 증가하면, 탄소당량(Ceq)이 높아져 대입열 용접의 경우의 HAZ가 경화되어 취화되므로, 상기 (1)의 요구와 상기 (3)의 요구 사이에서 이해가 대립된다. 또한, 상기 (2)의 관점에서 TMCP에 있어서의 변태 전 γ 조직의 미세화를 추구하면, 켄칭성이 저하되어 강도가 감소하므로, 상기 (1)의 요구와 상기 (2)의 요구 사이에서 이해가 대립된다.
이로 인해, 상술한 바와 같은 서로 이해가 대립되는 상기 (1) 내지 (4)의 4개의 요구를 동시에 만족하는 강판의 개발이 강하게 요구되고 있었다.
특허 문헌 1 : 일본 특허 제3599556호 공보
특허 문헌 2 : 일본 특허 출원 공개 제2005-298900호 공보
특허 문헌 3 : 일본 특허 출원 공개 제2007-262508호 공보
비특허 문헌 1 : 재단 법인 일본 해사 협회「대형 콘테이너선의 YP47강의 사 용에 관한 가이드라인(2008년 10월)
비특허 문헌 2 : 일본 선박 해양 공학 강연회 논문집, 2006A-G4-10
비특허 문헌 3 : CAMP-ISIJ, 6(1993), p684
본 발명은 상기 문제를 감안하여 이루어진 것으로, (1) 판 두께 50 내지 80㎜, 항복 강도 390 내지 460㎫급, 또한 인장 강도 510 내지 570㎫급의 두꺼운 고강도이고, (2) 어레스트성 지표 Tkca=6000≤-10℃의 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성을 갖고, (3) 용접 입열량≥20kJ/㎜에서도 vE(-20℃)≥47J이 되는 양호한 대입열 용접 HAZ 인성을 갖고, (4) 고가 합금 원소의 저감(Ni≤1% 등) 등에 의한 낮은 제조 비용을 실현할 수 있는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 문제를 해결하기 위한 본 발명의 요지는 이하와 같다.
본 발명의 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법은, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1 내지 2%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, B : 0.0003 내지 0.003%, V : 0.01 내지 0.15%, Al : 0.001 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.02%, N : 0.002 내지 0.01%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 연속 주조 슬래브를 Ar3-200℃ 이하까지 냉각한 후, 950 내지 1100℃로 재가열하고, 계속해서 900℃ 이상에서 누적 압하량이 30% 이상인 조압연을 상기 연속 주조 슬래브에 행하고, 계속해서 700℃ 이상에서 누적 압하량이 50% 이상인 마무리 압연을, 마무리 압연 개시 온도 및 마무리 압연 종료 온도가, 모두 다음식 {-0.5×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하로 된 조건에서 행하여 압연원판으로 하고, 계속해서 가속 냉각을 적용하여 상기 압연원판을 500℃ 이하까지 냉각하여 강판으로 한다. 상기 연속 주조 슬래브는, 변태 전의 오스테나이트 소지(素地)에 고용하는 B량{유효 B량 : Bef(%)}의 산출값이 0% 이하이며, 탄소당량 Ceq가 0.32 내지 0.42%의 범위를 충족시킨다.
여기서, 강탈산 원소에 의한 탈산 후에 잔존하고 약탈산 원소인 Ti에 의해 탈산될 수 있는 잔존 산소량 OTi(%)를, 하기 식 1로 나타내어지는 양으로 하였을 때, 유효 B량 : Bef(%)는 하기 식 2로 나타내어진다. 또한 탄소당량 Ceq(%)는 하기 식 3으로 나타내어지고, Ar3은 하기 식 4로 나타내어진다.
[식 1]
Figure 112009038782775-pct00001
{단, 식 1에 있어서, 불가피적 불순물 취급의 성분 원소도 계산에 포함함}
[식 2]
Figure 112009038782775-pct00002
{단, 식 2에 있어서, OTi≤0일 때, OTi=0으로 함. 또한, OTi＞0일 때는, Ti-2OTi≥0.005(%)를 충족시키는 것으로 함. 또한, N-0.29(Ti-2OTi)≤0(단, OTi≤0일 때, OTi=0)일 때는, N-0.29(Ti-2OTi)=0으로 함}
[식 3]
Figure 112009038782775-pct00003
[식 4]
Figure 112009038782775-pct00004
본 발명의 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 가속 냉각 후, 또한 350 내지 700℃에서 5 내지 60분 템퍼링 열처리를 실시해도 좋다.
상기 연속 주조 슬래브의 상기 S의 함유량이 0.0005 내지 0.005%이고, 또한 상기 O의 함유량이 0.001 내지 0.004%이며, 상기 연속 주조 슬래브는, 질량%로, Ca : 0.0003 내지 0.004% 및 Mg : 0.0003 내지 0.004% 중 1종 또는 2종을 더 함유해도 좋다.
상기 연속 주조 슬래브는, 질량%로, Ni : 0.01 내지 1%, Cu : 0.01 내지 1%, Cr : 0.01 내지 1%, Mo : 0.01 내지 0.5%, Nb : 0.003 내지 0.03%, REM : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.0003 내지 0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다.
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본 발명의 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판은, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1 내지 2%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, B : 0.0003 내지 0.003%, V : 0.01 내지 0.15%, Al : 0.001 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.02%, N : 0.002 내지 0.01%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 강탈산 원소에 의한 탈산 후에 잔존하고 약탈산 원소인 Ti에 의해 탈산될 수 있는 잔존 산소량을, 하기 식 5로 나타내어지는 양으로 하였을 때, 하기 식 6으로 나타내어지는, 변태 전의 오스테나이트 소지에 고용하는 B량{유효 B량 : Bef(%)}의 산출값이 0% 이하이고, 또한, 하기 식 7로 나타내어지는 탄소당량 Ceq가 0.32 내지 0.42%의 범위를 충족시키고, 판 두께가 50 내지 80㎜이며, 항복 강도가 390 내지 460㎫급이며, 취성 파괴 전파 정지 특성 Kca가 6000N/㎜1.5가 되는 온도 Tkca=6000이 -10℃ 이하이며, 용접 입열량이 20kJ/㎜ 이상인 대입열 용접부의 HAZ 인성의 지표인 샤르피 충격 흡수 에너지 vE(-20℃)가 47J 이상이다.
[식 5]
Figure 112009038782775-pct00005
{단, 식 5에 있어서, 불가피적 불순물 취급의 성분 원소도 계산에 포함함}
[식 6]
Figure 112009038782775-pct00006
{단, 식 6에 있어서, OTi≤0일 때, OTi=0으로 함. 또한, OTi＞0일 때는, Ti-2OTi≥0.005(%)를 충족시키는 것으로 함. 또한, N-0.29(Ti-2OTi)≤0(단, OTi≤0일 때, OTi=0)일 때는, N-0.29(Ti-2OTi)=0으로 함}
[식 7]
Figure 112009038782775-pct00007
본 발명의 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판에서는, 상기 S의 함유량이 0.0005 내지 0.005%이며, 또한 상기 O의 함유량이 0.001 내지 0.004%이며, 질량%로, Ca : 0.0003 내지 0.004%, 및 Mg : 0.0003 내지 0.004% 중 1종 또는 2종을 더 함유해도 좋다.
또한, 질량%로, Ni : 0.01 내지 1%, Cu : 0.01 내지 1%, Cr : 0.01 내지 1%, Mo : 0.01 내지 0.5%, Nb : 0.003 내지 0.03%, REM : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.0003 내지 0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.
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본 발명의 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판에 따르면, (1) 판 두께 50 내지 80 ㎜, 항복 강도 390 내지 460㎫급(즉 인장 강도 510 내지 570㎫급)의 두꺼운 고강도로, (2) 어레스트성 지표 Tkca=6000≤-10℃의 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성을 갖고, (3) 용접 입열량≥20kJ/㎜라도 vE(-20℃)≥47J이 되는 양호한 대입열 용접 HAZ 인성을 갖고, (4) 고가 합금 원소의 저감(Ni≤1% 등) 등에 의한 낮은 제조 비용을 실현할 수 있다.
이와 같은 본 발명에 의한 두꺼운 고강도 강판이 대형 선박을 비롯한 각종 용접 구조물에 사용됨으로써, 용접 구조물의 대형화, 파괴에 대한 높은 안전성, 건조에 있어서의 용접의 고능률화, 및 소재인 강재의 경제성 등등이 동시에 충족되므로, 그 산업상의 효과는 헤아릴 수 없다.
이하, 본 발명의 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 실시 형태에 대해 설명한다.
또한, 본 실시 형태는, 발명의 취지를 보다 잘 이해시키기 위해 상세하게 설명하는 것이므로, 특별히 지정이 없는 한, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.
<강판 제조 조건(제조 방법)>
선박 등의 용접 구조물에 사용되는 강판에 있어서는, (1) 큰 판 두께에서의 높은 강도, (2) 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성, (3) 양호한 대입열 용접 HAZ 인성, 및 (4) 낮은 제조 비용 등의 요구가 높아지고 있다.
이와 같은 요구에 대해, 본 발명에 관한 취성 파괴 전파 정지 특성과 입열용 접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법은, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1 내지 2%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, B : 0.0003 내지 0.003%, V : 0.01 내지 0.15%, Al : 0.001 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.02%, N : 0.002 내지 0.01%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔량부로서 철, 및 불가피적 불순물을 포함하는 연속 주조 슬래브를, 연속 주조 후에 Ar3-200℃ 이하까지 냉각한 후, 950 내지 1100℃로 재가열하는 공정과, 계속해서 900℃ 이상에서 누적 압하량이 30% 이상인 조압연을 상기 연속 주조 슬래브에 행하고, 계속해서 700℃ 이상에서 누적 압하량이 50% 이상인 마무리 압연을, 마무리 압연 개시 온도 및 마무리 압연 종료 온도가, 모두 다음식 {-0.5×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하로 된 조건에서 행하여 압연원판으로 하는 공정과, 계속해서 가속 냉각을 적용하여 상기 압연원판을 500℃ 이하까지 냉각하여 강판으로 하는 공정을 갖는다. 상기 연속 주조 슬래브는, 변태 전의 오스테나이트 소지에 고용하는 B량{유효 B량 : Bef(%)}의 산출값이 0% 이하이며, 탄소당량 Ceq가 0.32 내지 0.42%의 범위를 충족시킨다.
여기서, 강탈산 원소에 의한 탈산 후에 잔존하고 약탈산 원소인 Ti에 의해 탈산될 수 있는 잔존 산소량 OTi(%)를, 하기 식 1로 나타내는 양으로 하였을 때, 유효 B량 : Bef(%)는, 하기 식 2로 나타내어진다. 또한 탄소당량 Ceq(%)는 하기 식 3으로 나타내어지고, Ar3은 하기 식 4로 나타내어진다.
또한, 슬래브 가열 온도라 함은, 연속 주조 슬래브를 재가열할 때의 온도(재 가열 온도)이다.
[식 1]
Figure 112009038782775-pct00008
{단, 식 1에 있어서, 불가피적 불순물 취급의 성분 원소도 계산에 포함함}
[식 2]
Figure 112009038782775-pct00009
{단, 식 2에 있어서, OTi≤0일 때, OTi=0으로 함. 또한, OTi＞0일 때는, Ti-2OTi≥0.005(%)를 충족시키는 것으로 함. 또한, N-0.29(Ti-2OTi)≤0(단, OTi≤0일 때, OTi=0)일 때는, N-0.29(Ti-2OTi)=0으로 함}
[식 3]
Figure 112009038782775-pct00010
[식 4]
Figure 112009038782775-pct00011
또한, 본 명세서에 있어서, 식 중의 원소 기호는, 연속 주조 슬래브 또는 두꺼운 고강도 강판 중의 그 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.
또한, 본 발명에 있어서 연속 주조 슬래브의 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 용광로, 전로나 전로 등에 의한 용제에 이어서, 각종 2차 정 련에서 목적의 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 행하고, 계속해서 통상의 연속 주조에 의해 제조된다.
본 발명에 관한 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기 화학 성분 조성에 있어서, 상기 각 원소 중, S의 함유량의 하한을 0.0005%, O의 함유량의 하한을 0.001%로 할 수 있다. 또한, 필요에 따라서, Ca : 0.0003 내지 0.004%, Mg : 0.0003 내지 0.004%, Ni : 0.01 내지 1%, Cu : 0.01 내지 1%, Cr : 0.01 내지 1%, Mo : 0.01 내지 0.5%, Nb : 0.003 내지 0.03%, REM : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.0003 내지 0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유할 수 있다.
또한, REM이라 함은, 희토류 금속이며, Sc, Y, 및 란타노이드의 La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu로부터 선택되는 1종 이상이다.
본 발명의 요점은, TMCP형으로 제조하는 두꺼운 강판에 있어서, 강도, 취성 파괴 전파 정지 특성, 대입열 용접 HAZ 인성, 및 낮은 제조 비용 등을 동시에 만족하기 위해, B와 V를 복합 첨가하는 것을 특징으로 하고, 이들 질화물 형성 원소와 결합하는 N을 정밀하게 제어함으로써 오스테나이트(γ) 중의 B와 V의 존재 상태를 최적화하고, 모재와 대입열 용접 HAZ의 변태 조직을 제어하는 기술이다.
구체적으로는, γ 중의 B의 존재 상태에 관해서는, 모재와 대입열 용접 HAZ의 양방에 있어서, 고용 B를 존재시키지 않고 모든 B를 BN으로서 석출시키는 기술 사상이다. γ 중의 V의 존재 상태에 관해서는, 모재에서는 고용 V로서 이용하고, 대입열 용접 HAZ에서는 석출 V(VN 등)로서 이용하는 기술 사상이다.
이하, 상세를 설명한다.
우선, 본 발명에 있어서의 최대 기술 과제인 취성 파괴 전파 정지 특성을 만족하기 위해, 두꺼운 강판의 결정립 직경을 극한까지로 미세화하는 TMCP 조건을 검토하였다.
여기서, 취성 파괴가 결정학적으로 동일한 결정면(벽개면 : 체심 입방 구조의 철에서는 {100}면에 대응)에서 발생하는 최소 단위는 파면 단위라 불리고, 이 파면 단위에 대응하는 사이즈의 금속 조직 단위를 본 발명에서는「결정립 직경」이라 칭하는 것으로 한다.
TMCP에 있어서의 저온 가열과 저온 압연을 철저하게 하여 변태 전 γ의 미세화를 한계까지 추구하면, 판 두께가 50 내지 80㎜인 두꺼운 강판이라도 결정립 직경이 충분히 미세화하여, 취성 파괴 전파 정지 특성이 목표를 만족할 수 있는 것이 명백해졌다. 그 조건은, Ar3(℃)이 다음식 (910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo)으로 계산될 때, 연속 주조 슬래브를 {Ar3(℃)-200(℃)} 이하의 온도까지 냉각한 후에 1100℃ 이하에 저온 가열(재가열)하고, 계속해서 900℃ 이상에서 누적 압하량이 30% 이상인 조압연을 행하고, 계속해서 700℃ 이상에서 누적 압하량이 50% 이상인 마무리 압연을, 마무리 압연 개시 온도(℃) 및 마무리 압연 종료 온도(℃)가, 모두 다음식 {-0.5×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하로 된 조건에서 행하고, 계속해서 가속 냉각을 적용하여 500℃ 이하까지 냉각하는 것이다.
저온 가열, 저온 압연을 철저하게 하는 TMCP의 제1 조건으로서, 연속 주조 후의 슬래브(연속 주조 슬래브)를 Ar3-200℃ 이하로 냉각하여 γ(오스테나이트)→α(페라이트) 변태시키고, 그 후에 1100℃ 이하로 저온 가열(재가열)함으로써, α→γ 변태시킨다. 이 제조 조건을 적용하는 이유는, 가열시의 γ를 철저하게 균일 미세립화하기 위해서이다.
슬래브를, {Ar3(℃)-200(℃)}를 초과하는 고온으로부터 재가열하면, 슬래브 내부에서 γ→α 변태가 미완료 중에 재가열되어 주조시의 조대 γ가 잔존해 버린다. 상기 식 4는 슬래브가 연속 주조되어 냉각할 때의 매우 작은 냉각 속도에 대해 성립되는 관계로, 두꺼운 판 압연과 같이 냉각 속도가 상대적으로 큰 경우에는 적용되지 않는다.
슬래브의 재가열 온도가 1100℃를 초과하는 고온 가열을 행하면, TiN의 오스트발트 성장이 시작되므로, 핀 고정 효과가 저감되어 균일 미세립 γ를 안정적으로 확보하는 것이 어려워진다. 가열시의 γ를 철저하게 균일 미세립화할 수 없으면, 현실적인 슬래브 두께의 제약 하(통상은 200 내지 400㎜)에 있어서, 압연 조건을 아무리 궁리하였다 해도, 판 두께가 50 내지 80 ㎜인 강판의 변태 전 γ를 충분히 미세화하는 것은 곤란하다.
저온 가열, 저온 압연을 철저하게 하는 TMCP의 제2 조건으로서, 900℃ 이상에서 누적 압하량이 30% 이상인 조압연을 행한다. 이 제조 조건을 적용하는 이유는, 재결정 영역에서의 압연에 의해 가열시보다도 더욱 균일 미세립인 γ를 얻기 위해서이다.
조압연이 900℃ 미만이거나, 또한 누적 압하량이 30% 미만이면, 재결정이 불충분해져 변형 유도 입성장이 일어나, 가열시의 초기 γ보다도 오히려 조대해질 우려가 있다.
저온 가열, 저온 압연을 철저하게 하는 TMCP의 제3 조건으로서, 700℃ 이상에서 누적 압하량이 50% 이상인 마무리 압연을, 마무리 압연 개시 온도(℃) 및 마무리 압연 종료 온도(℃)를, 모두 다음식 {-0.5×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하로 된 조건에서 행한다. 이 제조 조건을 적용하는 이유는, 조압연에서 충분히 균일 미세립화한 재결정립을 미재결정 영역 압연함으로써, γ립을 연신화시켜 입계의 면적을 늘리는 동시에 입계를 활성화시키고, 또한 γ립 내에 변형대를 도입하여, 변태 전 γ에 있어서의 핵 생성 사이트 밀도와 핵 생성 빈도를 한계까지 향상시키기 위해서이다.
마무리 압연의 누적 압하량이 50% 미만이거나, 또한 다음식 {-0.5 ×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하의 조건을 충족시키지 않는 경우에는, 변태 전 γ의 미세화가 불충분해진다.
상기 식 {-0.5×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하의 조건의 금속학적인 의미로서는, 가열 온도가 높고 초기 γ가 조대할수록, 마무리 압연을 보다 저온에서 행하여 미재결정 영역 압연을 강화할 필요가 있는 것을 나타내고 있다. 예를 들어, 슬래브 가열 온도가 1100℃이면 마무리 압연을 775℃ 이하에서 행할 필요가 있고, 슬래브 가열 온도가 1000℃이면 825℃ 이하에서 압연 을 행할 필요가 있다. 이와 같이, 슬래브 가열 온도로 연동시켜 마무리 압연 온도를 규제하는 매우 엄격한 TMCP 조건을 적용하지 않으면, 두꺼운 강판에서 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성을 안정되게 확보할 수는 없다.
700℃보다도 저온 영역에서 마무리 압연을 행하면, 압연 중 혹은 가속 냉각까지의 대기 시간 중에 강판의 표층측이 변태를 개시하고, 표층부 조직이 연화되는 동시에 조대화되어, 강도와 취성 파괴 전파 정지 특성이 열화된다.
저온 가열, 저온 압연을 철저하게 하는 TMCP의 제4 조건으로서, 가속 냉각을 적용하여 500℃ 이하까지 냉각한다. 이 제조 조건을 적용하는 이유는, 상술한 바와 같이 가열, 압연 조건을 철저하게 하여 변태 전 γ를 한계까지 미세화해도, 그 후의 냉각이 공랭이면 γ→α 변태시의 과냉도가 작아, 결정립 직경이 충분히 미세화할 수 없기 때문이다.
가속 냉각을 500℃보다도 고온에서 정지하면, 판 두께 표층에 비교해 온도의 높은 판 두께 내부에서는, 변태 도중에 가속 냉각이 종료되어 공랭이 되므로, 판 두께 내부의 결정립 직경을 충분히 미세화할 수 없다.
이상이, 저Ni를 전제로 결정립 직경을 충분히 미세화하여 취성 파괴 전파 정지 특성을 만족하기 위한 TMCP 조건이며, 상기 (2)와 (4)의 요구를 만족할 수 있다.
그러나, 상술한 TMCP 조건에서는, 변태 전 γ의 철저한 미세화와 두꺼운 강판 특유의 작은 냉각 속도가 서로 작용하여, 변태시의 켄칭성이 대폭으로 저하되는 문제가 발생한다. 그 결과, 베이나이트/페라이트 혼합 조직에 있어서의 베이나이 트분율이 감소하고 페라이트 분율이 증가하여, 소정의 인장 강도를 확보하는 것이 어렵다. 동시에, 이와 같은 TMCP 조건에서는 γ 중의 고용 B에 기인하는 켄칭성도 불안정해져, 강도 부족에 더하여 강도 편차가 커지는 문제가 판명되었다. 이와 같이, 상술한 TMCP 조건에서는, 상기 (1)의 요구를 만족시킬 수 없는 것이 새로운 과제로서 부상하였다.
강도 편차의 첫 번째 이유는, 후술하는 유효 B량(Bef)으로 예측되는 γ 중의 고용 B량이, 대량 생산시의 강 성분 변동(O량, 강탈산 원소량, Ti량, N량, B량의 변동)에 기인하여 증감하기 때문이다. 두 번째 이유는, 저온 압연된 미재결정 영역 γ 상태에서는, 압연 조건이나 압연 후의 가속 냉각 개시까지의 대기 시간에 의존하여, 철탄 붕화물[Fe23(C,B)6 등]의 변형 유도 석출량이 변동하고, 그것의 반대로서 γ 중의 고용 B량이 증감하기 때문이다. 이상과 같이, 상술한 TMCP 조건에서는 B 켄칭성에 의지하여 모재 강도를 안정 확보하는 것은 용이하지 않고, B 켄칭성 이외의 강화 수단을 이용할 필요성이 생겼다.
그래서 본 발명에서는, 상기 (1)의 요구를 충족시키기 위해, 모재 강도를 안정되고 또한 충분히 확보하는 것을 목표로 하여, 하기의 두 가지 수단을 강구한다.
제1 수단은, TMCP에 있어서 γ 중에 고용 B를 존재시키지 않고, 모든 B를 BN으로서 석출시킴으로써, γ 중의 고용 B량의 변동에 기인하는 켄칭성의 불안정성을 배제한다. 이는, 종래의 B 이용 기술과는 전혀 반대의 고안 방법으로, 모재 강도를 위해 B 켄칭성을 사용하지 않는 기술 사상이다. 이에 의해, 대량 생산에 있어 서의 강도 편차를 억제할 수 있다. 구체적으로는, 후술하는 유효 B량(Bef)을 0% 이하로 제어한다. 본 발명에서 B을 첨가하는 의의는 대입열 용접 HAZ에 있고, 이 점에 대해서는 후술한다.
제2 수단은, V 탄화물에 의한 석출 강화를 이용하여 모재 강도를 높인다.
상술한 TMCP 조건에서는, 0.01%의 V를 첨가함으로써 판 두께 70㎜재의 인장 강도가 10㎫ 정도 상승하는 것이 판명되고, V 첨가가 매우 유효한 강화 수단인 것이 정량적으로 명백해졌다. 이는, 저온 가열과 저온 압연을 철저하게 하여 충분히 미세화한 베이나이트/페라이트 혼합 조직이, 가속 냉각이나 템퍼링 처리에 있어서 V 탄화물(VC, V4C3 등)이 미세 고밀도로 석출되는 소지로서 적합하기 때문이다. 본 발명에서 V를 첨가하는 다른 하나의 의의는, 대입열 용접 HAZ에 있고, 이 점에 대해서는 후술한다.
이상 설명한 바와 같이, TMCP에 있어서 B 켄칭성을 사용하지 않고 V 첨가로 모재 강도를 확보하기 위해, B를 제외한 강 성분의 켄칭성의 표준으로서 채용하는 탄소당량 Ceq를 0.32% 이상 확보한 후에, 유효 B량 Bef를 0% 이하로 제어하고, V을 0.01% 이상 첨가하여, 가열 온도를 950℃ 이상으로 제어하고, 가속 냉각을 500℃ 이하까지 행하는 것이 필요하다.
Ceq가 0.32% 미만인 경우, V를 첨가하였다고 해도 모재 강도를 안정 확보하는 것이 어렵다. 또한, HAZ 연화가 커져 용접 이음매의 인장 강도가 부족할 우려가 있다.
상기 식 2에서 산출되는 유효 B량이 0%를 초과하여 많은 수치인 경우, γ 중의 고용 B가 존재하여 B 켄칭성이 발현해 버려, 강도가 변동될 우려가 있다.
가열 온도가 950℃ 미만인 경우, V 탄질화물의 용체화가 불충분해지고, γ 중의 고용 V가 부족함으로써, 가속 냉각이나 템퍼링 처리에서 석출되는 V 탄화물이 부족하여 모재 강도를 안정되게 확보할 수 없다.
가속 냉각이 아닌 공랭을 적용하면, 냉각 속도가 지나치게 작아 페라이트가 조대화되는 동시에 베이나이트 분율이 감소하여, 변태 강화를 충분히 얻을 수 없다.
가속 냉각을 500℃보다도 고온에서 정지하면, 온도가 높은 판 두께 내부는 변태 도중에 가속 냉각이 종료되어 버리므로, 판 두께 내부의 변태 강화를 충분히 얻을 수 없다.
가속 냉각에 있어서는, 0.3㎥/㎡/㎜ 이상의 수량 밀도를 확보하는 것이, 강도와 인성을 양립하는 미세한 베이나이트/페라이트 조직을 얻는 데 바람직하다.
이상이, 취성 파괴 발생 특성을 중시한 TMCP 조건에 있어서, 저Ni를 전제로 강도를 만족할 수 있는 기술이며, 이에 의해 상기 (1), (2), (4)의 요구를 동시에 만족할 수 있다.
또한, 가속 냉각 후에 350 내지 700℃에서 5 내지 60분 템퍼링 열처리를 행해도 좋다. 이에 의해, 제조 비용은 상승하지만, 강도나 신장, 샤르피 충격 특성을, 고정밀도로 소정의 범위로 제어할 수 있다.
템퍼링 열처리의 온도가 350℃ 미만인 경우, 또는 템퍼링 열처리의 시간이 5 분 미만인 경우, 템퍼링 효과가 발휘되지 않는다. 또한, 템퍼링 열처리의 온도가 700℃ 초과인 경우, 또는 템퍼링 열처리의 시간이 60분 초과인 경우, 템퍼링 현상이 적정 범위를 초과하여 과잉으로 발현되고, 강도 저하와 샤르피 충격 특성 열화가 현저해져, 적정한 기계적 성질을 얻을 수 없다.
다음에, 상기 (3)의 요구인 대입열 용접 HAZ 인성을 만족하기 위한 기술에 대해 설명한다.
본 발명의 대입열 용접 HAZ 인성의 지배 요인은, 크게 구별하여 다음 세 가지이다. 첫째로 경도이며, 둘째로 MA(마르텐사이트ㆍ오스테나이트 혼합상)이고, 셋째로 유효 결정립 직경이다.
본 발명에서는, 경도와 MA의 양면에서, 탄소당량 Ceq를 0.42% 이하로 제한한다. 탄소당량 Ceq가 0.42%를 초과하면, HAZ가 과잉으로 경화되는 동시에 MA가 증가하여, HAZ가 크게 취화되기 때문이다.
또한, 유효 B량(Bef)을 0% 이하로 제어함으로써, HAZ에 있어서 B 켄칭성이 발현되는 것을 회피하고, 경화와 MA 증가를 억제한다.
본 발명자들은, 경도의 관점에서, V 첨가의 우위성을 발견하였다. 또한, 본 발명과 같이 HAZ가 베이나이트 주체가 되는 경우, V 첨가해도 HAZ는 경화되기 어려운 것을 발견하였다.
즉, C나 Mn 등 V 이외의 원소를 첨가하여 모재를 강화하면, 베이나이트 주체의 HAZ는 현저하게 경화되어 HAZ는 크게 취화된다. 이에 대해, 본 발명과 같이 V를 첨가하여 모재를 강화하면, 베이나이트 주체의 HAZ는 경화가 억제된다. 이 새 로운 지식에 기초하면, V에 의한 모재 강도의 상승분을 상쇄하도록 C나 Mn을 저감시켜 저Ceq화하면, HAZ에 있어서는 저Ceq화한 분만큼 경도가 저감되므로, HAZ 인성이 향상된다. 이와 같은, 모재와 HAZ에서의 V 경화 거동의 차이를 이용한 HAZ 인성 향상 기술은, 종래에는 없었다.
본 발명에서는, MA의 관점에서, 가능한 한 Si를 저감시킬 필요가 있다.
또한, 본 발명의 TMCP 조건에서는, Nb는 모재 재질에의 공헌이 작음에도 불구하고 MA 생성을 조장한다. 본 발명의 비교적 높은 Ceq 범위에서는, Mo는 고가임에도 불구하고 MA 생성을 조장한다. 따라서, Nb와 Mo는 본 발명에 있어서는 가능한 한 저감시킬 필요가 있다.
본 발명에서는, 유효 결정립 직경의 관점에서, 2개의 HAZ 조직 미세화 기술을 적용한다.
첫째는, γ 중의 B 석출물과 V 석출물을 변태 핵으로서 동시에 이용하는 것이다. 상기 식 2로 나타내어지는 유효 B량{Bef(%)}이 0% 이하가 되도록 N량을 적정하게 높임으로써, 대입열 용접의 냉각 중에 γ립계나 γ립 내에 BN과 VN, V(C,N)가 석출되고, 이들 단독 혹은 복합의 입자가 페라이트뿐만 아니라 베이나이트의 변태 핵으로서도 유효하게 작용하여, HAZ 조직을 미세화한다.
또한 HAZ 조직을 미세화하는 제2 기술은, Ca나 Mg의 적정 첨가에 의해 미세한 산화물이나 황화물을 다수 분산시키고, γ립 성장을 핀 고정 입자 효과에 의해 억제함으로써, 베이나이트의 패킷을 미세화한다. 미세한 산화물이나 황화물의 일부에는, B 석출물이나 V 석출물이 복합 석출되고, 핀 고정 입자에 변태 핵 기능이 부가됨으로써, γ립계로부터 변태하는 베이나이트를 한층 더 미세화하는 효과도 있다.
이상과 같은 HAZ 조직 미세화 기술은, 결과적으로 HAZ의 켄칭성을 낮추므로, 경도와 MA를 저감시키는 관점에서도 공헌한다. 제1 기술에 의해 -20℃의 샤르피 흡수 에너지를 확보하고, 이에 제2 기술을 조합함으로써 HAZ 조직을 극한까지 미세화하면, -40℃의 샤르피 흡수 에너지를 확보할 수 있는 가능성이 있다.
이상 설명한 경도 저감, MA 저감, 및 HAZ 조직 미세화의 시책을 통해, 본 발명의 대입열 용접 HAZ는 높은 vE(-20℃)를 달성할 수 있다. 이에 의해, 상기 (1), (2), 및 (4)에 부가하여, (3)의 요구를 충족시키는 것이 가능해진다.
<화학 성분 조성(두꺼운 고강도 강판)>
본 발명에 관한 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판은, 상술한 바와 같은, (1) 큰 판 두께에서의 높은 강도, (2) 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성, (3) 양호한 대입열 용접 HAZ 인성, 및 (4) 낮은 제조 비용 등의 요구를 만족하므로, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1 내지 2%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, B : 0.0003 내지 0.003%, V : 0.01 내지 0.15%, Al : 0.001 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.02%, N : 0.002 내지 0.01%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔량부로서 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 강탈산 원소에 의한 탈산 후에 잔존하고 약탈산 원소인 Ti에 의해 탈산될 수 있는 잔존 산소량을, 하기 식 5로 나타내어지는 양으로 하였을 때, 하기 식 6으로 나타내어지는, 변태 전의 오스테나이트 소지에 고용하는 B량{유효 B 량 : Bef(%)}의 산출값이 0% 이하이고, 또한 하기 식 7로 나타내어지는 탄소당량 Ceq가 0.32 내지 0.42%의 범위를 충족시키고, 판 두께가 50 내지 80 ㎜이며, 항복 강도가 390 내지 460㎫급이며, 인장 강도가 510 내지 570㎫급이고, 취성 파괴 전파 정지 특성 Kca가 6000N/㎜1.5가 되는 온도 Tkca=6000이 -10℃ 이하이며, 용접 입열량이 20kJ/㎜ 이상의 대입열 용접부의 HAZ 인성의 지표인 샤르피 충격 흡수 에너지 vE(-20℃)가 47J 이상으로 되어 있다.
[식 5]
Figure 112009038782775-pct00012
{단, 식 5에 있어서, 불가피적 불순물 취급의 성분 원소도 계산에 포함함}
[식 6]
Figure 112009038782775-pct00013
{단, 식 6에 있어서, OTi≤0일 때, OTi=0으로 함. 또한, OTi＞0일 때는, Ti-2OTi≥0.005(%)를 충족시키는 것으로 함. 또한, N-0.29(Ti-2OTi)≤0(단, OTi≤0일 때, OTi=0)일 때는, N-0.29(Ti-2OTi)=0으로 함}
[식 7]
Figure 112009038782775-pct00014
또한, 상기 식 5 내지 식 7의 각 식에 있어서, 식 5는 상기 식 1과 공통의 식이며, 또한 식 6은 상기 식 2, 식 7은 상기 식 3과 각각 공통의 식이다.
또한, 본 발명에 관한 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판은, 상기 화학 성분 조성에 있어서, 상기 각 원소 중, S의 함유량의 하한을 0.0005%, O의 함유량의 하한을 0.001%로 할 수 있다. 또한, 필요에 따라서, Ca : 0.0003 내지 0.004%, Mg : 0.0003 내지 0.004%, Ni : 0.01 내지 1%, Cu : 0.01 내지 1%, Cr : 0.01 내지 1%, Mo : 0.01 내지 0.5%, Nb : 0.003 내지 0.03%, REM : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.0003 내지 0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유하는 구성으로 할 수 있다.
이하에, 본 발명에 있어서의 강(두꺼운 고강도 강판)의 화학 성분에 대한 한정 이유를 설명한다.
「C : 탄소」0.05 내지 0.12%
C는, 강도 향상을 위해 중요한 원소이다. 저온 가열, 저온 압연을 철저한 TMCP형 두꺼운 강판에 있어서, 소정의 강도를 안정 확보하기 위해, 0.05% 이상의 C를 첨가할 필요가 있다. 또한, 후술하는 이유로부터, 본 발명에서는 Nb, Ni, 및 Mo의 첨가량을 필요 최소한으로 억제할 필요가 있으므로, 이들 원소를 증가시켜 고강도화하는 것은 곤란하다. 따라서, C는 매우 중요한 강화 원소이다. 또한, C는 대입열 HAZ에 있어서의 V(C,N) 변태 핵의 석출을 재촉하는 효과도 있다. 그러나, 양호한 HAZ 인성을 안정 확보하기 위해서는, C를 0.12% 이하로 억제하는 것이 필요하고, HAZ 인성을 높이기 위해서는 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하다.
「Si : 규소」0.3% 이하
Si는, 탈산 작용을 갖지만, 강력한 탈산 원소인 Al이 충분히 첨가되어 있는 경우에는 불필요하다. Si는, 모재를 강화하는 작용도 있지만, 다른 원소에 비하면 그 효과는 상대적으로 작다. 또한, 비교적 높은 탄소당량 Ceq가 필요해지는 본 발명의 대입열 용접 HAZ에서는, Si는 MA 생성을 조장할 위험성이 높기 때문에, 0.3% 이하로 억제할 필요가 있고, HAZ 인성의 관점에서 Si의 첨가량을 최대한 낮아지도록 0.20% 이하로 하는 것이 바람직하다. 강도 확보와 탈산을 행하기 위해, Si를 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
「Mn : 망간」1 내지 2%
Mn은, 경제적으로 강도를 확보하기 위해 1% 이상의 첨가량이 필요하고, 1.40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 2%를 초과하여 Mn을 첨가하면, 슬래브의 중심 편석의 유해성이 현저해지는 데다가, 대입열 용접 HAZ의 경화와 MA 생성을 조장하여 취화시키므로, 이를 상한으로 한다. 이 취화를 방지하기 위해, Mn을 1.60% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
「P : 인」0.015% 이하
P는, 불순물 원소이며, 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 HAZ 인성을 안정적으로 확보하기 위해, 0.015% 이하로 저감시킬 필요가 있다. HAZ 인성을 높이기 위해서는, 0.010% 이하로 하는 것이 바람직하다.
「S : 유황」0.0005 내지 0.005%
S는, 0.005% 이하로 억제할 필요가 있다. S가 0.005%를 초과하면, 황화물의 일부가 조대화되어 파괴 기점으로서 유해성을 초래하고, 모재와 대입열 용접 HAZ의 인성이 열화된다. 이 유해성을 보다 적게 하기 위해, 0.003% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, HAZ의 핀 고정 효과를 이용할 때에는, S는 0.0005% 이상 확보할 필요가 있다. 그 이유는, HAZ의 용융선 근방에 있어서, HAZ 인성을 향상시키기 위해 Ca나 Mg의 적정 첨가에 의해 미세한 황화물을 다수 분산시키고, 핀 고정 입자 효과를 강화하여 γ 세립화를 도모하기 위해서이다. S가 0.0005% 미만인 경우, 황화물 갯수가 부족하여 충분한 핀 고정 효과를 얻을 수 없다.
「B : 보론(붕소)」0.0003 내지 0.003%
B는, 본 발명의 특징적인 원소이다. 이미 상세하게 서술한 바와 같이, 본 발명에서는 모재와 대입열 용접 HAZ의 양방에 있어서, γ 중에 고용 B를 존재시키지 않고 모든 B를 BN으로서 석출시켜, B 켄칭성이 발현되지 않도록, 상기 식 2로 나타내어지는 유효 B량(Bef)의 산출값을 0% 이하로 제어한다. γ 중에 석출시킨 BN은 변태 핵으로서 작용하고, HAZ의 조직 미세화, 경도 저감, 및 MA 저감을 통해 인성을 높인다. 그를 위해서는, B를 0.0003% 이상 첨가할 필요가 있다. 단, 0.003%를 초과하여 B를 첨가하면, 조대한 B 석출물이 생성되어 HAZ 인성이 열화되므로, 이를 상한으로 한다. HAZ 인성을 안정적으로 확보하기 위해서는, 0.0020% 이하로 하는 것이 바람직하다.
「V : 바나듐」0.01 내지 0.15%
V는, 본 발명의 특징적인 원소이다. 이미 상세하게 서술한 바와 같이, V는 본 발명의 TMCP 조건에 있어서 모재를 효과적으로 강화한다. 한편, V는 본 발명의 대입열 용접 HAZ에 있어서 경화나 MA 증가를 억제하는 동시에, γ 중에 석출시킨 VN이나 V(C,N)는 변태 핵으로서 작용하고, HAZ 조직을 미세화하여 인성을 높인다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, 0.01% 이상의 V가 필요하다. 그러나, V가 0.15%를 초과하면, HAZ의 조직 미세화 효과가 포화되는 동시에 HAZ의 경화가 현저해지므로, HAZ 인성이 열화된다. 따라서, 0.15%가 V의 상한이고, 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하다.
「Al : 알루미늄」0.001 내지 0.1%
Al은, 탈산을 담당하고, O를 저감시켜 강의 청정도를 높이기 위해 필요하다. Al 이외의 Si, Ti, Ca, Mg, REM, Zr 등도 탈산 작용이 있지만, 비록 이들 원소가 첨가되는 경우라도, 0.001% 이상의 Al이 없으면 안정적으로 O(산소)를 0.004% 이하로 억제하는 것은 어렵다. 단, Al이 0.1%를 초과하면 알루미나계 조대 산화물이 클러스터화하는 경향을 강화하여, 제강 노즐 막힘이 발생하거나, 파괴 기점으로서의 유해성이 현재화되므로, 이를 상한으로 한다. 유해성을 보다 적게 하기 위해서는, Al을 0.060% 이하로 하는 것이 바람직하다.
「Ti : 티탄」0.005 내지 0.02%,「N : 질소」0.002 내지 0.01%, 및「유효 B량 : Bef(%)」0% 이하(상기 식 2의 산출값)
Ti는, N과 결합하여 TiN을 형성하고, 슬래브 재가열시와 대입열 용접 HAZ로 핀 고정 효과에 공헌하고, γ 미립화에 기여하는 결과, 모재나 HAZ의 조직을 미세화하여 인성을 향상시킨다. 그리고, TiN을 형성한 나머지 N은 B와 결합하여 BN을 형성하고, γ 중에 고용 B를 존재시키지 않고 모든 B를 BN으로서 석출시켜, B 켄칭성이 발현되지 않도록 한다.
이상과 같은 효과를 동시에 발휘하기 위해서는, Ti를 0.005 내지 0.02%, N을 0.002 내지 0.01%, 및 상기 식 2로 나타내어지는 유효 B량(Bef)의 산출값을 0% 이하로 할 필요가 있다.
Ti와 N이, 각각 0.005%, 0.002%에 총족되지 않으면, TiN에 의한 핀 고정 효과가 충분히 발휘되지 않고, 모재와 HAZ의 인성이 열화된다. Ti와 N이 각각 0.02%, 0.01%를 초과하면, TiC 석출이나 고용 N 증가에 의해 모재와 HAZ의 인성이 열화된다. 보다 HAZ 인성을 높게 하기 위해, Ti와 N을 각각 0.015%, 0.007% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ti와 N이 적정 범위에 있어도, 유효 B량이 0%를 초과하면, γ 중의 고용 B의 양이 증가하여 B 켄칭성이 발현되고, 모재 강도의 편차나 HAZ의 경화(취화)를 초래한다.
이하에, 유효 B량(Bef)의 고안 방법을 설명한다.
화학 성분으로서 첨가된 Ti는, 용강 중의 탈산으로 소비되는 경우가 있고(저Al의 경우에 일어나기 쉬움), 탈산 후에 남은 Ti가 응고 후의 γ 중에서 TiN을 형성한다. 이때, Ti에 대해 N이 과잉이면, TiN을 형성한 후에 남은 N이 B의 일부와 결합하여 BN을 형성한다. 그리고, BN을 형성한 나머지의 B가 고용 B로서 켄칭성을 발현해 버린다. 이 켄칭성에 기여하는 γ 중의 고용 B량을 본 발명에서는 유효 B량 Bef(%)로서 취급한다.
각 원소의 첨가량, 열역학적인 반응 순서, 및 생성 물질의 화학량론 조성에 기초한 유효 B량 Bef의 계산 방법에 대해 이하에 설명한다.
우선, 탈산력이 높은 순으로, Ca, Mg, REM(희토류 원소), Zr, 및 Al이 O와 결합한다고 가정하자. 이때의 탈산 생성물로서, CaO, MgO, REM2O3, ZrO2, 및 Al203을 가정하여, 탈산되는 O량을 계산한다.
Ti보다도 탈산력이 강한 이들 원소에 의해 탈산이 완료되지 않은 경우, 이들 강탈산 원소에 의한 탈산 후에 잔존하고 약탈산 원소인 Ti에 의해 탈산될 수 있는 잔존 산소량 OTi(%)를, 하기 식 1로 나타내어지는 양으로 하였을 때, 다음식 {OTi(%)＞O}을 충족시킨다.
[식 1]
Figure 112009038782775-pct00015
단, 상기 식 1에 있어서, 불가피적 불순물 취급의 성분 원소도 계산에 포함한다.
이 경우, 남은 O(=OTi)를 Ti가 탈산하게 된다. 그래서, Ti2O3을 가정하여, 탈산으로 소비되는 Ti를 뺀 나머지 Ti는, Ti-2OTi≥0.005(%)로 나타내어지고, 이 값이 0.005% 이상이 될 필요가 있다. 여기서, 탈산으로 소비되는 Ti를 뺀 나머지 Ti가 0.005% 이상 필요한 것은, 상술한 바와 같이, 본 발명에 필요한 TiN을 확보하기 위해서이다.
탈산으로 소비되는 Ti를 뺀 나머지 Ti가 0.005% 미만이면, TiN에 의한 핀 고정 효과가 충분히 발휘되지 않고, 두께 모재와 대입열 용접 HAZ 인성이 열화된다.
또한, 탈산에서 남은 0.005% 이상의 Ti가 TiN을 형성하고, N이 남는 경우에 는 하기 식이 플러스 값이 되고, N이 남지 않은 경우에는 하기 식이 0 또는 마이너스 값이 된다.
N-0.29(Ti-2OTi)＞0 : N이 남는 경우
N-0.29(Ti-2OTi)≤0 : N이 남지 않은 경우
또한, 상기 식 {N-0.29(Ti-2OTi)}가 플러스 값이 되고 N이 남는 경우에는, B의 일부가 BN으로서 소비되므로, 하기 식 2에 의해 유효 B량 Bef가 산출된다.
[식 2]
Figure 112009038782775-pct00016
단, 상기 식 2에 있어서 OTi≤0일 때, OTi=0으로 한다. 또한, OTi＞0일 때는, 식 {Ti-2OTi≥0.005(%)}를 충족시키는 것으로 한다. 또한, 식 {N-0.29(Ti-2OTi)≤0(단, OTi≤0일 때, OTi=0)}일 때는, 식 {N-0.29(Ti-2OTi)＝0}으로 한다.
또한, 식 {N-0.29(Ti-2OTi)}가 0 또는 마이너스의 값이 되어 N이 남지 않는 경우에는, 유효 B량 Bef는, Bef(%)=B로 나타내어지는 양이 된다.
다음에, 상술한 잔존 산소량 OTi의 식에 있어서의 Ca, Mg, REM, Zr, 및 Al의 계수에 대해 서술하면, 용강 중에서의 탈산 반응(산화 반응)에 의한 생성물(산화물)로서 CaO, MgO, REM2O3, ZrO2, Al2O3을 가정하고, 이들 산화물로서 존재하는 O량을 질량%로 계산한다. 예를 들어, CaO의 경우, 원자량은 Ca가 40이고 O가 16이므 로, Ca의 질량%에 대해 16/40=0.4의 O가 결합한다. Al2O3이면, 원자량은 Al이 27이고 O가 16이므로, Al의 질량%에 대해 (16×3)/(27×2)=0.89의 O가 결합한다. 이하 마찬가지의 계산 개념으로서, 상술한 OTi식의 각 원소의 계수(0.66 : Mg, 0.17 : REM, 및 0.35 : Zr)를 규정하였다.
또한, 유효 B량 Bef의 도출식 개념을, 저온측으로부터 고온측으로 거슬러올라가 나타내면 이하와 같이 된다.
유효 B량 Bef(%)=성분 B량-BN에서의 B
→BN에서의 B=0.77(N-TiN에서의 N)
→TiN에서의 N=0.29(Ti-Ti2O3에서의 Ti)
→Ti2O3에서의 Ti=2(O-CaO에서의 O-MgO에서의 O-REM2O3에서의 O-ZrO2에서의 O-Al2O3에서의 O)
→CaO에서의 O=0.4Ca
→MgO에서의 O=0.66Mg
→REM2O3에서의 O=0.17REM
→ZrO2에서의 O=0.35Zr
→Al2O3에서의 O=0.89Al
다음에, 유효 B량 Bef의 도출식 개념을, 고온측으로부터 저온측으로의 반응순으로 나타내면 이하와 같이 된다. 즉, 제강에서의 정련→응고 공정에 있어서, 이하의 순서로 반응한다.
[1] 액상(용강 중)에서의 탈산 반응(1600℃ 부근)
O와의 화학적 친화력이 강한 순으로 CaO→MgO→REM2O3→ZrO2→Al2O3의 반응이 생겨, 용강 중의 용존 O가 감소해 간다. 이것으로 탈산이 완료되는 경우에는, OTi≤0으로 나타내어진다. 탈산이 완료되지 않고 용존 O가 남는 경우에는, OTi＞0, Ti-2OTi≥0.005(%)로 나타내어지고, Al보다 약탈산 원소인 Ti가 Ti2O3으로서 탈산에 기여하여, 성분 Ti로부터 탈산으로 소비된 Ti2O3에서의 Ti를 뺀 나머지 Ti가 0.005% 이상이 된다.
[2] 고상(응고 γ 중)에서의 탈질소 반응(1300℃ 부근 내지 800℃ 부근)
N과의 화학적 친화력이 강한 순으로 TiN→BN→AlN의 반응이 생기고, 고상 γ 중의 고용 N이 감소해 간다. 우선, 탈산에서 소비된 나머지 Ti가 탈질소 반응을 일으킨다. 이것으로 탈질소가 완료되는 경우에는, N-0.29(Ti-2OTi)≤0로 나타내어지고, γ 중에 고용 N이 존재하지 않으므로, B는 BN을 형성하지 않고 모두가 고용 B로서 존재한다. 한편, Ti에 의해 탈질소가 완료되지 않고, 고용 N이 남는 경우에는, N-0.29(Ti-2OTi)＞0으로 나타내어지고, B의 일부가 BN을 생성하고 나머지가 고용 B가 된다.
한편, Ti보다도 탈산력이 강한 원소에 의해 탈산이 완료되는 경우에는, 하기 식을 충족시킨다.
OTi≤0
이 경우, Ti는 탈산으로는 소비되지 않는다. Ti가 TiN을 형성하고, N이 남는 경우에는 하기 식을 충족시킨다.
N-0.29Ti＞0
이때의 유효 B량 Bef는 하기 식으로 계산된다.
Bef(%)=B-0.77(N-0.29Ti)
Ti가 TiN을 형성하고, N이 남지 않은 경우에는 하기 식을 충족시킨다.
N-0.29Ti≤0
이때의 유효 B량 Bef는 하기 식으로 계산된다.
Bef(%)=B
또한, 상기 각 식에 있어서, 식 (N-0.29Ti)에 있어서의 0.29Ti는, TiN에서의 N을 의미한다. 여기서, 원자량은 Ti가 48이고 N이 14이므로, Ti(정확하게는 탈산으로 소비된 Ti를 뺀 나머지 Ti)의 질량%에 대해 14/48=0.29의 N이 결합한다. 또한, N-0.29Ti≤0이면, N은 모두 TiN으로 고정되고, γ 소지 중에 고용 N은 존재하지 않는다. 한편, N-0.29Ti＞0이면, γ 소지 중에는 TiN 외에 고용 N이 존재하므로, 이 고용 N은, B와 결합하여 BN을 생성하여 유효 B량을 감소시킨다.
「O : 산소」0.001 내지 0.004% 이하
O는, 0.004% 이하로 억제할 필요가 있다. O가 0.004%를 초과하면, 산화물의 일부가 조대화되어 파괴 기점으로서 유해성을 초래하고, 모재와 대입열 용접 HAZ의 인성이 열화된다. 한편, HAZ의 핀 고정 효과를 이용할 때는, O는 0.001% 이상 확보할 필요가 있다. 그 이유는, HAZ의 용융선 근방에 있어서, HAZ 인성을 높이기 위해 Ca나 Mg의 적정 첨가에 의해 미세한 산화물을 다수 분산시켜, 핀 고정 효과를 강화하여 γ 미립화를 도모하기 위해서이다. O가 0.001% 미만인 경우, 산화물 개수가 부족하여 충분한 핀 고정 효과를 얻을 수 없게 될 우려가 있다.
「Ca : 칼슘」0.0003 내지 0.004%, 및 「Mg : 마그네슘」0.0003 내지 0.004%
Ca 및 Mg는, 용강에의 첨가 순서를 고려하면서, 한쪽 혹은 양쪽을 0.0003% 이상 첨가함으로써, Ca나 Mg를 함유하는 10 내지 500㎚의 산화물이나 황화물을 1000개/㎟ 이상 확보할 수 있다. Ca나 Mg가 0.0003% 미만인 경우, 대입열 용접 HAZ의 핀 고정 입자인 산화물이나 황화물의 개수가 부족할 우려가 있다. 또한, 각각 0.004% 초과 첨가하면, 산화물이나 황화물이 조대화하여 핀 고정 입자의 개수가 부족한 동시에, 파괴 기점으로서의 유해성도 현저해져, 양호한 HAZ 인성을 얻을 수 없게 될 우려가 있다.
「Ni : 니켈」0.01 내지 1%
Ni는, 인성의 열화를 억제하여 강도를 확보하기 위해 유효하다. 그를 위해서는 0.01% 이상의 Ni 첨가가 필요하다. 그러나, Ni는 합금 비용이 매우 높은데다가, 표면 손상의 수선 공정이 발생한다는 문제가 있다. 따라서, Ni는 1% 이하로 억제할 필요가 있다. 또한, 표면 손상을 회피하기 위해, Ni는 최대한 낮게 하는 것이 바람직하므로, 0.7% 이하 또는 0.5% 이하로 제한하는 것이 좋다.
「Cu : 구리」0.01 내지 1%, 「Cr : 크롬」0.01 내지 1%, 및「Mo : 몰리브덴 」0.01 내지 0.5%
Cu, Cr, 및 Mo는 강도를 확보하기 위해 유효하고, 동시에 0.01% 이상의 첨가량으로 효과를 발휘한다. 한편, 대입열 용접 HAZ 인성을 열화시키는 관점에서, 각각 1%, 1%, 및 0.5%가 상한이며, 각각 0.4%, 0.3%, 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 특히, Cr 및 Mo는 Ni와 마찬가지로 고가의 원소이며, 또한 HAZ의 MA 생성을 조장할 위험성도 높으므로, 첨가하지 않는 것이 바람직하다.
「Nb : 니오브」0.003 내지 0.03%
Nb는, 마무리 압연에 있어서의 미재결정 영역 압연을 촉구하기 위해 유효하다. 그를 위해서는 0.003% 이상의 Nb 첨가가 바람직하다. 또한, Nb는 대입열 용접 HAZ 인성에 대해서는 유해하다. 따라서, 본 발명에서는 미재결정 영역 압연을 재촉하기 위해 0.03% 이하의 미량의 Nb를 첨가해도 좋다. HAZ 인성의 관점에서는, 0.02% 이하 또는 0.01% 이하로 억제하는 것이 좋다. 또한, 마무리 압연에서의 누적 압하량을 크게 확보할 수 있는 경우에는, Nb 무첨가라도 충분히 모재 조직이 미세화되어 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성을 얻을 수 있으므로, Nb를 첨가하지 않는 것이 HAZ 인성의 관점에서 더욱 바람직하다.
「REM: 희토류 원소(란타노이드계 원소)」0.0003 내지 0.02%, 및「Zr : 지르코늄」0.0003 내지 0.02%
REM(희토류 원소) 및 Zr은 탈산과 탈황에 관여하여, 중심 편석부의 조대한 연신 MnS의 생성을 억제하여 황화물을 구상(球狀) 무해화하고, 모재와 대입열 용접 HAZ의 인성을 개선한다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, REM과 Zr의 하한은 모두 0.0003%이다. 단, 이들 첨가량을 늘려도 효과는 포화되므로, 경제성의 관점에서 REM과 Zr의 상한은 모두 0.02%이다. 또한, 본 발명에서 첨가하는 REM이라 함은, La나 Ce 등의 란타노이드계 원소이다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 관한 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판에 따르면, 강 성분을, 각 원소를 상기 범위에서 함유하는 동시에 상기 각 관계식을 충족시키는 성분 조성으로 하고, 또한 상기 각 제조 조건으로 함으로써, (1) 판 두께 50 내지 80 ㎜, 항복 강도 390 내지 460㎫급(즉 인장 강도 510 내지 570㎫급)의 두꺼운 고강도이고, (2) 어레스트성 지표 Tkca=6000≤-10℃의 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성을 갖고, (3) 용접 입열량≥20kJ/㎜라도 vE(-20℃)≥47J이 되는 양호한 대입열 용접 HAZ 인성을 갖고, (4) 고가 합금 원소의 저감(Ni≤0.5% 등) 등에 의한 낮은 제조 비용을 실현한 두꺼운 고강도 강판을 얻을 수 있다.
이와 같은, 본 발명에 의한 두꺼운 고강도 강판이 대형 선박을 비롯한 각종 용접 구조물에 사용됨으로써, 용접 구조물의 대형화, 파괴에 대한 높은 안전성, 건조에 있어서의 용접의 고능률화, 소재인 강재의 경제성 등등이 동시에 충족되므로, 그 산업상의 효과는 헤아릴 수 없다.
이하, 본 발명에 관한 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법, 및 취성 파괴 전파 정지 특성과 대 입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 실시예를 들어, 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 한정되는 것은 아니고, 상기 및 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.
[샘플 제작]
제강 공정에 있어서 용강의 탈산ㆍ탈황과 화학 성분을 제어하고, 연속 주조에 의해 하기 표 1 내지 표 4에 나타내는 화학 성분의 슬래브(연속 주조 슬래브)를 제작하였다. 그리고, 하기 표 5 내지 표 10에 나타내는 제조 조건에서, 상기 슬래브를 재가열하여 두꺼운 판 압연함으로써 판 두께 50 내지 80㎜로 마무리하여 가속 냉각을 행하고, 또한 필요에 따라서 오프라인에서의 템퍼링 처리를 행하여, 두꺼운 강판의 샘플을 제작하였다.
본 실시예에 있어서의, 본 발명 강의 두꺼운 강판의 화학 성분 조성의 일람을 표 1, 표 2에 나타내는 동시에, 비교 강의 화학 성분 조성의 일람을 표 3, 표 4에 나타낸다. 또한, 본 발명 강의 강판의 제조 조건의 일람을 표 5, 표 6에 나타내는 동시에, 비교 강의 강판의 제조 조건의 일람을 표 7, 표 8에 나타낸다. 또한, 표 1, 표 2에 나타내는 본 발명 강의「강 번호 1」의 화학 성분 조성에서, 각 제조 조건을 변화시켜 강판을 제조한 비교 강의 조건 일람을 표 9, 표 10에 나타낸다.
또한, 표 2, 표 4에 있어서, Ceq, A식, B식, C식, D식, 및 Ar3은, 이하와 같 이 규정된다.
Figure 112009038782775-pct00017
Figure 112009038782775-pct00018
또한, 유효 B량은, 이하와 같이 규정된다.
(i) A식의 값＜0의 경우
(a) B식의 값＞0의 경우, 유효 B량=B-0.77(N-0.29Ti)
(b) B식의 값≤0의 경우, 유효 B량=B
(ii) A식의 값≥0의 경우
C식의 값≥0.005
(a) D식의 값＞0의 경우, 유효 B량=B-0.77{N-0.29[Ti-2(O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al)]}
(b) D식의 값≤0의 경우, 유효 B량=B
Figure 112009038782775-pct00019
Figure 112009038782775-pct00020
Figure 112009038782775-pct00021
Figure 112009038782775-pct00022
Figure 112009038782775-pct00023
Figure 112009038782775-pct00024
Figure 112009038782775-pct00025
Figure 112009038782775-pct00026
Figure 112009038782775-pct00027
Figure 112009038782775-pct00028
[평가 시험]
상기 방법에 의해 제작한 두꺼운 강판의 샘플에 대해, 이하와 같은 평가 시험을 행하였다.
모재의 인장 특성 및 샤르피 충격 특성에 대해서는, 두꺼운 강판 샘플의 판 두께 1/2부-압연 길이(L) 방향으로부터 시험편을 채취하여 측정하여 평가하였다.
모재의 취성 파괴 전파 정지 특성에 대해서는, 전체 두께 시험체를 온도 구배형 ESSO 시험(WES 3003 준거)에 의해 파괴하고, 어레스트성 지표 Tkca=6000을 구하여 평가하였다.
이음매의 HAZ 인성에 대해서는, 맞댐 홈(groove)을 엘렉트로 가스 용접(EGW)에 의해 1패스 용접하고, 판 두께 1/2부의 용융선으로부터 1㎜ 이격된 HAZ에 노치를 넣어 조사하였다. 이때, -20℃에서 3개의 샤르피 충격 시험을 행하여, 평균의 흡수 에너지 값을 평가하였다. 또한, 참고적으로, -40℃에 있어서의 특성도 조사하였다.
두꺼운 강판과 용접 이음매의 기계적 성질에 대해, 표 5, 표 6에 나타내는 제조 조건으로 제조한 본 발명 강의 기계적 성질 일람을 표 11에 나타내고, 또한 표7, 표 8에 나타내는 제조 조건으로 제조한 비교 강의 기계적 성질 일람을 표 12에 나타낸다.
본 발명 강의「강 번호 1」의 화학 성분 조성으로, 제조 조건을 표 9, 표 10에 나타내는 조건으로 변화시켜 제조한 비교 강의, 두꺼운 강판과 용접 이음매의 기계적 성질 일람을 표 13에 나타낸다.
Figure 112009038782775-pct00029
Figure 112009038782775-pct00030
Figure 112009038782775-pct00031
[평가 결과]
표 1, 표 2에 나타내는 강 번호 1 내지 강 번호 16은 본 발명 강이며, 강의 화학 성분을 적정화하고, TMCP에 있어서의 저온 가열과 저온 압연을 철저하게 함으로써, 두꺼움에도 불구하고, 표 11에 나타낸 바와 같이, 390 내지 460㎫급의 항복 강도와 510 내지 560㎫급의 인장 강도, 및 -10℃ 미만의 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성 Tkca=6000을 만족하고, 또한 대입열 용접임에도 불구하고, -20℃에 있어서 양호한 HAZ 인성이, Ni 첨가량을 1% 이하로 억제하면서, 동시에 만족되어 있는 것을 알 수 있다.
한편, 표 3, 표 4에 나타내는 비교 강 번호 17 내지 비교 강 번호 36은, 강의 화학 성분이 적정하지 않고, 또한 표 9, 표 10에 나타내는 비교 강 1A 내지 비교 강 1I는 강판 제조 조건이 적정하지 않으므로, 표 12, 표 13에 나타낸 바와 같이, 항복 강도, 인장 강도, Tkca=6000, 및 대입열 용접 HAZ 인성 중 어느 하나가 열화되고, 본 발명의 두꺼운 고강도 강판과 같이, 이들 복수의 요구 특성을 동시에 만족할 수 없는 것을 알 수 있다.
강 번호 17은 C와 Ceq가 낮기 때문에, 또한 강 번호 20은 Mn이 낮기 때문에, 켄칭성이 부족하여 항복 강도나 인장 강도가 열화되어 있다.
강 번호 18은 C가 높기 때문에, 강 번호 19는 Si가 높기 때문에, 강 번호 21은 Mn이 높기 때문에, 또한 강 번호 22는 B가 낮기 때문에, 각각 대입열 용접 HAZ의 인성이 열화되어 있다.
강 번호 23은 V가 낮기 때문에, 판 두께가 같고 Ceq가 낮은 강 번호 1보다 강도가 낮고, 또한 강 번호 1보다 Ceq가 높음에도 불구하고, 강 번호 1이 충족시키는 460㎫급 항복 강도와 570㎫급 인장 강도를 만족할 수 없다. 또한, 개인 열용접 HAZ의 인성이 열화되어 있다.
강 번호 24는 V가 높기 때문에, 판 두께와 Ceq가 같은 강 번호 11보다도 강도가 대폭 높지만, 대입열 용접 HAZ의 인성이 열화되어 있다.
강 번호 25, 강 번호 26, 강 번호 27, 강 번호 30, 강 번호 31, 강 번호 34, 및 강 번호 35는 Ceq와 판 두께가 같고, 또한 표 7, 표 8의 TMCP 조건도 동일하지만, 유효 B량이 8 내지 10ppm 존재하므로, 항복 강도는 440 내지 600㎫이며, 인장 강도는 550 내지 700㎫이며, 강도의 변동이 크다. 또한, 대입열 용접 HAZ의 인성이 열화되어 있다.
강 번호 28은 P가 높기 때문에, 또한 강 번호 29는 S가 높기 때문에, 각각 모재 인성과 대입열 HAZ의 인성이 열화되어 있다.
강 번호 31은 Al이 낮기 때문에 O가 높아지고, 강 번호 32는 Al이 높기 때문에 알루미나 클러스터가 생성되고, 동시에 조대한 유해 산화물이 증가하여 모재와 대입열 HAZ의 인성이 열화되어 있다.
강 번호 33은 Ti가 낮기 때문에, 또한 강 번호 35는 N이 낮기 때문에, 각각 TiN의 생성이 불충분하고 모재와 HAZ의 결정립이 충분히 미세화되지 않고, 모재 인성, 어레스트성, 및 대입열 HAZ 인성이 열화되어 있다.
강 번호 34는 Ti가 높기 때문에, 또한 강 번호 36은 N이 높기 때문에, 각각 TiC 취화나 고용 B 취화에 의해 모재 인성과 대입열 HAZ 인성이 열화되어 있다.
강 번호 1A는 슬래브 재가열의 개시 온도가 높기 때문에, 또한 강 번호 1B는 가열 온도가 높기 때문에, 각각 가열시의 γ립이 조대화하여 취성 파괴 전파 정지 특성 Tkca=6000이 열화되어 있다.
강 번호 1C는 가열 온도가 지나치게 낮기 때문에 V 탄질화물의 용체화가 불충분해지고, 석출 강화를 담당하는 V 탄화물이 부족하여 모재 강도가 저하되어 있으므로, 강 번호 1에 비해 항복 강도와 인장 강도가 모두 20㎫ 낮아져, 0.02%의 V를 첨가한 강도의 장점을 향수할 수 없다. 또한, 조압연의 종료 온도가 지나치게 낮기 때문에 재결정립이 충분히 균일 미세립화되지 않아, Tkca=6000가 열화되어 있다.
강 번호 1D는 조압연의 종료 온도가 지나치게 낮기 때문에, 또한 강 번호 1E는 조압연의 누적 압하량이 적기 때문에 재결정립이 충분히 균일 미세립화되지 않아, 각각 Tkca=6000이 열화되어 있다.
강 번호 1F와 강 번호 1G는, 마무리 압연의 개시 온도와 종료 온도가 지나치게 높아 상기 식 {-0.5 ×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}를 만족하지 않으므로, 모재의 결정립 직경의 미세화가 불충분하여, Tkca=6000이 열화되어 있다.
강 번호 1H는, 마무리 압연의 누적 압하량이 적기 때문에, 모재의 결정립 직경의 미세화가 불충분하여, Tkca=6000이 열화되어 있다.
강 번호 1I는, 가속 냉각의 정지 온도가 높기 때문에, 판 두께 내부의 변태 강화와 결정립 직경 미세화가 불충분해져, 인장 강도와 Tkca=6000이 열화되어 있다.
이상 설명한 실시예의 결과로부터, 본 발명의 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판이, (1) 판 두께 50 내지 80 ㎜, 항복 강도 390 내지 460㎫급(즉 인장 강도 510 내지 570㎫급)의 두꺼운 고강도이고, (2) 어레스트성 지표 Tkca=6000≤-10℃의 양호한 취성 파괴 전파 정지 특성을 갖고, (3) 용접 입열량≥20kJ/㎜에서도 vE(-20℃)≥47J이 되는 양호한 대입열 용접 HAZ 인성을 갖고, (4) 고가 합금 원소의 저감(Ni≤1% 등) 등에 의한 낮은 제조 비용을 실현할 수 있는 것이 명백하다.
본 발명의 두꺼운 고강도 강판은, 대형 선박을 비롯한 각종 용접 구조물에 사용됨으로써, 용접 구조물의 대형화, 파괴에 대한 높은 안전성, 건조에 있어서의 용접의 고능률화, 및 소재인 강재의 경제성 등이 동시에 충족된다. 이로 인해, 본 발명에 관한 두꺼운 고강도 강판은, 대형 콘테이너선 등의 선박 용도나, 건축, 교량, 탱크, 및 해양 구조물 등의 그 밖의 용접 구조물에 적용할 수 있다.

Claims (9)

  1. 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.01% 이상 0.3% 이하, Mn : 1 내지 2%, P : 0% 초과 0.015% 이하, S : 0.0005% 이상 0.005% 이하, B : 0.0003 내지 0.003%, V : 0.01 내지 0.15%, Al : 0.001 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.02%, N : 0.002 내지 0.01%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 연속 주조 슬래브를 Ar3-200℃ 이하까지 냉각한 후, 950 내지 1100℃로 재가열하고,
    계속해서, 900℃ 이상에서 누적 압하량이 30% 이상인 조압연을 상기 연속 주조 슬래브에 행하고,
    계속해서, 700℃ 이상에서 누적 압하량이 50% 이상인 마무리 압연을, 마무리 압연 개시 온도 및 마무리 압연 종료 온도가, 모두 다음식 {-0.5×[슬래브 가열 온도(℃)]+1325}(℃)로 나타내어지는 온도 이하로 된 조건에서 행하여 압연원판으로 하고,
    계속해서, 가속 냉각을 적용하여 상기 압연원판을 500℃ 이하까지 냉각하여 강판으로 하고,
    상기 연속 주조 슬래브는, 유효 B량 : Bef(%)의 산출값이 0% 이하이며, 탄소당량 Ceq가 0.32 내지 0.42%의 범위를 충족시키는 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법.
    여기서, 잔존 산소량 OTi(%)을, 하기 식 1로 나타내어지는 양으로 하였을 때, 유효 B량 : Bef(%)는 하기 식 2로 나타내어짐. 또한 탄소당량 Ceq(%)는 하기 식 3으로 나타내어지고, Ar3은 하기 식 4로 나타내어짐.
    [식 1]
    Figure 112011040657277-pct00032
    {단, 식 1에 있어서, 불가피적 불순물 취급의 성분 원소도 계산에 포함함}
    [식 2]
    Figure 112011040657277-pct00033
    {단, 식 2에 있어서, OTi≤0일 때, OTi=0으로 함. 또한, OTi＞0일 때는, Ti-2OTi≥0.005(%)를 충족시키는 것으로 함. 또한, N-0.29(Ti-2OTi)≤0(단, OTi≤0일 때, OTi=0)일 때는, N-0.29(Ti-2OTi)=0으로 함}
    [식 3]
    Figure 112011040657277-pct00034
    [식 4]
    Figure 112011040657277-pct00035
  2. 제1항에 있어서, 상기 가속 냉각 후, 또한 350 내지 700℃에서 5 내지 60분 템퍼링 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 연속 주조 슬래브의 상기 O의 함유량이 0.001 내지 0.004%이며,
    상기 연속 주조 슬래브는, 질량%로, Ca : 0.0003 내지 0.004%, 및 Mg : 0.0003 내지 0.004% 중 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 연속 주조 슬래브는, 질량%로, Ni : 0.01 내지 1%, Cu : 0.01 내지 1%, Cr : 0.01 내지 1%, Mo : 0.01 내지 0.5%, Nb : 0.003 내지 0.03%, REM : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.0003 내지 0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법.
  5. 제3항에 있어서, 상기 연속 주조 슬래브는, 질량%로, Ni : 0.01 내지 1%, Cu : 0.01 내지 1%, Cr : 0.01 내지 1%, Mo : 0.01 내지 0.5%, Nb : 0.003 내지 0.03%, REM : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.0003 내지 0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판의 제조 방법.
  6. 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.01% 이상 0.3% 이하, Mn : 1 내지 2%, P : 0% 초과 0.015% 이하, S : 0.0005% 이상 0.005% 이하, B : 0.0003 내지 0.003%, V : 0.01 내지 0.15%, Al : 0.001 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.02%, N : 0.002 내지 0.01%, 및 O : 0.004% 이하를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    잔존 산소량 OTi(%)을, 하기 식 5로 나타내어지는 양으로 하였을 때, 하기 식 6으로 나타내어지는, 유효 B량 : Bef(%)의 산출값이 0% 이하이고,
    또한, 하기 식 7로 나타내어지는 탄소당량 Ceq가 0.32 내지 0.42%의 범위를 충족시키고,
    판 두께가 50 내지 80㎜이며, 항복 강도가 390 내지 460㎫급이며,
    취성 파괴 전파 정지 특성 Kca가 6000N/㎜1.5가 되는 온도 Tkca=6000이 -10℃ 이하이며,
    용접 입열량이 20kJ/㎜ 이상인 대입열 용접부의 HAZ 인성의 지표인 샤르피 충격 흡수 에너지 vE(-20℃)가 47J 이상인 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판.
    [식 5]
    Figure 112011040657277-pct00036
    {단, 식 5에 있어서, 불가피적 불순물 취급의 성분 원소도 계산에 포함함}
    [식 6]
    Figure 112011040657277-pct00037
    {단, 식 6에 있어서, OTi≤0일 때, OTi=0으로 함. 또한, OTi＞0일 때는, Ti-2OTi≥0.005(%)를 충족시키는 것으로 함. 또한, N-0.29(Ti-2OTi)≤0(단, OTi≤0일 때, OTi=0)일 때는, N-0.29(Ti-2OTi)=0으로 함}
    [식 7]
    Figure 112011040657277-pct00038
  7. 제6항에 있어서, 상기 O의 함유량이 0.001 내지 0.004%이며,
    질량%로, Ca : 0.0003 내지 0.004% 및 Mg : 0.0003 내지 0.004% 중 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서, 질량%로, Ni : 0.01 내지 1%, Cu : 0.01 내지 1%, Cr : 0.01 내지 1%, Mo : 0.01 내지 0.5%, Nb : 0.003 내지 0.03%, REM : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.0003 내지 0.02% 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 취성 파괴 전파 정지 특성과 대입열 용접 열영향부 인성이 우수한 두꺼운 고강도 강판.
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