KR20190134704A - 고Mn강 및 그의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
용접 후의 모재 및 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고Mn강에 있어서, 더욱 우수한 연성을 부여하기 위한 방도에 대해서 제안한다. 질량％로, C: 0.30∼0.90％, Si: 0.05∼1.0％, Mn: 15∼30％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0070％ 이하, Al: 0.01∼0.07％, Cr: 0.5∼7.0％, N: 0.0050∼0.0500％, O: 0.0050％ 이하를 함유하고, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖고, 또한 오스테나이트를 기지상으로 하는 마이크로 조직을 갖고, 당해 마이크로 조직에 있어서의 비금속 개재물의 면적분율이 5.0％ 미만이고, 항복 강도가 400㎫ 이상이고, 또한 흡수 에너지(ｖE－196)가 100J 이상인 것으로 한다.
Description
본 발명은, 예를 들면 액화 가스 저조용(貯槽用) 탱크 등의, 극저온 환경에서 사용되는 구조용 강에 제공하기 적합한, 특히 저온에서의 인성이 우수한 고Mn강 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
액화 가스 저조용 구조물에 열간 압연 강판을 이용하려면, 사용 환경이 극저온이 되기 때문에, 강판은 고강도인 것에 더하여, 극저온에서의 인성이 우수한 것도 요구된다. 예를 들면, 액화 천연 가스의 저조에 열간 압연 강판을 사용하는 경우는, 액화 천연 가스의 비점: －164℃ 이하에서 우수한 인성이 확보되어 있을 필요가 있다. 강재의 저온 인성이 뒤떨어지면, 극저온 저조용 구조물로서의 안전성을 유지할 수 없게 될 가능성이 있기 때문에, 적용되는 강재(steel material)에 대한 저온 인성의 향상에 대한 요구는 강하다.
이 요구에 대하여, 종래, 극저온에서 취성을 나타내지 않는 오스테나이트를 강판의 조직으로 하는 오스테나이트계 스테인리스강이나 9％ Ni강, 혹은 5000계 알루미늄 합금이 사용되어 왔다. 그러나, 합금 비용이나 제조 비용이 비싼 점에서, 염가이고 극저온 인성이 우수한 강재에 대한 요망이 있다.
그래서, 종래의 극저온용 강을 대신하는 새로운 강재로서, 비교적 염가의 오스테나이트 안정화 원소인 Mn을 다량으로 첨가한 고Mn강을 극저온 환경의 구조용 강으로서 사용하는 것이, 예를 들면 특허문헌 1에 제안되어 있다.
특허문헌 1에는, 오스테나이트 입경을 적절한 사이즈로 제어하여 결정 입계에 생성되는 탄화물이 파괴의 기점이나 균열의 전파의 경로가 되는 것을 회피하는 기술이 제안되어 있다. 이 기술에 의해, 용접 후의 모재(base material) 및 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고Mn강의 제공이 가능하다.
그런데, 상기한 액화 가스 저조용 구조물 등의 용도에서는, 저온 인성에 더하여 연성을 확보하는 것이 중요해진다. 즉, 이러한 구조물을 제작할 때에는, 사용하는 강재는 높은 가공성을 구비할 필요가 있고, 이 종류의 용도에서는 우수한 연성이 필요해지지만, 이 연성에 대해서 특허문헌 1에 기재된 기술에서는 아무 것도 검증되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 1에 기재된 고Mn 강재는, 두께가 15∼50㎜ 정도이지만, 예를 들면 론지재 등의 용도에서는 15㎜ 미만 특히는 10㎜ 이하의 두께가 요구된다. 이러한 박판(薄板)을 제조할 때, 특허문헌 1의 [0040]에 예시된, 열간 압연을 950℃ 이상에서 종료한 후 가속 냉각을 행하는 수법에서는, 얻어지는 강판에 휨이나 변형이 발생하기 쉬워, 형상 교정 등의 여분의 공정이 필요해져 생산성이 저해된다.
그래서, 본 발명은, 모재 및 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고Mn강에 있어서, 더욱 우수한 연성을 부여하기 위한 방도에 대해서 제안하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은, 이러한 고Mn강의 박판을 휨이나 변형의 발생 없이 제조할 수 있는 방도에 대해서 제안하는 것을 목적으로 한다. 여기에서, 상기 「저온 인성이 우수한」이란, －196℃에 있어서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지 ｖE－196℃가 100J 이상인 것을 말한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, 고Mn강을 대상으로, 강판의 성분 조성, 제조 방법을 결정하는 각종 요인에 관하여 예의 연구를 행하여, 이하의 a∼c의 인식을 얻었다.
a. 고Mn 오스테나이트강에서는 극저온에 있어서도 취성 파괴가 일어나지 않고, 그 파괴는 입계(粒界)로부터 발생한다. 이 점에서 고Mn강의 저온 인성 향상에는 결정립의 조대화(粗大化)에 의해 파괴의 기점 및 전파 경로가 되는 입계의 저감이 유효하다.
b. 또한, 비금속 개재물이 파괴의 기점이나 균열 전파의 경로가 되어 저온 인성 및 연성에 악영향을 미치는 것을 새롭게 발견했다. 그래서, 고Mn강에 첨가하는 Cr량을 적정하게 제어함과 함께, 불가피 혼입하는 Ti 및 Nb의 양을 억제함으로써, 파괴의 기점이 되는 결정 입계의 증가 및 비금속 개재물의 과도한 생성을 회피한다.
c. 한편으로, 단순하게 결정 입경을 조대화시키면 항복 강도가 저하한다. 또한, 판두께가 15㎜ 미만인 박물(薄物)을 제조하는 경우에는 얻어진 강판에 휨이나 변형이 남기 쉽다. 그 때문에, 구조용 강으로서의 항복 강도를 충분히 확보하고, 또한 강판에 휨이나 변형을 남기지 않기 위해서는, 강판 제조 시의 열간 압연 조건을 적정하게 제어할 필요가 있다.
본 발명은, 이상의 인식에 더욱 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 그의 요지는 다음과 같다.
1. 질량％로,
C: 0.30％ 이상 0.90％ 이하,
Si: 0.05％ 이상 1.0％ 이하,
Mn: 15％ 이상 30％ 이하,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.0070％ 이하,
Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하,
Cr: 0.5％ 이상 7.0％ 이하,
N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하,
O: 0.0050％ 이하
를 함유하고, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖고, 또한
오스테나이트를 기지상(基地相)으로 하는 마이크로 조직을 갖고, 당해 마이크로 조직에 있어서의 비금속 개재물의 면적분율이 5.0％ 미만이고, 항복 강도가 400㎫ 이상이고, 또한 흡수 에너지(ｖE－196)가 100J 이상인 고Mn강.
여기에서, 상기 비금속 개재물이란, JIS G0202의 조직 시험에 있어서의 비금속 개재물로서, 구체적으로는 동(同)규격에 기재된 A계 개재물, B계 개재물 및 C계 개재물을 의미한다.
2. 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Mo: 2.0％ 이하,
V: 2.0％ 이하,
W: 2.0％ 이하,
Ca: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하,
Mg: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하 및
REM: 0.0010％ 이상 0.0200％ 이하
중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 1에 기재된 고Mn강.
3. 상기 1 또는 2에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도가 800℃ 이상 950℃ 미만인 열간 압연을 행하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 1.0℃/s 이상인 냉각 처리를 행하는 고Mn강의 제조 방법.
여기에서, 상기의 각 온도역은, 각각 강 소재 또는 강판의 표면 온도이다.
4. 상기 3에 있어서, 상기 냉각 처리를 행한 후, 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지 가열하고 냉각하는 고Mn강의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 저온 인성 및 연성이 우수한 고Mn강을 제공할 수 있고, 이 고Mn강을 용접한 경우에는, 모재 및 용접 열 영향부가 모두 저온 인성이 우수한 것이 된다. 따라서, 본 발명의 고Mn강은, 액화 가스 저조용 탱크 등의, 극저온 환경에서 사용되는 강 구조물의 안전성이나 수명의 향상에 크게 기여하고, 산업상 각별한 효과를 가져온다. 또한, 본 발명의 제조 방법에서는, 생산성의 저하 및 제조 비용의 증대를 일으키는 일이 없기 때문에, 경제성이 우수한 방법을 제공할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 고Mn강에 대해서 자세하게 설명한다.
[성분 조성]
우선, 본 발명의 고Mn강의 성분 조성과 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
C: 0.30％ 이상 0.90％ 이하
C는, 염가의 오스테나이트 안정화 원소이고, 오스테나이트를 얻기 위해 중요한 원소이다. 그의 효과를 얻기 위해, C는 0.30％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.90％를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물이 과도하게 생성되어, 저온 인성이 저하한다. 이 때문에, C량은 0.30％ 이상 0.90％ 이하로 한다. 특히, 오스테나이트 안정화시키는 관점에서, 하한값은 0.36％가 바람직하고, 0.40％가 보다 바람직하다. 또한, 저온 인성의 저하를 억제하는 관점에서, 상한값은, 바람직하게는, 0.80％, 보다 바람직하게는, 0.66％로 한다. C량의 바람직한 함유량은, 이들 상한값 및 하한값을 조합할 수 있고, 예를 들면, 바람직하게는 0.36％ 이상 0.80％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40％ 이상 0.80％ 이하로 한다.
Si: 0.05％ 이상 1.0％ 이하
Si는, 탈산재로서 작용하고, 제강(製鋼)상 필요할 뿐만 아니라, 강에 고용하여 고용 강화에 의해 강판을 고강도화하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해, Si는 0.05％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.0％를 초과하여 함유하면, 용접성이 열화한다. 이 때문에, Si량은 0.05％ 이상 1.0％ 이하로 한다. 특히, 고강도의 강판을 얻는 관점에서, 하한값은 0.07％가 바람직하고, 0.23％가 보다 바람직하고, 0.26％가 더욱 바람직하고, 0.51％가 그보다 더욱 바람직하다. 또한, 용접성의 열화를 억제하는 관점에서, 상한값은 바람직하게는 0.8％, 보다 바람직하게는 0.7％, 더욱 바람직하게는 0.6％, 그보다 더욱 바람직하게는 0.5％로 한다. Si의 바람직한 함유량은, 이들 상한값 및 하한값을 조합할 수 있고, 예를 들면, 바람직하게는 0.07％ 이상 0.8％ 이하, 0.23％ 이상 0.7％ 이하, 보다 바람직하게는 0.26％ 이상 0.6％ 이하로 한다. 또한, Si량의 바람직한 함유량은, 0.07％ 이상 0.5％ 이하이다.
Mn: 15.0％ 이상 30.0％ 이하
Mn은, 비교적 염가의 오스테나이트 안정화 원소이다. 본 발명에서는, 강도와 극저온 인성을 양립하기 위해 중요한 원소이다. 그의 효과를 얻기 위해, Mn은 15.0％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 30.0％를 초과하여 함유해도, 극저온 인성을 개선하는 효과가 포화하여, 합금 비용의 상승을 초래한다. 또한, 용접성, 절단성이 열화한다. 또한, 편석(偏析)을 조장하고, 응력 부식 균열의 발생을 조장한다. 이 때문에, Mn량은 15.0％ 이상 30.0％로 한다. 특히, 오스테나이트를 안정화시키는 관점에서, 하한값은 16.0％가 바람직하고, 18.0％가 보다 바람직하고, 19.0％가 더욱 바람직하다. 또한, 저온 인성의 저하 억제의 관점에서, 상한값은 바람직하게는 29.0％, 보다 바람직하게는 28.0％로 한다. Mn량의 바람직한 함유량은, 이들 상한값 및 하한값을 조합할 수 있고, 예를 들면, 바람직하게는 16.0％ 이상 29.0％ 이하, 보다 바람직하게는 18.0％ 이상 28.0％ 이하로 한다.
P: 0.030％ 이하
P는, 0.030％를 초과하여 함유하면, 입계에 편석하여, 응력 부식 균열의 발생 기점이 된다. 이 때문에, 0.030％를 상한으로 하고, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, P는 0.030％ 이하로 한다. 또한, 응력 부식 균열의 발생 기점을 저감하는 관점에서 상한값은, 0.028％ 이하가 바람직하고, 0.024％ 이하가 보다 바람직하다. 또한, 과도한 P 저감은 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 하한값은, 0.002％로 하는 것이 바람직하고, 0.005％로 하는 것이 보다 바람직하다.
S: 0.0070％ 이하
S는 모재의 저온 인성이나 연성을 열화시키기 때문에, 0.0070％를 상한으로 하고, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, S는 0.0070％ 이하로 한다. 또한, 상한값은 모재의 저온 인성이나 연성의 열화를 억제하는 관점에서, 0.0060％ 이하가 바람직하다. 또한, 과도한 S의 저감은 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 하한값은, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. S량의 범위는, 0.0020％ 이상 0.0060％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하
Al은, 탈산제로서 작용하고, 강판의 용강(molten steel) 탈산 프로세스에 있어서, 가장 범용적으로 사용된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al은 0.01％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.07％를 초과하여 함유하면, 용접 시에 용접 금속부에 혼입하여, 용접 금속의 인성을 열화시키기 때문에, 0.07％ 이하로 한다. 이 때문에, Al량은 0.01％ 이상 0.07％ 이하로 한다. 특히, 탈산제로서의 효과를 얻는 관점에서, 하한값은 0.02％가 바람직하고, 0.046％가 보다 바람직하고, 0.052％가 더욱 바람직하다. 또한, 용접 금속의 인성의 관점에서, 상한값은 바람직하게는 0.065％, 보다 바람직하게는 0.06％로 한다. Mn량의 바람직한 함유량은, 이들 상한값 및 하한값을 조합할 수 있고, 예를 들면, 바람직하게는 0.02％ 이상％ 0.06％ 이하로 한다.
Cr: 0.5％ 이상 7.0％ 이하
Cr은, 적당량의 첨가로 오스테나이트를 안정화시켜, 극저온 인성과 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr은 0.5％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 7.0％를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물의 생성에 의해, 저온 인성 및 내응력 부식 균열성이 저하한다. 이 때문에, Cr량은 0.5％ 이상 7.0％ 이하로 한다. 특히, 극저온 인성과 모재 강도의 향상의 관점에서, 하한값은 1％ 이상이 바람직하고, 1.2％가 보다 바람직하고, 2.0％가 더욱 바람직하다. 또한, 저온 인성 및 내응력 부식 균열성의 관점에서, 상한값은 바람직하게는 6.7％ 이하, 보다 바람직하게는 6.5％ 이하, 더욱 바람직하게는 6.0％로 한다. Mn량의 바람직한 함유량은, 이들 상한값 및 하한값을 조합할 수 있고, 예를 들면, 바람직하게는 1.0％ 이상 6.7％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2％ 이상 6.5％ 이하로 한다. 또한, 내응력 부식 균열을 더욱 향상시키기 위해서는 2.0％ 이상 6.0％ 이하가 더욱 바람직하다.
N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하
N은, 오스테나이트 안정화 원소이고, 극저온 인성 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, N은 0.0050％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.0500％를 초과하여 함유하면, 질화물 또는 탄질화물이 조대화하여, 인성이 저하한다. 이 때문에, N량은 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하로 한다. 특히, 극저온 인성의 향상의 관점에서, 하한값은 0.0060％ 이상이 바람직하고, 0.0355％가 보다 바람직하고, 0.0810％가 더욱 바람직하다. 또한, 인성의 저하를 억제하는 관점에서, 상한값은 바람직하게는 0.0450％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0400％ 이하로 한다. N량의 바람직한 함유량은, 이들 상한값 및 하한값을 조합할 수 있고, 예를 들면, 바람직하게는 0.0060％ 이상 0.0400％ 이하로 한다.
O: 0.0050％ 이하
O는, 산화물의 형성에 의해 극저온 인성을 열화시킨다. 이 때문에, O는 0.0050％ 이하의 범위로 한다. 인성의 저하를 억제하는 관점에서 상한값은, 바람직하게는 0.0045％ 이하이다. 또한, O량의 하한값은 0.0023％ 이상이 바람직하다. O량의 바람직한 함유량은, 이들 상한값 및 하한값을 조합할 수 있고, 예를 들면, 바람직하게는 0.0023％ 이상 0.0050％ 이하로 한다.
Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제
Ti 및 Nb는, 강 중에서 고융점의 탄질화물을 형성하여 결정립의 조대화를 억제하고, 그의 결과 파괴의 기점이나 균열 전파의 경로가 된다. 특히, 고Mn강에 있어서는 저온 인성을 높여, 연성을 향상하기 위한 조직 제어의 방해가 되기 때문에, 의도적으로 억제할 필요가 있다. 즉, Ti 및 Nb는, 원재료 등으로부터 불가피적으로 혼입하는 성분이고, Ti: 0.005％ 이상 0.010％ 이하 및 Nb: 0.005％ 이상 0.010％ 이하의 범위에서 혼입하는 것이 통례이다. 그래서, 후술하는 수법에 따라, Ti 및 Nb의 불가피 혼입을 회피하여, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제할 필요가 있다. Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제함으로써, 상기한 탄질화물의 악영향을 배제하고, 우수한 저온 인성 그리고 연성을 확보할 수 있다. 그 때문에, 상기 우수한 저온 인성 그리고 연성의 관점에서, 바람직하게는, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.004％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하로 한다.
상기한 성분 이외의 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 여기에서의 불가피적 불순물로서는, H 등을 들 수 있고, 합계로 0.01％ 이하이면 허용할 수 있다.
[조직]
오스테나이트를 기지상으로 하는 마이크로 조직
강재의 결정 구조가 체심 입방 구조(bcc)인 경우, 당해 강재는 저온 환경하에서 취성 파괴를 일으킬 가능성이 있기 때문에, 저온 환경하에서의 사용에는 적합하지 않다. 여기에, 저온 환경하에서의 사용을 상정했을 때, 강재의 기지상은, 결정 구조가 면심 입방 구조(fcc)인 오스테나이트 조직인 것이 필수가 된다. 또한, 「오스테나이트를 기지상으로 한다」란, 오스테나이트상이 면적률로 90％ 이상인 것을 의미한다. 오스테나이트상을 면적률로 90％ 이상으로 함으로써, 저온 인성을 확보할 수 있다. 오스테나이트상 이외의 잔부는, 페라이트 또는 마르텐사이트상이다. 단, ε마르텐사이트가 생성되면, 그것이 소량이라도 저온 인성의 저하를 초래하기 때문에, 본 발명에 따른 오스테나이트를 기지상으로 하는 마이크로 조직으로서는, ε마르텐사이트상을 실질적으로 갖고 있지 않은 조직이 바람직하다. 즉, 저온 인성의 확보를 위해서는, ε마르텐사이트의 체적분율을 1.0％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.5％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.1％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.
비금속 개재물의 면적분율: 5.0％ 미만
비금속 개재물에 있어서, A계는 황화물, B계는 클러스터 형상, C계는 입자 형상 산화물의 형태를 취하는 개재물을 의미한다. 이들 비금속 개재물이 강 중에 다량으로 존재하면, 파괴의 기점이 되어, 극저온 인성의 저하나 연성의 열화를 초래한다. 이 때문에, 이들 개재물은 총량으로서 면적분율로 5％ 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는, 4％ 이하로 억제한다. 그러기 위해서는, 전술한 성분 조성 제어와 후술하는 제조 방법의 실시가 필요하다.
또한, 상기 오스테나이트상이 면적률로 90％ 이상이고, 또한 비금속 개재물의 면적분율: 5.0％ 미만이면, 극저온 인성을 확보할 수 있고, 또한 양호한 연성을 나타내는 강을 제공할 수 있다.
이상의 요건을 필수로 하여, 본 발명의 목적으로 하는 특성이 얻어진다. 예를 들면, 고Mn강을 용접 처리에 제공했을 때에는, 특히 용접 열 영향부의 저온 인성이 문제가 되지만, 이상의 요건을 만족하는 고Mn강을 이용하면, 이 용접 열 영향부의 마이크로 조직은 오스테나이트를 기지상으로 하고, 또한 당해 오스테나이트의 입경은 원 상당 직경으로 50㎛ 이상이 되어, 용접 열 영향부에 있어서도 저온 인성이 확보된다.
즉, 오스테나이트강의 저온 인성 확보를 위해서는 결정 입경의 조대화가 유효하다. 이는, 용접 열 영향부에 있어서도 마찬가지이고, 예를 들면 －196℃에 있어서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지로서 100J 이상의 값을 얻기 위해서는 마이크로 조직의 최대 결정 입경이 50㎛ 이상인 것이 필요하고, 이상의 요건을 만족하는 고Mn강을 이용함으로써 실현할 수 있다.
본 발명에서는, 강도 및 저온 인성을 더욱 향상시키는 것을 목적으로 하여, 상기의 필수 원소에 더하여, 필요에 따라서 하기의 원소를 함유할 수 있다.
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Mo: 2.0％ 이하, V: 2.0％ 이하, W: 2.0％ 이하, Ca: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하, Mg: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하 또는 REM: 0.0010％ 이상 0.0200％ 이하의 1종 또는 2종 이상.
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Mo, V, W: 2.0％ 이하
Cu, Ni, Mo, V 및 W는, 오스테나이트의 안정화에 기여하거나, 모재 강도의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 및 Ni는 0.01％ 이상, Mo, V 및 W는 0.001％ 이상의 함유가 바람직하다. 한편, Cu 및 Ni에서는 각각 1.00％ 초과, 또한, Mo, V 및 W에서는 각각 2.0％를 초과하여 함유하면, 조대한 탄질화물이 생성되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있는 것 외에, 제조 비용을 압박한다. 이 때문에, 이들 합금 원소를 함유하는 경우는, Cu 및 Ni에서는 각각 1.00％ 이하가 바람직하고, Mo, V 및 W에서는 각각 2.0％ 이하가 바람직하다. Cu량 및 Ni량은, 각각 0.05％ 이상 0.70％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Mo량, V량 및 W량은, 각각 0.003％ 이상 1.7％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ca: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하, Mg: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하, REM: 0.0010％ 이상 0.0200％ 이하
Ca, Mg 및 REM은, 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이고, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 개재물의 형태 제어란, 전신(展伸)한 황화물계 개재물을 입자 형상의 개재물로 하는 것을 말한다. 이 개재물의 형태 제어를 통하여, 연성, 인성 및 내황화물 응력 부식 균열성을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca, Mg는 0.0005％ 이상, REM은 0.0010％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 어느 원소도 많이 함유시키면, 비금속 개재물량이 증가하여, 오히려 연성, 인성, 내황화물 응력 부식 균열성이 저하하는 경우가 있다. 또한, 경제적으로 불리해지는 경우가 있다.
이 때문에, Ca 및 Mg를 함유하는 경우에는, 각각 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하, REM을 함유하는 경우에는, 0.0010％ 이상 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ca량은 0.0010％ 이상 0.0040％ 이하, Mg량은 0.0010％ 이상 0.0040％ 이하, REM량은 0.0020％ 이상 0.0150％ 이하로 한다.
본 발명에 따른 고Mn강은, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로(轉爐), 전기로 등, 공지의 용제(溶製) 방법으로 용제할 수 있다. 또한, 진공 탈가스로에서 2차 정련을 행해도 좋다. 그 때, 적합한 조직 제어의 방해가 되는 Ti 및 Nb를 전술의 범위로 제한하기 위해, 원료 등으로부터 불가피적으로 혼입하는 것을 회피하여, 이들의 함유량을 저감하는 조치를 취할 필요가 있다. 예를 들면, 정련 단계에 있어서의 슬래그의 염기도를 내림으로써, 이들 합금을 슬래그로 농화시켜 배출하고 최종적인 슬래브 제품에 있어서의 Ti 및 Nb의 농도를 저감한다. 또한, 산소를 취입하여 산화시키고, 환류 시에 Ti 및 Nb의 합금을 부상(浮上) 분리시키는 등의 방법이라도 좋다. 그 후, 연속 주조법 혹은 조괴-분괴 압연법 등, 공지의 주조 방법에 의해, 소정 치수의 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.
추가로, 상기 강 소재를 저온 인성이 우수한 강재로 조성(造成)하기 위한 제조 조건에 대해서 규정한다.
강 소재 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하
강재의 마이크로 조직의 결정 입경을 조대하게 하기 위해, 열간 압연 전의 가열 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 또한, 강 소재 가열 온도의 하한값이 1100℃ 미만이면, 강 중에 있어서의 비금속 개재물의 양이 증가함으로써, 강 중의 비금속 개재물에 의해, 극저온 인성 및 연성의 열화를 초래한다. 단, 1300℃를 초과하면 일부 용해가 시작되어 버릴 우려가 있기 때문에, 가열 온도의 상한은 1300℃로 한다. 여기에서의 온도 제어는, 강 소재의 표면 온도를 기준으로 한다.
마무리 압연 종료 온도: 800℃ 이상 950℃ 미만
강괴(鋼塊) 또는 강편(鋼片)을 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 조대한 결정립을 만들기 위해서는 고온에서의 누적 압하율을 높이는 것이 바람직하다. 단, 950℃ 이상의 온도 영역에서 마무리하면 결정 입경이 과도하게 조대해져 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않게 된다. 그 때문에 950℃ 미만에서 1패스 이상의 최종 마무리 압연이 필요하다. 한편, 저온에서 열간 압연을 행하면 마이크로 조직은 미세해지고, 또한 과도한 가공 변형이 들어가기 때문에 저온 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에 압연 마무리 온도의 하한은 800℃로 한다.
(마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도: 1.0℃/s 이상
열간 압연 종료 후는 신속하게 냉각을 행한다. 열간 압연 후의 강판을 완만하게 냉각시키면 석출물의 생성이 촉진되어 저온 인성의 열화를 초래한다. 1℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각함으로써 이들 석출물의 생성을 억제할 수 있다. 또한, 과도한 냉각을 행하면 강판이 변형되어 버려, 생산성을 저하시킨다. 그러기 위해서는, 냉각 개시 온도의 상한은 900℃로 한다. 이상의 이유에서, 열간 압연 후의 냉각은, (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 강판 표면의 평균 냉각 속도는 1.0℃/s 이상으로 한다. 또한, 판두께 10㎜ 이하인 후(厚)강판에서는 공냉(空冷)에서도 냉각 속도가 1℃/s 이상이 된다. 판두께가 10㎜ 이하인 경우에는 공냉으로 냉각시킴으로써, 강판의 변형을 발생시키지 않도록 할 수 있다.
추가로, 필요에 따라서, 상기 냉각 처리를 행한 후, 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지 가열하고 냉각하는 처리를 추가해도 좋다. 즉, 강판의 강도를 조정하는 목적으로 템퍼링 처리를 행해도 좋다.
실시예
이하, 본 발명을 실시예에 의해 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.
전로-레이들 정련-연속 주조법으로, 표 1에 나타내는 성분 조성이 되는 강 슬래브를 제작했다. 이어서, 얻어진 강 슬래브를 가열로에 장입하여 1150℃로 가열 후, 열간 압연에 의해 10∼30㎜ 두께의 강판으로 했다. 강판에 대해서, 인장 특성 및 인성을 하기의 요령으로 실시했다.
(1) 인장 시험 특성
얻어진 각 강판으로부터, JIS5호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241(1998년)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 시험 특성을 조사했다. 본 발명에서는, 항복 강도 400㎫ 이상 및 인장 강도 800㎫ 이상을 인장 특성이 우수한 것이라고 판정했다. 또한, 파단 시 전체 신장 30％ 이상을 연성이 우수한 것이라고 판정했다.
(2) 저온 인성
판두께 20㎜를 초과하는 각 강판의 판두께 1/4 위치, 혹은 판두께 20㎜ 이하의 각 강판의 판두께 1/2 위치의 압연 방향과 수직인 방향으로부터, JIS Z 2202(1998년)의 규정에 준거하여 샤르피 V 노치 시험편을 채취하여, JIS Z 2242(1998년)의 규정에 준거하여 각 강판에 대해서 3개의 샤르피 충격 시험을 실시하고, －196℃에서의 흡수 에너지를 구하여, 모재 인성을 평가했다. 본 발명에서는, 3개의 흡수 에너지(ｖE－196)의 평균값이 100J 이상을 모재 인성이 우수한 것으로 했다.
이상에 의해 얻어진 결과를, 표 2에 나타낸다.
본 발명에 따르는 고Mn강은, 전술의 목표 성능(모재의 항복 강도가 400㎫ 이상, 파단 시 전체 신장 30％ 이상, 저온 인성이 흡수 에너지(ｖE－196)의 평균값으로 100J 이상)을 만족하는 것이 확인되었다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 전체 신장, 항복 강도 및 저온 인성 중 어느 하나 이상이, 전술의 목표 성능을 만족하고 있지 않다.
또한, 상기한 강재에, 용접부의 충격 흡수 특성을 평가하는 목적으로, 피크 온도가 1400℃, 냉각 속도가 10℃/s인 조건으로 열사이클 처리를 행하여, 저온 인성을 평가했다. 그 결과를 표 2에 병기하는 바와 같이, 본 발명에 따르는 강재에서는, 모재와 동일하게 우수한 저온 인성을 나타냈다. 즉, 0.5∼5kJ/㎝의 입열을 부여하는 용접에 대하여, 최대 결정 입경이 50㎛ 이상이 되고, －196℃에 있어서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지는 100J 이상의 값이 얻어졌다.
본 출원은, 일본특허출원 2017-087702호(2017년 4월 26일 출원)의 우선권을 주장하는 것이고, 당해 출원의 개시 전체를, 여기에 참조를 위해 취입한다.
Claims (4)
- 질량％로,
C: 0.30％ 이상 0.90％ 이하,
Si: 0.05％ 이상 1.0％ 이하,
Mn: 15.0％ 이상 30％ 이하,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.0070％ 이하,
Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하,
Cr: 0.5∼7.0％,
N: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하,
O: 0.0050％ 이하
를 함유하고, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖고, 또한
오스테나이트를 기지상(基地相)으로 하는 마이크로 조직을 갖고, 당해 마이크로 조직에 있어서의 비금속 개재물의 면적분율이 5.0％ 미만이고,
항복 강도가 400㎫ 이상이고, 또한 흡수 에너지(ｖE－196)가 100J 이상인 고Mn강. - 제1항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하
Mo: 2.0％ 이하,
V: 2.0％ 이하,
W: 2.0％ 이하,
Ca: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하,
Mg: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하 및
REM: 0.0010％ 이상 0.0200％ 이하
중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고Mn강. - 제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도가 800℃ 이상 950℃ 미만인 열간 압연을 행하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도－100℃) 이상의 온도에서 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도가 1.0℃/s 이상인 냉각 처리를 행하는 고Mn강의 제조 방법.
- 제3항에 있어서,
상기 냉각 처리를 행한 후, 300℃ 이상 650℃ 이하의 온도역까지 가열하고 냉각하는 고Mn강의 제조 방법.
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2023121223A1 (ko) * | 2021-12-21 | 2023-06-29 | 주식회사 포스코 | 용접 열영향부 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
| WO2025095415A1 (ko) * | 2023-11-03 | 2025-05-08 | 주식회사 포스코 | 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6590120B1 (ja) * | 2018-02-07 | 2019-10-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 |
| KR102387364B1 (ko) * | 2018-03-02 | 2022-04-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고Mn강 및 그의 제조 방법 |
| EP3889276B1 (en) | 2019-01-25 | 2024-06-26 | JFE Steel Corporation | Method for manufacturing high-manganese steel cast slab and method for manufacturing high-manganese steel slab or steel sheet |
| MY194355A (en) * | 2019-02-12 | 2022-11-29 | Jfe Steel Corp | High-mn steel and manufacturing method therefor |
| WO2020189762A1 (ja) * | 2019-03-19 | 2020-09-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高マンガン鋼鋳片の製造方法、高マンガン鋼鋼片および高マンガン鋼鋼板の製造方法 |
| KR102714307B1 (ko) * | 2019-08-21 | 2024-10-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강 및 그 제조 방법 |
| KR102683673B1 (ko) * | 2019-08-21 | 2024-07-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강 및 그의 제조 방법 |
| JP7024877B2 (ja) * | 2020-03-11 | 2022-02-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼材およびその製造方法、ならびにタンク |
| CN114086078B (zh) * | 2020-08-25 | 2025-05-06 | 华为技术有限公司 | Fe-Mn-Al-C系轻质钢及其制备方法、终端、钢结构件和电子设备 |
| CN111961805B (zh) * | 2020-09-16 | 2021-04-27 | 燕山大学 | 一种高锰钢钢液净化方法、产品及应用 |
| KR20230125288A (ko) * | 2021-02-08 | 2023-08-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강재 및 그 제조 방법, 탱크 및 그 제조 방법 |
| CN116926443A (zh) * | 2022-04-07 | 2023-10-24 | 南京钢铁股份有限公司 | 超低温钢及其热处理工艺和应用 |
| CN115261743A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-11-01 | 河钢股份有限公司 | 一种低成本高锰钢板及其生产方法 |
| CN120006183A (zh) * | 2025-03-03 | 2025-05-16 | 华北理工大学 | 一种液氢储罐用高锰奥氏体低温钢板及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04143213A (ja) * | 1990-10-05 | 1992-05-18 | Kobe Steel Ltd | 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
| JP2016084529A (ja) * | 2014-10-22 | 2016-05-19 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| JP2016196703A (ja) | 2015-04-02 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温用高Ｍｎ鋼材 |
| JP2017071817A (ja) * | 2015-10-06 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用厚鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56258A (en) * | 1979-06-12 | 1981-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | No-nickel high-manganese-content steel for low temperature |
| JPS5623259A (en) * | 1979-08-03 | 1981-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Nickel-free high manganese cast steel for low temperature use |
| JPH0215148A (ja) * | 1988-07-02 | 1990-01-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼 |
| FR2857980B1 (fr) * | 2003-07-22 | 2006-01-13 | Usinor | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites |
| CN100519809C (zh) * | 2006-03-27 | 2009-07-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法 |
| CN102439188A (zh) * | 2009-04-28 | 2012-05-02 | 现代制铁株式会社 | 具有高强度和高延展性的高锰氮钢板及其制造方法 |
| KR101543916B1 (ko) * | 2013-12-25 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법 |
| KR101665821B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-10-13 | 주식회사 포스코 | 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법 |
| JP2017087702A (ja) | 2015-11-17 | 2017-05-25 | 矢崎総業株式会社 | モールド部付電線保護部材の成形装置 |
-
2018
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-
2019
- 2019-08-30 PH PH12019501995A patent/PH12019501995A1/en unknown
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04143213A (ja) * | 1990-10-05 | 1992-05-18 | Kobe Steel Ltd | 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
| JP2016084529A (ja) * | 2014-10-22 | 2016-05-19 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| JP2016196703A (ja) | 2015-04-02 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温用高Ｍｎ鋼材 |
| JP2017071817A (ja) * | 2015-10-06 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用厚鋼板及びその製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2023121223A1 (ko) * | 2021-12-21 | 2023-06-29 | 주식회사 포스코 | 용접 열영향부 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
| WO2025095415A1 (ko) * | 2023-11-03 | 2025-05-08 | 주식회사 포스코 | 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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