KR20210072140A

KR20210072140A - 고 Mn 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20210072140A
Application number: KR1020217017558A
Authority: KR
Inventors: 게이지 우에다; 가즈쿠니 하세
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-12-08
Filing date: 2017-12-01
Publication date: 2021-06-16
Anticipated expiration: 2037-12-01
Also published as: EP3553195B1; KR102309644B1; CN110050082A; CN110050082B; BR112019010870A2; JP6418358B1; PH12019501270A1; EP3553195A1; WO2018105510A1; WO2018104984A1; KR20190077470A; JPWO2018105510A1; EP3553195A4; TWI653343B; TW201825694A; BR112019010870B1

Abstract

고 Mn 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.20 ∼ 0.70 ％, Si : 0.05 ∼ 1.0 ％, Mn : 15 ∼ 30 ％, P : 0.028 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, Cr : 0.5 ∼ 7.0 ％, Ni : 0.03 ∼ 0.30 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 를 함유하고, Nb : 0.003 ∼ 0.030 ％, V : 0.03 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.003 ∼ 0.040 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직이, 오스테나이트를 기지상으로 하고, 당해 오스테나이트 중 면적률로 25 ％ 이상이, 원 상당 직경으로 10 ㎛ 이상이고, 또한 장경과 단경의 애스펙트비가 3 이상이다.

Description

고 Mn 강판 및 그 제조 방법{HIGH MN STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 액화 가스 저장조용 탱크 등, 극저온 환경에서 사용되는 구조용 강에 제공하기에 적합한, 특히, 염수 부식 환경에서의 내응력 부식 균열성이 우수한 고 Mn 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

액화 가스 저장조용 구조물에 열간 압연 강판이 사용될 때에는, 사용 환경이 극저온이 되기 때문에, 강판의 강도뿐만 아니라, 극저온에서의 인성이 요구된다. 예를 들어, 액화 천연 가스의 저장조에 열간 압연 강판이 사용되는 경우에는, 액화 천연 가스의 비점 : -164 ℃ 이하에서 우수한 인성을 확보할 필요가 있다. 강재의 저온 인성이 떨어지면, 극저온 저장조용 구조물로서의 안전성을 유지할 수 없게 될 위험성이 있기 때문에, 적용되는 강재에 대한 저온 인성 향상에 대한 요구는 강하다. 이 요구에 대하여, 종래, 극저온에서 취성을 나타내지 않는 오스테나이트를 강판의 조직으로 하는 오스테나이트계 스테인리스강이나 9 ％ Ni 강, 혹은 5000 계 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 Mn 을 다량으로 첨가한 고 Mn 강판을 극저온 환경의 구조용 강으로서 사용하는 것이 검토되고 있다.

한편, 오스테나이트강이 부식 환경에서 사용되는 경우, 오스테나이트 결정 입계가 부식에 의해 침식되고, 인장 응력이 부가된 경우, 응력 부식 균열이 발생하기 쉬운 문제가 있다. 특히, 액화 가스 저장조용 구조물 등의 제작 단계에는, 강판의 지철 표면이 노출되는 경우가 있으며, 강재 표면이 염분 등 부식성의 물질을 함유하는 수증기나, 수분이나 유분 등과 접촉하면 강재의 부식이 발생한다. 종래부터 검토되고 있는 고 Mn 강판에서는, 오스테나이트계 스테인리스강은 물론, 9 ％ Ni 강이나 통상적인 저합금강과 비교해도, 내식성이 떨어지는 경우가 있다. 이 때, 고 Mn 강판의 표면에서의 부식 반응에 있어서는, 철이 애노드 반응에 의해 산화물 (녹) 을 생성하는 한편으로, 수분의 캐소드 반응에 의해 수소가 발생하여, 수소 취화에 의해 응력 부식 균열을 조장한다. 이와 같이 발생한 응력 부식 균열이, 제작시의 굽힘 가공이나 용접 등에서의 잔류 응력, 혹은 사용 환경에서의 부하 응력의 존재하에 있어서, 구조물이 파괴에 이를 위험성이 있다. 그 때문에, 안전성의 관점에서, 사용되는 강재의 강도와 극저온 인성은 물론, 내응력 부식 균열성이 우수한 것이 중요하다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, Mn 을 15 ∼ 35 ％, Cu : 5 ％ 이하, 추가로 C 와 Cr 을 적당량 첨가함으로써, 피삭성 및 용접 열 영향부의 -196 ℃ 에서의 샤르피 충격 특성을 개선한 강재가 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, C : 0.25 ∼ 0.75 ％, Si : 0.05 ∼ 1.0 ％, Mn : 20 ％ 초과 35 ％ 이하, Ni : 0.1 ％ 이상 7.0 ％ 미만, Cr : 0.1 ％ 이상 8.0 ％ 미만을 첨가하는 저온 인성을 개선한 고 Mn 강재가 개시되어 있다.

일본 공표특허공보 2015-508452호 일본 공개특허공보 2016-84529호

그러나, 특허문헌 1, 2 에 기재된 고 Mn 강판은, 강도와 저온 인성을 구비하는 것을 목적으로 하는 것이며, 용접 열 영향부에서의 -196 ℃ 에서의 샤르피 충격 특성은 60 ∼ 135 J (특허문헌 1 만 표시 있음) 이다. 그러나, 모재의 극저온 인성은 아직 불충분하여, 극저온 인성과 내응력 부식 균열성을 양립시키는 것에는 이르지 않았다.

본 발명은 관련된 문제를 감안하여, 극저온 인성, 내응력 부식 균열성이 우수한 고 Mn 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, 고 Mn 강판을 대상으로, 우수한 내응력 부식 균열 성능을 확보하기 위한 강판의 성분 조성, 제조 방법 및 마이크로 조직을 결정하는 각종 요인에 관하여 예의 연구를 실시하여, 이하의 지견을 얻었다.

1. 극저온 인성과 우수한 내응력 부식 균열성을 양립시키기 위해서는, 부식 반응을 통한 강판 중으로의 수소 침입량을 저하시키는 것이 유효하다. 염수 부식 환경에서, 강판 표면의 내식성을 향상시키는 것이 중요하며, 이를 위해서는, 고 Mn 강판을 베이스로 엄격하게 성분 조성을 관리하는 것이 중요하다. 특히, Cr 과 Ni 를 동시 첨가하고, 그 첨가량을 적정하게 제어함으로써, 강판 표면에서의 부식 반응의 초기에 형성되는 녹이 미세해진다. 그리고, 그 후의 부식 반응을 지연시킴으로써, 강 중에 침입하는 수소량을 저감시킬 수 있다.

2. 또한, 강판 표면 근방의 마이크로 조직을 엄격하게 관리하는 것도 내응력 부식 균열성을 개선하는 데에 있어서 유효한 것을 알아냈다. 즉, 오스테나이트 중 면적률로 25 ％ 이상이, 원 상당 직경으로 10 ㎛ 이상이고, 또한 장경과 단경의 애스펙트비가 3 이상인 것이 내응력 부식 균열성을 향상시키는 데에 있어서 중요해진다. 이것은, 부식 반응으로 강판 내부에 침입한 수소가, 미재결정 오스테나이트의 결정립 내에 트랩됨으로써, 오스테나이트 입계 상의 수소량이 상대적으로 저하되어, 오스테나이트 입계에서의 응력 부식 균열 감수성이 저하되기 때문인 것으로 생각된다.

3. 상기 1, 2 에 추가하여, 강판 중의 Nb, V, Ti 의 탄화물, 질화물 및 복합 탄질화물은, 그 분산 상태를 적정하게 관리함으로써, 더욱 내응력 부식 균열성을 향상시킬 수 있다. Nb, V, Ti 의 탄화물, 질화물 및 복합 탄질화물은, 강판 중에서 확산성 수소의 트랩 사이트로서 작용한다. 즉, 강재의 부식 반응에 의해 생성된 확산성 수소의 트랩 사이트로서 작용하여, 응력 부식 균열을 억제하는 효과를 갖는다. 오스테나이트 중의 Nb, V, Ti 의 탄화물, 질화물 및 복합 탄질화물의 분산 상태에 대해서는, 열간 압연 공정의 가열, 압연, 및 냉각 조건 등이 영향을 미친다. 그 때문에, 이들 제조 조건을 관리하는 것이 중요하다.

4. 또한, 오스테나이트 입계 파괴를 효과적으로 억제하기 위해서는, 결정 입계 강도를 높이는 대책이 유효하다. P 는, 강편의 응고 과정에 있어서, Mn 과 함께 공편석되기 쉬운 원소이며, 마이크로 편석부에 교차하는 결정 입계 강도를 저하시킨다. 그 때문에, P 등의 불순물 원소를 저감시킬 필요가 있다.

본 발명은, 이상의 지견에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.20 ∼ 0.70 ％, Si : 0.05 ∼ 1.0 ％, Mn : 15 ∼ 30 ％, P : 0.028 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, Cr : 0.5 ∼ 7.0 ％, Ni : 0.03 ∼ 0.30 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 를 함유하고, Nb : 0.003 ∼ 0.030 ％, V : 0.03 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.003 ∼ 0.040 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직이, 오스테나이트를 기지상으로 하고, 당해 오스테나이트 중 면적률로 25 ％ 이상이, 원 상당 직경으로 10 ㎛ 이상이고, 또한 장경과 단경의 애스펙트비가 3 이상인 고 Mn 강판.

[2] 상기 성분 조성에 더하여, 추가로 하기의 그룹 A 또는 B 중에서 선택된 적어도 하나의 그룹의 원소를 함유하는 [1] 에 기재된 고 Mn 강판.

그룹 A : 질량％ 로, Mo : 0.05 ∼ 2.0 ％, W : 0.05 ∼ 2.0 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종

그룹 B : 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상

[3] 강판 표면하 0.5 ㎜ 의 상기 마이크로 조직이, 추가로, 상기 마이크로 조직 중에, 원 상당 직경이 0.01 ∼ 0.5 ㎛ 인, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 탄화물, 질화물 및 탄질화물을, 합계로 2 × 10² 개/㎟ 이상을 갖는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고 Mn 강판.

[4] [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 Tx (x ＝ Nb, V 또는 Ti) 를 식 (1) ∼ (3) 에 나타내는 온도로 할 때, 식 (1) ∼ (3) 으로 정의되는 Tx (℃) 중 어느 1 개 이상에서, 강 소재의 표면 온도가 (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하인 온도역으로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하인 열간 압연하여, 강판을 제조하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도 － 50 ℃) 또는 냉각 개시 온도 중 어느 낮은 온도에서 650 ℃ 까지의 강판 표면의 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상으로 냉각시키는 고 Mn 강판의 제조 방법.

T_Nb (℃) ＝ 7500/{3.0 － log₁₀([％Nb] × [％C])} － 273 … (1)

T_V (℃) ＝ 10800/{7.2 － log₁₀([％V] × [％C])} － 273 … (2)

T_Ti (℃) ＝ 7000/{2.8 － log₁₀([％Ti] × [％C])} － 273 … (3)

여기서, [％Nb], [％V], [％Ti] 및 [％C] 는, 각각 강 중의 Nb, V, Ti 및 C 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 함유하지 않는 원소의 경우에는, 식 중의 원소 기호를 0 으로 하여 계산한다.

또한, 본 발명에 있어서,「고강도」란, 항복 강도가 400 ㎫ 이상인 강도를 갖는 것을 말한다. 또, 본 발명에 있어서,「극저온 인성」이란, 저온 인성, 즉 -196 ℃ 에 있어서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지 vE_-196 이 50 J 이상인 것을 말한다. 또한, 본 발명에 있어서,「내응력 부식 균열성이 우수하다」란, NACE Standard TM0111-2011 기준의 Slow Strain Rate Test Method 에 준거한 시험으로서, 온도 23 ℃ 에서 인공 해수 (염화물 이온 농도 18000 ppm) 에 침지시키고, 변형 속도 : 4 × 10^-7 inch/sec. 로 등속 인장 시험을 실시한 경우, 파단 응력이 500 ㎫ 이상인 것을 말한다.

본 발명에 의하면, 극저온 인성, 내응력 부식 균열성이 우수한 고 Mn 강판이 얻어진다. 그리고, 본 발명의 고 Mn 강판은, 액화 가스 저장조용 탱크 등, 극저온 환경에서 사용되는 강 구조물의 안전성이나 수명의 향상에 크게 기여하여, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또, 생산성의 저하 및 제조 비용의 증대를 일으키지 않기 때문에, 경제성이 우수하다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

[성분 조성]

먼저, 본 발명의 강판의 성분 조성과 그 한정 이유에 대해 설명한다. 본 발명에서는, 우수한 내응력 부식 균열성을 확보하기 위해, 이하와 같이 강판의 성분 조성을 규정한다. 또한, 성분 조성을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.20 ∼ 0.70 ％

C 는 염가의 오스테나이트 안정화 원소이며, 오스테나이트를 얻기 위해 중요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, C 는 0.20 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.70 ％ 를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물 및 Nb, V, Ti 계 탄화물이 과도하게 생성되어, 저온 인성 및 내응력 부식 균열성이 저하된다. 이 때문에, C 는 0.20 ∼ 0.70 ％ 로 한다. 바람직하게는, C 는 0.25 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, C 는 0.60 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, C 는 0.30 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, C 는 0.55 ％ 이하로 한다.

Si : 0.05 ∼ 1.0 ％

Si 는 탈산재로서 작용하여, 제강상, 필요할 뿐만 아니라, 강에 고용되어 고용 강화에 의해 강판을 고강도화하는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Si 는 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 용접성이 열화된다. 또, 내 SCC 성에도 영향을 미친다. 이 때문에, Si 는 0.05 ∼ 1.0 ％ 로 한다. 바람직하게는, Si 는 0.07 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Si 는 0.50 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, Si 는 0.15 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, Si 는 0.45 ％ 이하로 한다.

Mn : 15 ∼ 30 ％

Mn 은 비교적 염가의 오스테나이트 안정화 원소이다. 본 발명에서는, 강도와 극저온 인성을 양립시키기 위해 중요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mn 은 15 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 30 ％ 를 초과하여 함유해도, 극저온 인성을 개선하는 효과가 포화되어, 합금 비용의 상승을 초래한다. 또, 용접성, 절단성이 열화된다. 또한, 편석을 조장하여, 응력 부식 균열의 발생을 조장한다. 이 때문에, Mn 은 15 ∼ 30 ％ 로 한다. 바람직하게는, Mn 은 18 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Mn 은 28 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, Mn 은 20 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, Mn 은 27 ％ 이하로 한다.

P : 0.028 ％ 이하

P 는 0.028 ％ 를 초과하여 함유하면, 입계에 편석되어, 응력 부식 균열의 발생 기점이 된다. 이 때문에, 0.028 ％ 를 상한으로 하고, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, P 는 0.028 ％ 이하로 한다. 또한, 과도한 P 저감은 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, P 는 0.005 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, P 는 0.024 ％ 이하로 한다.

S : 0.02 ％ 이하

S 는 모재의 저온 인성이나 연성을 열화시키기 때문에, 0.02 ％ 를 상한으로 하고, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, S 는 0.02 ％ 이하로 한다. 또한, 과도한 S 저감은 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, S 는 0.002 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, S 는 0.018 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, S 는 0.010 ％ 이하로 한다.

Al : 0.01 ∼ 0.1 ％

Al 은 탈산제로서 작용하여, 강판의 용강 탈산 프로세스에 있어서, 가장 범용적으로 사용된다. 또, 강 중의 고용 N 을 고정시켜 AlN 을 형성함으로써, 결정립의 조대화를 억제하는 효과를 갖는다. 이것과 함께, 고용 N 저감에 의한 인성 열화를 억제하는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Al 은 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, Al 은 0.1 ％ 를 초과하여 함유하면, 용접시에 용접 금속부에 혼입되어, 용접 금속의 인성을 열화시키기 때문에, 0.1 ％ 이하로 한다. 이 때문에, Al 은 0.01 ∼ 0.1 ％ 로 한다. 바람직하게는, Al 은 0.02 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Al 은 0.07 ％ 이하로 한다.

Cr : 0.5 ∼ 7.0 ％

Cr 은 적당량의 첨가로 오스테나이트를 안정화시키고, 극저온 인성과 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또, 본 발명에서는, 염수 환경에 있어서의 모재 표면에 생성되는 녹을 치밀하게 하는 효과를 통하여, 강판 중으로의 수소 침입량을 저하시켜, 내응력 부식 균열성을 향상시키는 중요한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Cr 은 0.5 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 7.0 ％ 를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물의 생성에 의해, 저온 인성 및 내응력 부식 균열성이 저하된다. 이 때문에, Cr 은 0.5 ∼ 7.0 ％ 로 한다. Cr 은, 바람직하게는 1.0 ％ 이상, 보다 바람직하게는 1.2 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 2.5 ％ 이상으로 한다. Cr 은, 바람직하게는 6.0 ％ 이하, 보다 바람직하게는 5.7 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 5.5 ％ 이하로 한다.

Ni : 0.03 ∼ 0.30 ％

Ni 는 대표적인 오스테나이트 안정화 원소이며, 극저온 인성과 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또, 본 발명에서는, 염수 환경에 있어서의 모재 표면에 생성되는 녹을 치밀하게 하는 효과를 통하여, 강판 중으로의 수소 침입량을 저하시켜, 내응력 부식 균열성을 향상시키는 중요한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ni 는 0.03 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.30 ％ 를 초과하여 함유하면, 합금 비용이 상승하는 데다가, 내응력 부식 균열성의 향상 효과가 포화된다. 이 때문에, Ni 는 0.03 ∼ 0.30 ％ 로 한다. 바람직하게는, Ni 는 0.25 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, Ni 는 0.23 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, Ni 는 0.05 ％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는, Ni 는 0.21 ％ 이하로 한다.

N : 0.0010 ∼ 0.0200 ％

N 은 오스테나이트 안정화 원소이며, 극저온 인성 향상에 유효한 원소이다. 또, Nb, V, Ti 와 결합하여, 질화물 또는 탄질화물로서 석출되어, 확산성 수소의 트랩 사이트로서 응력 부식 균열을 억제하는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, N 은 0.0010 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.0200 ％ 를 초과하여 함유하면, 질화물 또는 탄질화물이 조대화되어, 인성이 저하된다. 이 때문에, N 은 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 로 한다. 바람직하게는, N 은 0.0020 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, N 은 0.0150 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, N 은 0.0030 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, N 은 0.0170 ％ 이하로 한다.

Nb : 0.003 ∼ 0.030 ％, V : 0.03 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.003 ∼ 0.040 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상

Nb : 0.003 ∼ 0.030 ％

Nb 는 탄질화물 (탄화물을 함유한다) 로서 석출되고, 생성된 탄질화물이 확산성 수소의 트랩 사이트에 유효하여, 응력 부식 균열 억제의 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Nb 는 0.003 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, Nb 는 0.030 ％ 를 초과하여 함유하면, 조대한 탄질화물이 석출되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있다. 또, 석출물이 조대화되어, 모재 인성을 열화시키는 경우가 있다. 이 때문에, Nb 를 함유하는 경우에는, 0.003 ∼ 0.030 ％ 로 한다. Nb 는, 바람직하게는 0.005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.007 ％ 이상으로 한다. Nb 는, 바람직하게는 0.025 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.022 ％ 이하로 한다.

V : 0.03 ∼ 0.10 ％

V 는 탄질화물로서 석출되고, 생성된 탄질화물이 확산성 수소의 트랩 사이트에 유효하여, 응력 부식 균열 억제의 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, V 는 0.03 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, V 는 0.10 ％ 를 초과하여 함유하면, 조대한 탄질화물이 석출되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있다. 또, 석출물이 조대화되어, 모재 인성을 열화시키는 경우가 있다. 이 때문에, V 를 함유하는 경우에는, 0.03 ∼ 0.10 ％ 로 한다. V 는, 바람직하게는 0.04 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상으로 한다. V 는, 바람직하게는 0.09 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.07 ％ 이하로 한다.

Ti : 0.003 ∼ 0.040 ％

Ti 는 질화물 혹은 탄질화물로서 석출되고, 생성된 질화물 혹은 탄질화물이 확산성 수소의 트랩 사이트에 유효하여, 응력 부식 균열 억제의 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ti 는 0.003 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, Ti 는 0.040 ％ 를 초과하여 함유하면, 석출물이 조대화되어, 모재 인성을 열화시키는 경우가 있다. 또, 조대한 탄질화물이 석출되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있다. 이 때문에, Ti 를 함유하는 경우에는, 0.003 ∼ 0.040 ％ 로 한다. Ti 는, 바람직하게는 0.005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.007 ％ 이상으로 한다. Ti 는, 바람직하게는 0.035 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.032 ％ 이하로 한다.

잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로는, O 나 H 등을 들 수 있으며, 합계로 0.01 ％ 이하이면 허용할 수 있다.

또한, 저온 인성을 저하시키는 관점에서, O 와 S 는 이하와 같이 규정하는 것이 바람직하다.

O : 0.0005 ∼ 0.0070 ％

O 는 0.0070 ％ 초과하여 함유하면 Al 과 조대한 개재물을 형성하여, 저온 인성을 저하시킨다. 이 때문에, O 는 0.0070 ％ 를 상한으로 하고, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 바람직하게는, O 는 0.0060 ％ 이하로 한다. 또한, 과도한 O 저감은, 정련 비용을 상승시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.0005 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, O 는 0.0008 ％ 이상으로 한다.

O/S ＜ 1

O 및 S 의 밸런스는 Al, Ti 및 Mn 과 산화물, 황화물 및 이것들의 복합 석출물을 형성하여, 확산성 수소의 트랩 사이트로서 유효하게 작용하여 내응력 부식 균열성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는 O/S ＜ 1 로 한다. O/S ≥ 1 에서는, 조대한 산황화물이 형성되어, 저온 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는, 저온 인성 확보를 위해, O/S ＜ 1 로 한다.

이상의 필수 원소로, 본 발명의 목적으로 하는 특성이 얻어진다. 본 발명에서는, 강도 및 저온 인성을 더욱 향상시키는 것을 목적으로 하여, 상기 필수 원소에 추가하여, 필요에 따라 하기의 원소를 함유할 수 있다.

Mo : 0.05 ∼ 2.0 ％, W : 0.05 ∼ 2.0 ％ 의 1 종 또는 2 종

Mo : 0.05 ∼ 2.0 ％

Mo 는 모재의 고강도화에 유용한 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Mo 는 0.05 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 인성 및 내용접 균열성에 악영향을 미치는 경우가 있기 때문에, Mo 는 2.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 때문에, Mo 를 함유하는 경우에는, 0.05 ∼ 2.0 ％ 로 한다. 보다 바람직하게는, Mo 는 0.07 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, Mo 는 1.7 ％ 이하로 한다.

W : 0.05 ∼ 2.0 ％

W 는 모재의 고강도화에 유용한 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, W 는 0.05 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 인성 및 내용접 균열성에 악영향을 미치는 경우가 있기 때문에, W 는 2.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 때문에, W 를 함유하는 경우에는, 0.05 ∼ 2.0 ％ 로 한다. 보다 바람직하게는 0.07 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Ca 는 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 개재물의 형태 제어란, 전신 (展伸) 된 황화물계 개재물을 입상의 개재물로 하는 것을 말한다. 이 개재물의 형태 제어를 통하여, 연성, 인성, 내황화물 응력 부식 균열성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ca 는 0.0005 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 함유하면, 비금속 개재물량이 증가하여, 오히려 연성, 인성, 내황화물 응력 부식 균열성이 저하되는 경우가 있다. 또, 경제적으로 불리해지는 경우가 있다. 이 때문에, Ca 를 함유하는 경우에는, 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 로 한다. 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0040 ％ 이하로 한다.

Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Mg 는 내황화물 응력 부식 균열성의 개선에 기여하는 원소로서 유용하며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Mg 는 0.0005 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 함유해도, 상기 서술한 효과는 포화되어, 함유량에 상응한 효과를 기대할 수 없는 경우가 있다. 또, 경제적으로 불리해지는 경우가 있다. 이 때문에, Mg 를 함유하는 경우에는, 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 로 한다. 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0040 ％ 이하로 한다.

REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％

REM 은 내황화물 응력 부식 균열성의 개선에 기여하는 원소로서 유용하며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, REM 은 0.0010 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.0200 ％ 를 초과하여 함유해도, 상기 서술한 효과는 포화되어, 함유량에 상응한 효과를 기대할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, REM 을 함유하는 경우에는, 0.0010 ∼ 0.0200 ％ 로 한다. 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0150 ％ 이하로 한다.

[마이크로 조직]

다음으로, 본 발명의 강판의 중요한 요건인, 강판 표면 근방의 마이크로 조직에 대해 설명한다.

강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직이, 오스테나이트를 기지상으로 하고, 당해 오스테나이트 중 면적률로 25 ％ 이상이, 원 상당 직경으로 10 ㎛ 이상이고, 또한 장경과 단경의 애스펙트비가 3 이상

본 발명에서는, 강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직의 기지상을 오스테나이트로 한다. 그리고, 당해 오스테나이트 중, 원 상당 직경이 10 ㎛ 이상이고, 또한 장경과 단경의 애스펙트비가 3 이상인 오스테나이트를, 면적률로 25 ％ 이상 가짐으로써, 강판 표층 근방의 결정 입계에 추가하여 결정립 내의 변형대도 확산성 수소의 트랩 사이트로서 유효하게 작용하여, 응력 부식 균열성에 유효하게 작용한다. 이로써, 응력 부식 균열의 억제를 현격히 향상시킬 수 있다. 또, 항복 강도도 향상된다. 바람직하게는, 면적률로 30 ％ 이상으로 한다. 한편, 면적률로 95 ％ 를 초과하면, 강재의 강도가 과다해져, 모재 인성의 열화를 발생시키는 경우가 있다. 바람직하게는 95 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 94 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 90 ％ 이하로 한다. 보다 더 바람직하게는 85 ％ 이하로 한다.

원 상당 직경으로 10 ㎛ 미만, 또는 장경과 단경의 애스펙트비가 3 미만에서는, 원하는 항복 강도가 얻어지지 않는 데다가, 확산성 수소의 트랩 사이트로서 유효하게 작용하는 결정립 내의 변형대가 얻어지지 않아 내응력 부식 균열성이 저하되고, 상기 서술한 효과가 얻어지지 않는다. 또한, 상기 서술한 오스테나이트의 원 상당 직경, 면적률, 애스펙트비는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

본 발명에서는, 강판 표면하 0.5 ㎜ 란, 강판의 표리면으로부터 판두께 방향으로 0.5 ㎜ 의 위치에 있어서의 압연 방향에 평행한 단면을 의미한다. 또, 본 발명에서는, 강판 표면하 0.5 ㎜ 의 위치로부터 ± 5 ％ 의 범위에 있어서의 압연 방향에 평행한 단면에 상기 서술한 마이크로 조직이 존재하고 있어도, 동일하게, 상기 서술한 효과는 얻어진다. 그 때문에, 본 발명에 있어서, 강판 표면하 0.5 ㎜ 란, 강판의 표리면으로부터 판두께 방향으로 0.5 ㎜ 의 위치로부터 ± 5 ％ 의 범위의 어느 것에 있어서, 압연 방향에 평행한 단면에 상기 서술한 마이크로 조직이 존재하고 있는 것을 의미한다. 또한, 성품의 단순한 표면뿐만 아니라, 강판 표면을 결정의 집적도를 측정 가능한 면으로 처리한 후의 면, 예를 들어, 강판의 최표면이 스케일로 덮여져 있을 때 등에는, 그것을 제거한 면을 의미한다.

강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직은, 추가로, 조직 중에, 원 상당 직경이 0.01 ∼ 0.5 ㎛ 인, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 탄화물, 질화물 및 탄질화물을 합계로 2 × 10² 개/㎟ 이상

본 발명의 강판 표면하 0.5 ㎜ 에 있어서의, 마이크로 조직 중의, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 탄화물, 질화물, 탄질화물 (이하, Nb, V, Ti 계 석출물이라고 칭한다) 의 존재 상태에 대해 설명한다. 또한, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 탄화물, 질화물, 탄질화물이란, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 탄화물, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 질화물, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 탄질화물을 말한다.

Nb, V, Ti 계 석출물의 입경은, 원 상당 직경으로 0.01 ∼ 0.5 ㎛ 로 한다. 0.01 ㎛ 미만에서는, 확산성 수소의 트랩 사이트로서 수소 취화 균열을 억제하는 효과가 포화된다. 또, 실제조에서 0.01 ㎛ 미만으로 관리하려면, 제조 부하가 극도로 증대되어, 제조 비용이 상승한다. 한편, 0.5 ㎛ 를 초과하면, 저온 인성이 저하된다. 또, 확산성 수소의 트랩 사이트로서 수소 취화 균열을 억제하는 효과가 얻어지지 않는다. 바람직하게는 0.03 ㎛ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.4 ㎛ 이하이다.

상기 입경의 Nb, V, Ti 계 석출물의 합계가, 강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직 중에서 2 × 10² 개/㎟ 미만이면, 확산성 수소의 트랩 사이트로서 작용하는 석출물이 부족하기 때문에, 확산성 수소의 트랩 사이트로서 수소 취화 균열을 억제하는 효과가 얻어지지 않는다. 이 때문에, 2 × 10² 개/㎟ 이상으로 한다. 바람직하게는 5 × 10² 개/㎟ 이상으로 한다. 또한, 상기 서술한 Nb, V, Ti 계 석출물의 개수 밀도 및 원 상당 직경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

또한, 강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직 중에 오스테나이트 외에 마텐자이트 등의 조직이 혼재하면, 저온 인성이 저하된다. 이 때문에, 오스테나이트는 90 ％ 이상으로 한다. 또한, 저온 인성이 저하되는 관점에서, 마텐자이트 등의 조직의 면적률은 적은 편이 좋다. 상기 마텐자이트 등의 조직이란, 마텐자이트, 베이나이트, 페라이트, 펄라이트이다. 마텐자이트 등의 조직이 혼재하는 경우에는, 각 조직의 강판 전체에 대한 면적률의 합계로 10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[제조 조건]

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 또한, 본 발명에 관련된 강판은, 판두께 4 ㎜ 이상의 고 Mn 강판에 적합하다.

본 발명의 강판은, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를, Tx (x ＝ Nb, V 또는 Ti) 를 후술하는 식 (1) ∼ (3) 에 나타내는 온도로 할 때, 식 (1) ∼ (3) 으로 정의되는 Tx (℃) 중 어느 1 개 이상에서, 강 소재의 표면 온도가 (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하인 온도역으로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하인 열간 압연하여, 강판을 제조하고, 그 후, (마무리 압연 종료 온도 － 50 ℃) 또는 냉각 개시 온도 중 어느 낮은 온도에서 650 ℃ 까지의 강판 표면의 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상으로 냉각시킴으로써 얻어진다.

이하, 상세하게 설명한다. 또한, 설명에 있어서, 온도에 관한「℃」표시는, 강판 표면 혹은 강 소재의 표면에 있어서의 온도를 의미하는 것으로 한다.

본 발명에 관련된 고 Mn 강판은, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법으로 용제할 수 있다. 또, 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시해도 된다. 그 후, 연속 주조법 혹은 조괴-분괴 압연법 등, 공지된 주조 방법에 의해, 소정 치수의 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.

주조 후 슬래브 : 얻어진 강 소재를, 실온까지 냉각시키지 않고, 또는 실온까지 냉각시킨 후, Tx (x ＝ Nb, V 혹은 Ti) 를 식 (1) ∼ (3) 으로 나타내는 온도로 할 때, 식 (1) ∼ (3) 으로 정의되는 Tx (℃) 중 어느 1 개 이상에서, 강 소재의 표면 온도가 (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하인 온도역으로 가열

T_Nb (℃) ＝ 7500/{3.0 － log₁₀([％Nb] × [％C])} － 273 … (1)

T_V (℃) ＝ 10800/{7.2 － log₁₀([％V] × [％C])} － 273 … (2)

T_Ti (℃) ＝ 7000/{2.8 － log₁₀([％Ti] × [％C])} － 273 … (3)

가열 온도가 (Tx － 50) ℃ 미만에서는, 열간 압연에서의 변형 저항이 높아져, 1 패스당의 압하량을 크게 취할 수 없게 되는 점에서, 압연 패스수가 증가하여, 압연 능률의 저하를 초래함과 함께, 강 소재 (슬래브) 중의 주조 결함을 압착시킬 수 없는 경우가 있다. 또한, 용제 단계에서 강 중에 불균일하게 정출 (晶出) 된 Nb, V 및 Ti 를 함유하는 정출물이 압연 종료 후의 강판 중에도 잔존하여, 원하는 Nb, V 및 Ti 를 함유하는 석출물이 얻어지지 않고, 내응력 부식 균열성이 저하된다.

한편, 가열 온도가 (Tx ＋ 200) ℃ 를 초과하면, 가열시의 스케일에 의해 표면 흠집이 생기기 쉬워, 압연 후의 손질 부하가 증대된다. 또, 강 소재의 표면이 과도하게 탈탄되어, 압연 후의 강판 표면이 마텐자이트가 되어, 굽힘성이나 수소 취성이 저하된다. 또한, 오스테나이트립 조대화에 의해, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않는다.

이 때문에, 강 소재의 가열 온도는, (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하로 한다. 바람직하게는, (Tx － 30) ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 (Tx ＋ 180) ℃ 이하로 한다. 또한, 직송 압연하는 경우에는, 강 소재가 (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하에서 열간 압연을 개시한다.

또한, 본 발명의「Tx (x ＝ Nb, V 혹은 Ti) 를 식 (1) ∼ (3) 에 나타내는 온도로 할 때, 식 (1) ∼ (3) 으로 정의되는 Tx (℃) 중 어느 1 개 이상에서, 강 소재의 표면 온도가 (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하인 온도역으로 가열하고」란, 예를 들어, 상기 성분 조성으로서 Nb 와 V 의 2 종을 함유하는 경우, 가열 온도는, (T_Nb － 50) ℃ 이상 (T_Nb ＋ 200) ℃ 이하 또는 (T_V － 50) ℃ 이상 (T_V ＋ 200) ℃ 이하 중 어느 1 개 이상을 만족하면 되는 것을 의미한다. 즉, 어느 쪽의 가열 온도를 선택해도 된다.

열간 압연 : 조압연 후, 마무리 압연에서의 마무리 압연 종료 온도를 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 하고, 원하는 판두께의 강판으로 한다

열간 압연의 마무리 압연 종료 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 강판 표면 근방의 오스테나이트의 재결정이 용이하게 진행되어, 원하는 마이크로 조직이 얻어지지 않아, 내응력 부식 균열성의 저하를 초래한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도를 750 ℃ 미만으로 하면 열간 변형 저항이 과도하게 높아져, 압연기에 대한 부하가 커진다. 또, 압연 능률이 저하되어 제조 비용의 상승을 초래한다. 이 때문에, 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도는 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 800 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 950 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 940 ℃ 이하로 한다.

마무리 압연에서의, 850 ℃ 이상 (Tx － 50) ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율 10 ％ 이상 50 ％ 이하 (적합한 조건)

850 ℃ 이상 (Tx － 50) ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율은, 10 ％ 미만에서는, 목표로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않을 우려가 있다. 한편, 50 ％ 초과에서는, 압연시의 능률이 저하된다. 또, 강도가 과다해져 저온 인성이 저하될 우려가 있다. 또한, 누적 압하율은, 마무리 압연에 있어서, 850 ℃ 이상 (Tx － 50) ℃ 이하의 온도역이 되는 각 압연 패스에서의 압하율을 각각 가산하여 합계한 것으로 한다.

마무리 압연에서의, 미재결정 온도역 (960 ℃ 이하) 에서의 누적 압하율 5 ％ 이상 60 ％ 이하 (보다 적합한 조건)

미재결정 온도역에서의 누적 압하율은, 5 ％ 미만에서는, 목표로 하는 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 한편, 60 ％ 초과에서는, 항복 강도가 과다해져 저온 인성이 저하될 우려가 있다. 또한, 누적 압하율은, 마무리 압연에 있어서, 미재결정 온도역이 되는 각 압연 패스에서의 압하율을 각각 가산하여 합계한 것으로 한다.

마무리 압연 종료 후, (마무리 압연 종료 온도 － 50 ℃) 또는 냉각 개시 온도 중 어느 낮은 온도에서 650 ℃ 까지, 강판 표면의 평균 냉각 속도 1.0 ℃/s 이상으로 냉각

강판 표면의 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 미만에서는, 고온에서 장시간 체류하므로 탄화물이 조대화되기 때문에, 강도가 저하된다. 그 뿐만 아니라, Cr 탄화물이 형성되어, 인성 및 내응력 부식 균열성이 저하된다. 따라서, 평균 냉각 속도는 1.0 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.0 ℃/s 이상으로 한다. 한편, 평균 냉각 속도가 150.0 ℃/s 를 초과하면, 강판 형상의 확보가 곤란해진다. 따라서, 평균 냉각 속도는 150.0 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도는 120.0 ℃/s 이하가 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 100.0 ℃/s 이하로 한다. 여기서의 평균 냉각 속도란, 마무리 압연 종료 후, (마무리 압연 종료 온도 － 50 ℃) 또는 냉각 개시 온도 중 어느 낮은 온도에서 650 ℃ 까지의 냉각 속도의 평균이다.

본 발명에서는, 냉각에서의 평균 냉각 속도를 제어하는 것이, 냉각 중의 Cr 탄화물 석출을 억제하고, 이로써, 내응력 부식 균열성을 향상시키는 것에 유효한 것을 새롭게 알아냈다.

또한, 마무리 압연 종료 온도 ∼ (마무리 압연 종료 온도 － 50 ℃) 의 온도역의 평균 냉각 속도는, 특별히 규정하지 않지만, Nb, V, Ti 계 석출물의 석출을 촉진시킬 수 있는 점에서 1.0 ℃/s 이하인 것이 바람직하다. 또, 650 ℃ 미만의 평균 냉각 속도도 특별히 규정하지 않지만, 강판의 변형을 방지하는 관점에서, 100.0 ℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 80.0 ℃/s 이하로 한다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

전로-레이들 정련-연속 주조법으로, 표 1-1, 표 1-2 에 나타내는 다양한 성분 조성으로 조제한 강 슬래브 (소재 두께 : 250 ∼ 300 ㎜) 를, (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하 (x ＝ Nb, V 또는 Ti) 로 가열한 후, 표 2-1, 표 2-2 에 나타내는 제조 조건에서 열간 압연을 실시한 후, 표 2-1, 표 2-2 에 나타내는 제조 조건에서 냉각을 실시하였다. 또한, Nb, V 또는 Ti 에 있어서의 (Tx － 50) ℃, (Tx ＋ 200) ℃ 는, 각각 표 1-1, 표 1-2 에 나타낸다.

얻어진 판두께 12 ㎜ ∼ 80 ㎜ 의 열연 강판에 대해, 마이크로 조직 조사, 모재 인장 시험, 모재 인성, 응력 부식 균열성 시험을 하기의 요령으로 실시하였다.

(1) 마이크로 조직

마이크로 조직의 조사는, 얻어진 각 강판의 판두께 표면하 0.5 ㎜ 의 위치에 있어서의 압연 방향에 평행한 단면에 대해, 마이크로 조직 관찰용 샘플을 채취하고, 피로아황산나트륨 수용액 (10 g Na₂S₂O₅ ＋ 95 ㎖ water solution) 으로 침지 부식 후, 배율 500 배로 광학 현미경 조직을 5 시야 촬영하였다. 그 후, 얻어진 조직 화상에 대하여 화상 해석 장치를 사용하여, 오스테나이트의 면적률, 원 상당 직경 및 애스펙트비를 구하였다.

오스테나이트의 면적률

오스테나이트의 면적률은, 오스테나이트 에칭을 하고, 500 배로 조직을 사진 촬영하여, 오스테나이트 입계를 트레이스하고, 화상 해석에 의해, 오스테나이트 면적의 전체 면적에 대한 10 ㎛ 이상의 오스테나이트의 면적의 비율을 구하였다.

오스테나이트의 원 상당 직경

오스테나이트의 결정 입경, 즉 오스테나이트의 원 상당 직경은, 상기 서술한 조직 화상에 대하여 화상 해석을 사용하여, 개개의 오스테나이트의 면적을 측정하였다. 개개의 면적으로부터 원 상당 직경을 산출하였다.

오스테나이트립의 애스펙트비

오스테나이트립의 애스펙트비는, 상기 서술한 부식에 의해 오스테나이트 입계를 현출시킨 조직을 광학 현미경으로 관찰하고, 개개의 오스테나이트립에 대해, 제일 긴 직경 (장경) 에 대한, 장경과 직교하는 가장 넓은 폭 (단경) 의 비를 산출하였다.

Nb, V, Ti 계 석출물의 원 상당 직경

Nb, V, Ti 계 석출물의 원 상당 직경의 조사는, 각 강판의 판두께 표면하 0.5 ㎜ 의 위치에 있어서의 압연 방향에 평행한 단면에 대해, 투과형 전자 현미경으로 50000 배의 촬영을 10 시야 실시하고, 이 조직 화상에 대하여 화상 해석을 사용하여, 개개의 Nb, V, Ti 계 석출물의 면적을 측정하였다. 개개의 면적으로부터 Nb, V, Ti 계 석출물의 원 상당 직경을 산출하였다.

Nb, V, Ti 계 석출물의 개수 밀도

Nb, V, Ti 계 석출물의 개수 밀도의 조사는, 각 강판의 판두께 표면하 0.5 ㎜ 의 위치에 있어서의 압연 방향에 평행한 단면에 대해, 투과형 전자 현미경으로 50000 배의 촬영을 10 시야 실시하고, 1 ㎟ 당의 원 상당 직경이 0.01 ∼ 0.5 ㎛ 인 Nb, V, Ti 계 석출물의 개수를 조사하여, Nb, V, Ti 계 석출물의 합계의 개수 밀도를 구하였다.

(2) 모재 인장 특성

얻어진 각 강판으로부터, JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 (1998년) 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 특성을 조사하였다. 본 발명에서는, 항복 강도 400 ㎫ 이상을 모재 인장 특성이 우수한 것 (본 발명 범위 내) 으로 하였다. 또한, 본 발명의 모재 인장 특성이 우수한 것은, 인장 강도 800 ㎫ 이상, 전체 연신율 30 ％ 이상이었다.

(3) 모재 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 채취하고, JIS Z 2242 (1998년) 의 규정에 준거하여 각 강판에 대해 3 개의 샤르피 충격 시험을 실시하고, -196 ℃ 에서의 흡수 에너지를 구하여, 모재 인성을 평가하였다. 본 발명에서는, 3 개의 흡수 에너지 (vE_-196) 의 평균값이 50 J 이상을 모재 인성이 우수한 것 (본 발명 범위 내) 으로 하였다. 더욱 바람직하게는, 흡수 에너지 (vE_-196) 의 평균값이 100 J 이상으로 하였다.

(4) 응력 부식 균열성

응력 부식 균열성 시험은, NACE Standard TM0111-2011 기준의 Slow Strain Rate Test Method 에 준거하여 실시하였다. 시험편 형상은 Type A 환봉 절결 형성 시험편을 사용하고, 온도 23 ℃ 에서 인공 해수 (염화물 이온 농도 18000 ppm) 에 침지시키고, 변형 속도 : 4 × 10^-7 inch/sec. 로 등속 인장 시험을 실시하였다. 본 발명에서는, 파단 응력이 500 ㎫ 이상을 내응력 부식 균열성이 우수한 것 (본 발명 범위 내) 으로 하였다. 더욱 바람직하게는 파단 응력이 600 ㎫ 이상으로 하였다.

이상에 의해 얻어진 결과를, 표 3-1, 표 3-2 에 나타낸다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 3-1]

[표 3-2]

본 발명예는, 상기 서술한 목표 성능 (모재의 항복 강도가 400 ㎫ 이상, 저온 인성이 흡수 에너지 (vE_-196) 의 평균값으로 50 J 이상, 내응력 부식 균열성이 파단 응력으로 500 ㎫ 이상) 을 만족하는 것이 확인되었다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 모재 강도, 저온 인성, 및 내응력 부식 균열성 중 어느 1 개 이상이, 상기 서술한 목표 성능을 만족할 수 없다. 또한, 표 3-1, 3-2 에 있어서, 비교예인 강판 No.12, 36 은, 성분 조성 중 C 가 본 발명의 범위를 벗어나기 때문에 안정적인 오스테나이트가 적지만, 불안정한 오스테나이트가 많기 때문에, 평균 원 상당 직경이 10 ㎛ 이상 또한 장경과 단경의 애스펙트비가 3 이상인 오스테나이트의 면적률이 70 ％ 였다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.20 ∼ 0.70 ％,
Si : 0.05 ∼ 1.0 ％,
Mn : 15 ∼ 30 ％,
P : 0.028 ％ 이하,
S : 0.02 ％ 이하,
Al : 0.01 ∼ 0.1 ％,
Cr : 0.5 ∼ 7.0 ％,
Ni : 0.03 ∼ 0.30 ％,
N : 0.0010 ∼ 0.0200 ％
O : 0.0005 ∼ 0.0070 ％
를 함유하고,
Nb : 0.003 ∼ 0.030 ％,
V : 0.03 ∼ 0.10 ％,
Ti : 0.003 ∼ 0.040 ％
의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
강판 표면하 0.5 ㎜ 의 마이크로 조직이,
오스테나이트를 기지상으로 하고,
당해 오스테나이트 중 면적률로 25 ％ 이상이, 원 상당 직경으로 10 ㎛ 이상이고, 또한 장경과 단경의 애스펙트비가 3 이상이고,
하기 식을 만족하는, 고 Mn 강판.
O/S ＜ 1
여기서, O 는 산소 함유량의 질량%, S 는 황 함유량의 질량% 를 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 추가로 하기의 그룹 A 또는 B 중에서 선택된 적어도 하나의 그룹의 원소를 함유하는 고 Mn 강판.
그룹 A : 질량％ 로,
Mo : 0.05 ∼ 2.0 ％,
W : 0.05 ∼ 2.0 ％
중에서 선택한 1 종 또는 2 종
그룹 B : 질량％ 로,
Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％,
Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％,
REM : 0.0010 ∼ 0.0200 ％
중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
제 1 항에 있어서,
강판 표면하 0.5 ㎜ 의 상기 마이크로 조직이, 추가로, 상기 마이크로 조직 중에, 원 상당 직경이 0.01 ∼ 0.5 ㎛ 인, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 탄화물, 질화물 및 탄질화물을, 합계로 2 × 10² 개/㎟ 이상을 갖는 고 Mn 강판.
제 2 항에 있어서,
강판 표면하 0.5 ㎜ 의 상기 마이크로 조직이, 추가로, 상기 마이크로 조직 중에, 원 상당 직경이 0.01 ∼ 0.5 ㎛ 인, Nb, V, Ti 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 탄화물, 질화물 및 탄질화물을, 합계로 2 × 10² 개/㎟ 이상을 갖는 고 Mn 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 Tx (x ＝ Nb, V 또는 Ti) 를 식 (1) ∼ (3) 에 나타내는 온도로 할 때, 식 (1) ∼ (3) 으로 정의되는 Tx (℃) 중 어느 1 개 이상에서, 강 소재의 표면 온도가 (Tx － 50) ℃ 이상 (Tx ＋ 200) ℃ 이하인 온도역으로 가열하고,
마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하인 열간 압연하여, 강판을 제조하고,
그 후, (마무리 압연 종료 온도 － 50 ℃) 또는 냉각 개시 온도 중 어느 낮은 온도에서 650 ℃ 까지의 강판 표면의 평균 냉각 속도가 1.0 ℃/s 이상으로 냉각시키는 고 Mn 강판의 제조 방법.
T_Nb (℃) ＝ 7500/{3.0 － log₁₀([％Nb] × [％C])} － 273 … (1)
T_V (℃) ＝ 10800/{7.2 － log₁₀([％V] × [％C])} － 273 … (2)
T_Ti (℃) ＝ 7000/{2.8 － log₁₀([％Ti] × [％C])} － 273 … (3)
여기서, [％Nb], [％V], [％Ti] 및 [％C] 는, 각각 강 중의 Nb, V, Ti 및 C 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 함유하지 않는 원소의 경우에는, 식 중의 원소 기호를 0 으로 하여 계산한다.