KR102319579B1 - 강 부재, 상기 강 부재용의 열연 강판 및 이것들의 제조 방법 - Google Patents

강 부재, 상기 강 부재용의 열연 강판 및 이것들의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

소성 변형역에서의 내피로 특성이 우수한 강 부재와, 그 소재가 되는 열연 강판 및 이것들의 제조 방법을 제공하는 것. 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 입경 20 ㎚ 이하의 석출물로서 석출되어 있는, 강 부재. 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하는 상기 강 부재용의 열연 강판. 상기 열연 강판으로 성형 가공을 실시한 후에, 550 ℃ 를 초과하고 1050 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 열처리를 실시하는 상기 강 부재의 제조 방법. 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하는 강 슬래브를, 소정의 식으로부터 구한 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출한 후, TTi - 400 ℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, TTi - 500 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 상기 열연 강판의 제조 방법.

Description

강 부재, 상기 강 부재용의 열연 강판 및 이것들의 제조 방법
본 발명은 강 부재, 기 강 부재용의 열연 강판 및 이것들의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은 보다 구체적으로는, 소성 변형역의 내피로 특성이 우수한 강 부재, 상기 강 부재용의 열연 강판 및 이것들의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은 특히, 고강도이고 소성 변형역의 내피로 특성이 요구되는, 코일드 튜빙용 용접 강관, 라인 파이프용 용접 강관, 자동차용 구조 부재용 용접 강관에 관한 것이고, 그 중에서도 코일드 튜빙용 용접 강관에 관련된 것이며, 이들 강 부재의 소성 변형역에서의 피로 수명의 개선에 관한 것이다.
특허문헌 1 에는, 자동차 등의 고강도 구조 부재 및 구동력 전달 부재, 혹은 유정관 세정용 전봉관으로서 조관 후의 항복 강도 700 ㎫ 이상, 인장 강도 800 ㎫ 이상의 강도와, 연신 15 ％ 이상의 연성을 갖는 고장력 전봉 강관의 제조 방법이 개시되어 있다. 이 방법에 의하면, 0.09 ∼ 0.18 ％ 의 C 와, Cu, Ni, Cr, Mo 의 합금 원소를 소정량 함유함으로써, 용접열 영향부의 연화를 초래하지 않는 고장력 전봉 강관을 얻을 수 있다. 그러나, 피로 용도, 특히 소성 변형역의 내피로 특성이 요구되는 코일드 튜빙용 강관으로는, 반복 사용에 있어서의 내구 수명이 낮다는 문제가 있었다.
특허문헌 2 에는, 재질 균일성이 우수한 코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 이 방법에 의하면, 0.10 ∼ 0.16 ％ 의 C 와, Cr, Cu, Ni, Mo, Nb, Ti 의 합금 원소를 소정량 함유함으로써 코일폭 방향, 길이 방향의 항복 강도의 편차가 작은 코일드 튜빙용 강대를 얻을 수 있다. 그러나, 소성 변형역의 내피로 특성은 충분하지 않아, 반복 사용에 있어서의 내구 수명이 낮다는 문제가 있었다.
특허문헌 3 에는, 자동차 등의 기계 구조물용 강관, 특히 자동차용 중공 스태빌라이저용으로서 피로 수명이 우수한 ??치드·템퍼드 강관이 개시되어 있다. 이 방법에 의하면, 소정의 화학 성분을 함유하고, 석출 탄화물의 평균 입경을 0.5 ㎛ 이하로 하고, 두께 중심부의 경도를 400 HV 로 함으로써, 고피로 수명의 강관이 얻어진다. 그러나, 본 강관에서 얻어지는 피로 수명 레벨은, 수명이 수만 사이클이 되는 저응력-고사이클의 탄성역 피로 특성이다. 한편, 코일드 튜빙은, 갱정 (坑井) 에의 삽입, 회수를 반복하면서 수백 회 사용된다. 코일의 비권취-권취, 그리고, 갱정에 삽입할 때의 만곡 (구스 넥) 부분에서는 2 ％ 정도의 소성역의 변형이 가해져, 100 ∼ 1000 사이클의 고변형-저사이클 피로 강도가 필요해진다. 일반적으로, 탄성역 피로와 같이 응력 진폭이 일정한 조건에서의 피로 강도는, 재료 강도를 올림으로써 증가한다. 한편, 코일드 튜빙에 가해지는 길이 방향 변형은, 코일과 구스 넥의 내경에 의해서 정해지는 변형 일정 조건에 상당하여, 소위 Morrow 식의 피로 연성 계수의 기여가 커지기 때문에, 고강도화는 반드시 수명의 향상으로 이어지지 않아 원하는 소성 변형역의 내피로 특성이 얻어지지 않는다는 문제가 있었다.
일본 특허공보 제3491339호 일본 특허공보 제5494895호 일본 특허공보 제5196934호
본 발명은 소성 변형역에서의 내피로 특성이 우수한 강 부재와, 그 소재가 되는 열연 강판 및 이것들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에서 말하는,「소성 변형역의 내피로 특성이 우수한」내지「우수한 소성 변형역의 내피로 특성」이란, 인장 모드, 변형 제어 모드, 변형비 ＝ 0, 전체 변형 범위 2.0 ％ 의 조건에서 인장 피로 시험을 행했을 경우의 파단까지의 반복수가 1000 회 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.
또, 본 발명의 강 부재의 소재가 되는 열연 강판을,「소재 열연 강판」이라고도 한다.
본 발명의 강 부재로는, 용접 강관 등의 강관, 자동차용 구조 부재 등의 성형 부품 등을 들 수 있다. 용접 강관으로는, 코일드 튜빙용 용접 강관, 라인 파이프용 용접 강관, 자동차용 구조 부재용 용접 강관 등을 들 수 있다.
본 발명자들은 강도와 소성 변형역에서의 내피로 특성이라는, 상반되는 특성을 고도의 레벨로 양립시키기 위해서, 소재가 되는 열연 강판의 화학 성분, 제조 조건을 여러 가지로 변화시켜 계통적인 실험 검토를 행하였다. 그 결과, 특정 화학 성분을 갖는 강을, 특정 온도 가공 조건에서 열간 압연하거나, 혹은 강관 형상 등으로 성형 가공한 후에 특정한 조건에서 열처리함으로써, 높은 강도와 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성을 동시에 만족하는 강 부재가 얻어지는 것을 알아내었다.
본 발명은 이와 같은 지견에 기초하여 완성된 것으로서, 아래의 [1] ∼ [9] 의 구성을 갖는다.
[1] 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 입경 20 ㎚ 이하의 석출물로서 석출되어 있는, 강 부재.
[2] 상기 강 부재는, 질량％ 로, C : 0.19 ∼ 0.50 ％, Si : 0.002 ∼ 1.5 ％, Mn : 0.4 ∼ 2.5％, Al : 0.01 ∼ 0.19 ％, Cr : 0.001 ∼ 0.90 ％, B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, Ti : 0.031 ∼ 0.200 ％, P : 0.019 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), S : 0.015 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), N : 0.008 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), O : 0.003 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), Sn : 0.10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는, [1] 에 기재된 강 부재.
[3] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.001 ∼ 0.15 ％, V : 0.001 ∼ 0.15 ％, W : 0.001 ∼ 0.15 ％, Mo : 0.001 ∼ 0.45 ％, Cu : 0.001 ∼ 0.45 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.45 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.005 ％, Sb : 0.0001 ∼ 0.10 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, [2] 에 기재된 강 부재.
[4] 상기 강 부재가 용접 강관인, [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 강 부재.
[5] 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강 부재용의 열연 강판으로서, 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하는, 강 부재용의 열연 강판.
[6] 길이 방향 양 단부인 선단부 및 미단부의 판두께가, 모두 길이 방향 중앙부의 판두께에 비해서 5 ∼ 50 ％ 두꺼운, [5] 에 기재된 강 부재용의 열연 강판.
[7] 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강 부재의 제조 방법으로서, 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하는 열연 강판으로 성형 가공을 실시한 후에, 550 ℃ 를 초과하고 1050 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 열처리를 실시하는, 강 부재의 제조 방법.
[8] 상기 열연 강판을, 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하는 강 슬래브를 하기 (1) 식으로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출한 후, TTi - 400 ℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, TTi - 500 ℃ 이하의 온도에서 권취하여 제조하는, [7] 에 기재된 강 부재의 제조 방법.
log([Ti - N × 48 ÷ 14][C]) ＝ -7000/(TTi(℃) ＋ 273) ＋ 2.75 … (1)
단, (1) 식에 있어서의 Ti, N, C 는, 강 슬래브 중의 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.
[9] 상기 [5] 또는 [6] 에 기재된 강 부재용의 열연 강판의 제조 방법으로서, 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하는 강 슬래브를, 하기 (1) 식으로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출한 후, TTi - 400 ℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, TTi - 500 ℃ 이하의 온도에서 권취하는, 강 부재용의 열연 강판의 제조 방법.
log([Ti - N × 48 ÷ 14][C]) ＝ -7000/(TTi(℃) ＋ 273) ＋ 2.75 … (1)
단, (1) 식에 있어서의 Ti, N, C 는, 강 슬래브 중의 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.
본 발명에 의하면, 소성 변형역의 내피로 특성이 우수한 강 부재를 제공할 수 있다. 또, 본 발명의 열연 강판은, 상기 강 부재의 소재로서 특히 적합하다.
본 발명에 의하면, 강도와 소성 변형역에서의 내피로 특성이라는 상반되는 특성을 고도의 레벨로 양립시킬 수 있는 강 부재를 제공할 수 있다. 그 때문에, 본 발명의 강 부재로는, 특히, 고강도이고 소성 변형역의 내피로 특성이 요구되는, 코일드 튜빙용 용접 강관, 라인 파이프용 용접 강관, 자동차용 구조 부재용 용접 강관이 바람직하고, 그 중에서도 코일드 튜빙용 용접 강관이 바람직하다.
도 1 은, 후열처리에 의해서 입경 20 ㎚ 이하의 석출물로서 석출된 Ti 량과 소성 변형역에서의 피로 특성의 관계를 나타내는 도면이다.
(강 부재)
본 발명의 강 부재는, 특정 온도 가공 조건에서 열간 압연하여 제조한 열연 강판 (소재 열연 강판) 으로 성형 가공을 실시한 후, 특정한 조건에서 열처리함으로써 얻어진다. 이하, 소재 열연 강판으로 성형 가공을 실시한 후에 실시하는 열처리를「후열처리」라고도 한다.
먼저, 본 발명의 강 부재의 화학 성분 범위의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하, 조성에 있어서의 질량％ 는, 간단히 ％ 로 나타낸다.
Ti : 0.031 ∼ 0.200 ％
Ti 는, 열간 압연 공정에서 탄질화물로서 석출되고, 열간 압연 공정에서의 회복·재결정의 입성장을 억제한다. Ti 를 함유함으로써, 소재 열연 강판의 조직 (마이크로 조직) 중에 원하는 미세한 페라이트상의 입경 (1 ∼ 50 ㎛) 이 얻어지는 효과가 있다. 이 소재 열연 강판 단계에서의 마이크로 조직의 미세화는, 그 후의 조관, 부품 성형 등의 성형 가공 (냉간 가공) 후에, 열처리를 실시한 후의 마이크로 조직의 미세화로 이어져, 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다.
Tanaka 등은 피로 사이클에 의해서 슬립면 상에 전위가 불가역적으로 파일 업되고, 이 때에 발생되는 응력이 한계 응력을 초과하면 초기 균열이 발생된다는 모델을 제창하고 있다 (문헌 : K.Tanaka and T.Mura : J Appl Mech., Vol.48, p.97-103 (1981)). 이 모델에 의하면, G : 횡탄성 정수 (定數), Ws : 단위 면적당 파괴 에너지, ν : 포아송비, Δτ : 슬립면 상의 분해 전단 응력 범위, k : 슬립면 상의 전위의 마찰력 등 재료 물성치, 외력 조건 등이 동일하다면, 각 결정립의 피로 균열 발생 사이클 Nc 는, 슬립면 길이 d 가 짧을수록, 즉 결정립경이 작을수록 길어진다.
이와 같은 메커니즘에 의해서, 본 발명의 미세화된 마이크로 조직재는, 피로 균열 발생이 지연되어, 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성을 나타내는 것으로 생각된다.
또한 Ti 는 탄화물로서 매트릭스를 석출 강화하며, 또한 고용 원소로서 고용 강화하며, 그리고 ??칭성 향상 원소로서 변태 조직 강화를 강하게 함으로써, 조관, 부품 성형 등의 성형 가공 후에 열처리를 실시한 후의 강도가 향상되어, 피로 강도를 현저하게 향상시키는 필수 원소이다. 이러한 효과는, Ti 함유량이 0.031 ∼ 0.200 ％ 의 범위에 있을 때 얻어지고, Ti 함유량이 상기 범위의 하한치 미만이면, 후술하는 소재 열연 강판의 단계에서 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하고, 성형 가공한 후의 열처리에 의해서, 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출시킬수 없어, 상기 효과를 얻을 수 없다. 한편, Ti 함유량이 상기 범위의 상한치를 초과하면, 조대한 TiN 의 생성에 의해서 내피로 특성이 저하된다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.031 ∼ 0.200 ％ 의 범위로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.120 ％ 초과이다. 또, Ti 함유량은, 바람직하게는 0.150 ％ 이하이다.
본 발명의 강 부재의 조직 중에는, 0.005 ％ 이상의 Ti 가 입경 20 ㎚ 이하의 석출물로서 석출되어 있다.
본 발명자들은, 본 발명과 같이 열연 강판을 소재로 하고, 추가로 조관 혹은 부품 성형 등의 성형 가공 후에 실시되는 열처리 (후열처리) 후에, 소성 변형역에서의 내피로 특성이 필요로 되는 경우, 후열처리에 의해서, 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출시킴으로써, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지는 것을 지견하였다. 도 1 에, 후열처리에 의해서 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출된 Ti 량 (질량％) 과 소성 변형역에서의 피로 특성의 관계를 나타낸다. 후열처리에 의해서 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출된 Ti 량이 0.005 ％ 이상이 되면, 인장 모드, 변형 제어 모드, 변형비 ＝ 0, 전체 변형 범위 2.0 ％ 의 조건에서 인장 피로 시험을 행했을 경우의 파단까지의 반복수가 1000 회 이상이 되어, 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다.
다음으로, 본 발명의 강 부재가 갖는 바람직한 조성에 대해서 설명한다.
C : 0.19 ∼ 0.50 ％
본 발명에 있어서, C 는, 특정한 조건에서 후열처리함으로써, 높은 강도를 확보시키고, 추가로 후열처리시에 Ti 와 결합하고, 특히 표층부에 있어서 미세 석출물을 석출시켜 소성 변형역에서의 내피로 특성을 향상시키는 원소이다. C 의 함유량이 0.19 ％ 미만에서는, 이 원하는 강도 (YS ≥ 770 ㎫) 와 소성 변형역에서의 내피로 특성이 잘 얻어지지 않게 된다. 한편, C 의 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 강 부재, 예를 들어 강관의 인성, 용접성을 확보할 수 없게 되기 때문에, 이것을 상한으로 한다. 또한, 더욱 바람직하게는, C 의 함유량은 0.28 ％ 초과이다. 또, 더욱 바람직하게는, C 의 함유량은 0.30 ％ 이하이다.
Si : 0.002 ∼ 1.5 ％
Si 는, 고용 강화에 의해서 원하는 강도를 확보하면서, 소성 변형역에서의 내피로 특성을 향상시키는 원소이다. Si 의 함유량이 0.002 ％ 미만에서는 강도가 부족하다. 한편, 1.5 ％ 를 초과하는 함유는, 용접성이 열화된다. 따라서 Si 의 함유량은 0.002 ∼ 1.5 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, Si 의 함유량은 0.05 ％ 이상이다. 또, 더욱 바람직하게는, Si 의 함유량은 0.35 ％ 이하이다.
Mn : 0.4 ∼ 2.5 ％
Mn 은, 후열처리시에 저온 변태 강화에 의해서 원하는 강도를 확보시켜, 소성 변형역에서의 내피로 특성을 향상시키는 기능이 있다. Mn 의 함유량이 0.4 ％ 미만에서는, 이 효과가 충분히 발현되지 않고, 한편, Mn 의 함유량이 2.5 ％ 를 초과하면 용접성이 열화된다. 따라서 Mn 의 함유량은 0.4 ∼ 2.5 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, Mn 의 함유량은 1.09 ％ 이상이다. 또, 더욱 바람직하게는, Mn 의 함유량은 1.99 ％ 이하이다.
Al : 0.01 ∼ 0.19 ％
Al 은, 제강시의 탈산 원소임과 함께, 열간 압연 공정에서의 오스테나이트립의 성장을 억제하여, 결정립을 미세하게 하고, 후열처리 후에 원하는 페라이트 입경 (1 ∼ 50 ㎛) 이 얻어져, 소성 변형역에서의 내피로 특성을 향상시키는 기능이 있다. Al 의 함유량이 0.01 ％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않아 페라이트 입경이 조대화하고, 한편, Al 의 함유량이 0.19 ％ 를 초과하면 용접성이 저하됨과 함께, 산화물계 개재물의 증대에 의해서 내피로 특성이 저하되는 경향이 된다. 또한, 더욱 바람직하게는, Al 의 함유량은 0.041 ％ 이상이다. 또, 더욱 바람직하게는, Al 의 함유량은 0.080 ％ 이하이다.
Cr : 0.001 ∼ 0.90 ％
Cr 은, 후열처리시에 저온 변태 강화에 의해서 원하는 강도를 확보시켜, 소성 변형역에서의 내피로 특성을 향상시키는 기능이 있다. Cr 의 함유량이 0.001 ％ 미만에서는, 이 효과가 충분히 발현되지 않고, 한편, Cr 의 함유량이 0.90 ％ 를 초과하면 용접성이 열화된다. 따라서, Cr 의 함유량은 0.001 ∼ 0.90 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, Cr 의 함유량은 0.001 ∼ 0.19 ％ 이다.
B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％
B 는, 후열처리시에 저온 변태 강화에 의해서 원하는 강도를 확보시켜, 소성 변형역에서의 내피로 특성을 향상시키는 기능이 있다. B 의 함유량이 0.0001 ％ 미만에서는, 이 효과가 충분히 발현되지 않고, 한편, B 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 내피로 특성이 저하되는 경향이 된다. 따라서, B 의 함유량은 0.0001 ∼ 0.0050 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, B 의 함유량은 0.0005 ％ 이상이다. 또, 더욱 바람직하게는, B 의 함유량은 0.0035 ％ 이하이다.
P : 0.019 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)
P 는, Mn 과의 응고 공편석을 통하여, 소성 변형역에서의 내피로 특성을 저하시킴과 함께 전봉 용접성을 열화시킨다. P 의 함유량이 0.019 ％ 를 초과하면 악영향이 현저해지기 때문에, 0.019 ％ 를 상한으로 하는 것이 바람직하다.
S : 0.015 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)
S 는, MnS 등으로서 강 중 개재물로서 존재하고, 소성 변형역에서의 피로 균열의 기점으로서 내피로 특성을 저하시킨다. S 의 함유량이 0.015 ％ 를 초과하면 이 악영향이 현저해지기 때문에, 0.015 ％ 를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는 S 의 함유량은 0.005 ％ 이하이다.
N : 0.008 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)
N 은, Ti 와 TiN 을 형성하여, 조대한 석출물로서 석출되고, 고용 Ti 를 소비한다. 이렇게 하여 N 은, Ti 첨가에 의해서 소재 열연 강판의 단계에서 0.005 ％ 이상의 Ti 를 고용 Ti 로서 존재시키고, 성형 가공 후의 열처리에 의해서, 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출하고, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지는 효과를 저하시킨다. N 의 함유량이 0.008 ％ 를 초과하면 이 악영향이 현저해지기 때문에, 0.008 ％ 를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, N 의 함유량은 0.0049 ％ 이하이다.
O : 0.003 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)
O 는, 산화물계 개재물로서 존재하고, 강의 내피로 특성을 저하시킨다. O 의 함유량이 0.003 ％ 를 초과하면 이 악영향이 현저해지기 때문에, 0.003 ％ 를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, O 의 함유량은 0.002 ％ 이하이다.
Sn : 0.10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)
Sn 은, 고용 원소로서 존재하고, 강의 열간 연성을 저하시킨다. Sn 의 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면 이 악영향이 현저해지기 때문에, 0.10 ％ 를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, Sn 의 함유량은 0.03 ％ 이하이다.
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 본 발명에서는, 또한 본 발명의 효과를 향상시키는 것 등을 목적으로, 다음의 원소를 첨가할 수 있다.
Nb : 0.001 ∼ 0.15 ％
Nb 는, 탄화물로서 석출되고, 열간 압연 공정에서의 회복·재결정의 입성장을 억제하고, 원하는 페라이트 입경 (1 ∼ 50 ㎛) 이 얻어지는 효과가 있어 필요에 따라서 함유할 수 있다. Nb 의 함유량이 0.001 ％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Nb 의 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면, 열간 압연시의 변형 유기 석출 (strain-induced precipitation) 에 의해서 표층부에 조대한 석출물이 석출되어, 표층부의 미세 석출물이 감소하고, 소성 변형역에서의 내피로 특성이 저하되기 때문에, 0.15 ％ 를 상한으로 한다. 그 때문에 Nb 를 함유하는 경우에는, Nb 의 함유량을 0.001 ∼ 0.15 ％ 로 한다. 또한, 더욱 바람직하게는, Nb 의 함유량은 0.001 ∼ 0.009 ％ 이다.
V : 0.001 ∼ 0.15 ％
V 는, 탄화물로서 석출되고, 열간 압연 공정에서의 회복·재결정의 입성장을 억제하고, 원하는 페라이트 입경 (1 ∼ 50 ㎛) 이 얻어지는 효과가 있어 필요에 따라서 함유할 수 있다. V 의 함유량이 0.001 ％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않는다. 한편, V 의 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면, 열간 압연시의 변형 유기 석출에 의해서 표층부에 조대한 석출물이 석출되어, 표층부의 미세 석출물이 감소하고, 소성 변형역에서의 내피로 특성이 저하되기 때문에 0.15 ％ 를 상한으로 한다. 그 때문에 V 를 함유하는 경우에는, V 의 함유량을 0.001 ∼ 0.15 ％ 로 한다. 또한, 더욱 바람직하게는 V 의 함유량은 0.001 ∼ 0.049 ％ 이다.
W : 0.001 ∼ 0.15 ％
W 는, 탄화물로서 석출되고, 열간 압연 공정에서의 회복·재결정의 입성장을 억제하고, 원하는 페라이트 입경 (1 ∼ 50 ㎛) 이 얻어지는 효과를 보완하는 기능이 있어 필요에 따라서 함유할 수 있다. W 의 함유량이 0.001 ％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않는다. 한편, W 의 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면, 열간 압연시의 변형 유기 석출에 의해서 표층부에 조대한 석출물이 석출되어, 표층부의 미세 석출물이 감소하고, 소성 변형역에서의 내피로 특성이 저하되기 때문에 0.15 ％ 를 상한으로 한다. 그 때문에 W 를 함유하는 경우에는, W 의 함유량을 0.001 ∼ 0.15 ％ 로 한다. 또한, 더욱 바람직하게는, W 의 함유량은 0.001 ∼ 0.049 ％ 이다.
Mo : 0.001 ∼ 0.45 ％
Mo 는, 후열처리시에 저온 변태 강화 혹은 석출 강화에 의해서 원하는 강도를 확보시켜, 소성 변형역에서의 내피로 특성을 향상시키는 효과를 보완하는 기능이 있어 필요에 따라서 함유할 수 있다. Mo 의 함유량이 0.001 ％ 미만에서는, 이 효과가 발현되지 않고, 한편, Mo 의 함유량이 0.45 ％ 를 초과하면 용접성이 열화된다. 따라서, Mo 를 함유하는 경우에는, Mo 의 함유량을 0.001 ∼ 0.45 ％ 로 한다. 또한, 더욱 바람직하게는, Mo 의 함유량은 0.001 ∼ 0.30 ％ 이다.
Cu : 0.001 ∼ 0.45 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.45 ％
Cu, Ni 는, Mn 의 피로 강도를 향상시키는 효과를 보완하는 기능이 있는 원소임과 동시에, 강재의 내식성을 높이는 효과가 있고, 필요에 따라서 Cu, Ni 를 각각 함유할 수 있다. 이들 효과는 Cu, Ni 각각 0.001 ％ 이상의 함유로 발현되지만, Cu, Ni 각각 0.45 ％ 를 초과하는 함유는 용접성을 저하시키기 때문에, 각각 0.45 ％ 를 상한으로 한다. 그 때문에 Cu 를 함유하는 경우에는, Cu 의 함유량을 0.001 ∼ 0.45 ％ 로 한다. 또, Ni 를 함유하는 경우에는, Ni 의 함유량을 0.001 ∼ 0.45 ％ 로 한다. 또한, 더욱 바람직하게는 어느 원소나 0.35 ％ 이하이다.
Ca : 0.0001 ∼ 0.005 ％
Ca 는, 전신 (展伸) 된 MnS 를 입상의 Ca(Al)S(O) 로 하는 소위 형태 제어 효과가 있고, 피로 균열 발생을 억제하여, 내피로 특성을 향상시키는 효과가 있고, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이 효과는 0.0001 ％ 이상의 함유로 발현되지만, 0.005 ％ 를 초과하는 함유는, 비금속 개재물의 증대에 의해서 오히려 내피로 특성이 저하되기 때문에 0.005 ％ 를 상한으로 한다. 그 때문에 Ca 를 함유하는 경우에는, Ca 의 함유량을 0.0001 ∼ 0.005 ％ 로 한다.
Sb : 0.0001 ∼ 0.10 ％
Sb 는, 표면에 우선적으로 편석되고, 열간 압연 공정, 혹은 후열처리 공정에서의 분위기로부터의 N 의 침입을 억제하여, BN 의 형성에 의한 B 의 첨가 효과의 감소를 억제하는 기능이 있고, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이 효과는, 0.0001 ％ 이상의 함유로 발현되지만, 0.10 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에 0.10 ％ 를 상한으로 한다. 그 때문에 Sb 를 함유하는 경우에는, Sb 의 함유량을 0.0001 ∼ 0.10 ％ 로 한다. 또한, 더욱 바람직하게는, Sb 의 함유량은 0.0001 ∼ 0.030 ％ 이다.
또, 본 발명의 강 부재는, 후열처리 후의 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 페라이트상의 평균 결정립경이 1 ∼ 50 ㎛ 이고, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 페라이트상 중에 입경 1.0 ∼ 20 ㎚ 의 Ti 탄화물이 석출되어 이루어지는 조직을 가지며, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 경도와, 중심 편석부를 제외한 판두께 중심 근방의 평균 경도의 차 (절대치) 가, 비커스 경도 (HV) 로, ΔHV 50 포인트 이하인 것이 바람직하다.
강 부재의 마이크로 조직, 석출물의 석출 상태, 그리고 단면 경도는, 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성을 확보하는 데 있어서 중요하다. 후열처리 후의 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 페라이트상의 평균 결정립경이 50 ㎛ 초과에서는, 초기 피로 균열이 일찍, 크게 발생하여 원하는 소성 변형역에서의 내피로 특성이 잘 확보되지 않게 된다. 한편, 후열처리 후에 페라이트상의 평균 결정립경을 1 ㎛ 미만으로 하는 것은 공업적, 경제적으로 어렵기 때문에, 이것을 하한으로 하였다.
또한, 여기서 말하는 페라이트상이란, 체심 입방 격자의 모상 철을 말하고, 폴리고날 페라이트, 어시큘러 페라이트, 비트만슈타텐 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 베이나이트, 저탄소 (C 함유량 1 ％ 이하) 마텐자이트 조직을 포함하는 것으로 한다. 또한, 페라이트상 이외의 제 2 상으로는, 오스테나이트, 카바이드, 펄라이트, 고탄소 마텐자이트 (C 함유량 1 ％ 초과) 를 들 수 있다.
본 발명의 강 부재의 조직은, 상기 페라이트상을 주상으로 하는 것이 바람직하다. 여기서, 주상이란, 체적률로, 51 ％ 이상 점유하는 상을 말하고, 80 ％ 이상이 바람직하고, 100 ％ 여도 된다.
또, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 페라이트상 중의 Ti 탄화물 치수는, 표면 경도를 확보하고, 높은 소성 변형역에서의 내피로 특성을 확보하기 위해서 중요하다. 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 페라이트상 중에 1.0 ∼ 20 ㎚ 의 Ti 탄화물이 석출됨으로써, 피로 초기 균열의 발생이 억제되고, 또 그 치수가 작아져 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성을 보다 높일 수 있다. 또한, 1.0 ∼ 20 ㎚ 의 Ti 탄화물의 석출량은 여기에서는 특별히 정하지 않는다. 또, 1.0 ∼ 20 ㎚ 의 Ti 탄화물 이외에, 치수가 상이한 Ti 탄화물이 석출되어 있는 것도 허용한다.
표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 경도와, 중심 편석부를 제외한 판두께 중심 근방의 평균 경도의 차가 ΔHV 50 포인트 이하인 것은, 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성을 확보하는 데 있어서 중요하다. 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 경도와, 중심 편석부를 제외한 판두께 중심 근방의 평균 경도의 차가 ΔHV 50 포인트를 초과하면, 초기 피로 균열이 일찍, 크게 발생하여, 원하는 소성 변형역에서의 내피로 특성을 확보하기 어려워진다. 이 때문에, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 경도와, 중심 편석부를 제외한 판두께 중심 근방의 평균 경도의 차가 ΔHV 50 포인트 이하인 것이 바람직하다.
또한, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 경도와, 중심 편석부를 제외한 판두께 중심 근방의 평균 경도의 차는, 판두께 방향 50 ∼ 200 ㎛ 의 사이를 판두께 방향으로 25 ㎛ 피치로 마이크로 비커스 경도를 하중 0.1 ㎏f 로 측정하고 (HV (0.1)), 7 점을 평균한 값 HV (0.1)S 와, 판두께 중심부를 중심으로 중심 편석부를 피하고, 판두께 방향으로 25 ㎛ 피치로 HV (0.1) 를 7 점 측정하여 평균한 값 HV (0.1)C 의 차, HV (0.1)C - HV (0.1)S 로 하여 측정하였다.
(소재 열연 강판)
본 발명의 강 부재용의 열연 강판 (소재 열연 강판) 은, 본 발명의 강 부재를 얻기 위해서 특히 바람직한 것이다.
본 발명의 소재 열연 강판은, 질량％ 로, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재한다. 이로써, 성형 가공 후, 소정의 열처리를 실시한 후에, 강 부재의 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출시킬 수 있어, 소성 변형역에서의 내피로 특성이 우수하고, 또한 강도 특성도 우수한 강 부재를 얻을 수 있다.
본 발명의 소재 열연 강판이 갖는 조성은, 상기 강 부재가 갖는 조성과 동일하다.
또, 본 발명의 소재 열연 강판은, 길이 방향 양 단부인 선단부 및 미단부의 판두께가, 모두 길이 방향 양 단부 이외의 중간부 (길이 방향 중앙부) 의 판두께에 비해서 5 ∼ 50 ％ 두꺼운 것이 바람직하다. 이것에 의해서, 코일드 튜빙과 같이, 소재 열연 강판을 소정의 폭으로 슬릿한 후, 길이 방향으로 용접으로 연결하여 사용하는 경우의, 용접부의 소성 변형역에서의 내피로 특성이 향상되는 효과가 높아진다.
(제조 방법)
다음으로, 본 발명의 강 부재와, 그 소재가 되는 열연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 강 슬래브 등의 표면 온도로 한다.
본 발명에서는, 상기한 조성을 갖는 강을 주조한 강 슬래브를 출발 소재로 한다. 출발 소재의 제조 방법은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 상기한 조성의 용강을 전로 등의 상용 (常用) 의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 통상적인 주조 방법으로 강 슬래브로 하는 방법 등을 들 수 있다.
먼저, 본 발명의 강 부재의 소재가 되는 열연 강판 (소재 열연 강판) 의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 소재 열연 강판은, Ti 를 0.031 ∼ 0.200 ％ 함유하는 강 슬래브를 소정의 조건에서 열간 압연함으로써 제조할 수 있다.
log([Ti - N × 48 ÷ 14][C]) ＝ -7000/(TTi(℃) ＋ 273) ＋ 2.75 로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출
열간 압연 공정에 있어서의 슬래브 추출 온도는 강 중의 Ti 의 재고용, 석출 상황을 통해서, 열간 압연 후의 석출물 사이즈, 고용 Ti 량에 영향을 미치고, 후열처리 후에 양호한 내피로 특성을 확보하기 위해서 중요하다. 추출 온도가 하기 (1) 식으로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 이하이면, 연속 주조시에 석출된 조대한 Ti 가 미고용 탄질화물로서 잔존하고, 소재 열연 강판의 단계에서 고용 Ti 량이 0.005 ％ 미만이 되어, 후열처리 후에 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지지 않는다. 하기 (1) 식으로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출함으로써, 소재 열연 강판의 단계에서 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하고, 성형 가공 후의 열처리에 의해서, 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출시킬 수 있어, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다. 또한, 더욱 바람직하게는 결정립경의 조대화 방지의 관점에서, 슬래브 추출 온도는 1620 K 이하인 것이 바람직하고, Ti 의 고용 상태의 균일성과 충분한 고용 시간의 확보의 관점에서 슬래브의 균열시간 (평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도에서 슬래브를 유지하는 시간) 은 10 min 이상인 것이 바람직하다.
log([Ti - N × 48 ÷ 14][C]) ＝ -7000/(TTi(℃) ＋ 273) ＋ 2.75 … (1)
단, (1) 식에 있어서의 Ti, N, C 는, 강 슬래브 중의 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.
TTi - 400 ℃ 이상의 마무리 압연 온도
열연 마무리 압연 온도가 TTi - 400 ℃ 를 밑돌면, 표면 근방 부분에서의 상하 롤에 의한 부가적 전단 변형, 혹은 롤이나 냉각수에 의한 발열 (拔熱) 에 의해서 변형 유기 석출이 유발되고, 소재 열연 강판의 단계에서 특히 표면 근방 (표리면으로부터 200 ㎛ 이내) 에 존재하는 고용 Ti 량이 0.005 ％ 를 밑돌아, 후열처리 후에 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지지 않는다. 열연 마무리 압연 온도를 TTi - 400 ℃ 이상으로 함으로써, 소재 열연 강판의 단계에서 표면 근방 포함 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하고, 성형 가공 후의 열처리에 의해서, 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출시킬 수 있어, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다.
TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각
TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 를 밑돌면, TiC 가 열연 런아웃부터 코일링의 과정에서 석출되고, 소재 열연 강판의 단계에서 존재하는 고용 Ti 량이 0.005 ％ 를 밑돌아, 후열처리 후에 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지지 않는다. TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급랭시킴으로써, 소재 열연 강판의 단계에서 표면 근방 포함 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하고, 성형 가공 후의 열처리에 의해서, 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출시킬 수 있어, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다.
TTi - 500 ℃ 이하의 권취 온도
권취 온도가 TTi - 500 ℃ 를 초과하면, 코일 냉각까지의 동안에 Ti 석출물의 석출이 촉진되고, 소재 열연 강판의 단계에서 존재하는 고용 Ti 량이 0.005 ％ 를 밑돌아, 후열처리 후에 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지지 않는다. 권취 온도를 TTi - 500 ℃ 이하로 함으로써, 소재 열연 강판의 단계에서 표면 근방 포함 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하고, 성형 가공 후의 열처리에 의해서, 0.005 ％ 이상의 Ti 를 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출시킴으로써, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다. 또한, 상기 마무리 압연 온도, 권취 온도는, 코일폭 중앙부의 표면 온도이고, 평균 냉각 속도는, 상기 표면 온도로부터 구해지는 것이다.
상기한 제조 방법에 의해서, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하는 열연 강판 (소재 열연 강판) 이 얻어진다.
다음으로, 본 발명의 강 부재의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 강 부재는, 상기 소재 열연 강판에, 성형 가공을 실시한 후, 소정의 열처리를 실시함으로써 제조된다. 성형 가공으로는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 강 부재가 강관이면, 조관 가공을 들 수 있다. 강 부재가 용접 강관이면, 조관 가공 후에 용접 가공을 실시해도 된다. 또, 예를 들어, 강 부재가 자동차용 구조 부재 등의 성형 부품이면, 프레스 가공 등을 들 수 있다.
성형 가공 후, 아래의 조건에서 열처리를 실시한다.
550 ℃ 를 초과하고 1050 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각
소재 열연 강판으로 성형 가공을 실시한 후, 550 ℃ 를 초과하고 1050 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 열처리를 실시함으로써, 0.005 ％ 이상의 Ti 가 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출되어, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다. 가열 온도가 550 ℃ 이하이면 고용 Ti 가 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출되지 않아, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지지 않는다. 또, 가열 온도가 1050 ℃ 를 초과하면 페라이트상의 입경이 50 ㎛ 를 초과하여, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 잘 얻어지지 않게 된다. 또 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역의 냉각 속도가 10 ℃/s 를 밑돌면 충분한 강도 (YS ≥ 770 ㎫) 가 얻어지지 않는다. 또한, 가열 온도는 더욱 바람직하게는 700 ∼ 1000 ℃ 의 범위이다.
또, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 용접 강관을 제조하는 경우에는, 소재 열연 강판을, 흑피 그대로, 혹은, 필요에 따라서, 산세, 냉간 압연, 어닐링, 도금 중 어느 것 또는 복수의 처리를 행한 후, 슬릿팅으로 소정의 판폭으로 하고, 코일을 길이 방향으로 1 코일 이상 용접 접합하고, 롤 성형 혹은 프레스 성형에 의해서 대체로 원형 단면 성형으로 성형하고, 단부를 고주파 전봉 용접, 레이저 용접 등의 방법에 의해서 접합하고, 온라인 혹은 오프라인에서 550 ℃ 를 초과하고 1050 ℃ 이하의 온도로 가열 후, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 코일상으로 감긴 강관으로 한다.
또, 예를 들어 성형 부품을 제조하는 경우에는, 소재 열연 강판을, 흑피 그대로, 혹은, 필요에 따라서, 산세, 냉간 압연, 어닐링, 도금 중 어느 것 또는 복수의 처리를 행한 후, 소정의 크기로 블랭킹하고, 부품으로 성형 가공한 후, 550 ℃ 를 초과하고 1050 ℃ 이하의 온도로 가열 후, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다. 이로써, 0.005 ％ 이상의 Ti 가 입경 20 ㎚ 이하의 미세한 석출물로서 석출되어, 현격히 우수한 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어진다.
실시예
(실시예 1)
표 1 에 나타내는 조성 (강종 C ∼ L) 의 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도 약 1220 ℃, 슬래브 중심 온도 약 1210 ℃ 에서 가열로에서 추출하고, 마무리 압연 압하율 : 91 ％, 코일폭 중앙부 마무리 압연 온도 약 860 ℃, 코일폭 방향 최저 마무리 압연 온도 약 850 ℃, TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 약 20 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 권취 온도 약 560 ℃ 로 하는 열간 압연을 행하여 소재 열연 강판 (판두께 : 약 5 ㎜, 선후 단부의 판두께는 길이 방향 중앙부에 비해서 약 10 ％ 두껍다) 으로 하였다 (No.3 ∼ 12).
또, 표 1 에 나타내는 조성 (강종 A) 의 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도 약 1250 ℃, 슬래브 중심 온도 약 1245 ℃ 에서 가열로에서 추출한 것 이외에는, 상기와 동일하게 하여 소재 열연 강판으로 하고 (No.1), 표 1 에 나타내는 조성 (강종 B, M) 의 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도 약 1335 ℃, 슬래브 중심 온도 약 1335 ℃ 에서 가열로에서 추출하고, 코일폭 중앙부 마무리 압연 온도를 약 940 ℃ 로 한 것 이외에는, 상기와 동일하게 하여 소재 열연 강판으로 하였다 (No.2, 13).
이어서, 이들 소재 열연 강판에 산세를 실시한 후, 소정의 폭 치수로 슬릿 가공하고, 연속 성형하여 오픈 관으로 하고, 그 오픈 관을 고주파 저항 용접에 의해서 전봉 용접하고, 폭 드로잉률 4 ％ 에서, 외경 φ 50.8 ㎜ 두께 약 5 ㎜ 의 용접 강관을 얻었다. 이 용접 강관 전체를 연속적으로 고주파 가열하고, 가열 온도 920 ℃, 유지 시간 약 5 초 가열한 후, 외면으로부터 물로 미스트 냉각을 행하여, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 약 50 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 열처리를 실시하였다.
이들 용접 강관으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰 시험, 석출물, 고용량의 정량 시험, 인장 시험, 소성 변형역 피로 시험, 저온 인성 시험을 행하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.
(1) 조직 관찰 시험
이들 용접 강관의 원주 방향 단면이 관찰면이 되도록 조직 관찰 시험편을 채취하여, 연마, 나이탈 부식시켜 주사형 전자 현미경 (3000 배) 으로 조직을 관찰하고, EBSD (Electron BackScatter Diffraction) 법에 의해서 인접 입과의 경각 (傾角) 15°이상을 입계로 하여 페라이트상의 평균 입경을 구하였다. 또한, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 입경으로서, 판두께 방향 50 ∼ 200 ㎛ 사이를 50 ㎛ 피치로 3 점을 측정하여 평균한 값과, 판두께 중심부를 중심으로 중심 편석부를 피하고, 판두께 방향으로 50 ㎛ 피치로 3 점을 측정 평균한 값을 각각 구하였다.
(2) 석출물, 고용량의 정량 시험
이들 용접 강관으로부터, 20 ㎜ × 30 ㎜ 의 크기의 시료편을 잘라내고, 10 ％ AA 계 전해액 (1010 vol％ 아세틸아세톤 - 1 mass％ 염화테트라메틸암모늄 - 메탄올) 중에서, 약 0.2 g 을 전류 밀도 20 ㎃/㎠ 로 정전류 전해하였다. 전해 후의, 표면에 석출물이 부착되어 있는 시료편을 전해액에서 꺼내어, 헥사메타인산나트륨 수용액 (500 ㎎/ℓ) (이하, SHMP 수용액으로 칭한다) 중에 침지하고, 초음파 진동을 부여하여, 석출물을 시료편으로부터 박리하고 SHMP 수용액 중에서 추출하였다. 이어서, 석출물을 함유하는 SHMP 수용액을, 공경 100 ㎚, 20 ㎚ 의 순으로 필터를 사용하여 여과하고, 여과 후의 필터 상의 잔사와 여과액에 대해서 ICP 발광 분광 분석 장치를 사용하여 분석하고, 필터 상의 잔사 중 및 여과액 중의 Ti 의 절대량을 측정하여, 입경 100 ㎚ 를 초과하는 석출물, 입경 100 ㎚ 이하 20 ㎚ 초과의 석출물, 입경 20 ㎚ 이하의 석출물에 함유되는 Ti 의 절대량 Tilp, Timp, Tisp 를 각각 얻었다. 또한, 전해질량은, 석출물 박리 후의 시료편의 질량을 측정하고, 전해 전의 시료편의 질량에서 뺌으로써 구하였다.
고용 상태에 있는 Ti (고용 Ti) 는, 전해 후의 전해액을 분석 용액으로 하고, ICP 질량 분석법을 이용하여 Ti 및 비교 원소로서 Fe 의 액 중 농도를 측정하였다. 얻어진 농도에 기초하여, Fe 에 대한 Ti 의 농도비를 각각 산출하고, 또한 시료 중의 Fe 의 함유율을 곱함으로써, 고용 상태에 있는 Ti 의 함유율을 구하였다. 또한, 시료 중의 Fe 의 함유율은, Fe 이외의 조성치의 합계를 100 ％ 에서 감산함으로써 구할 수 있다. 이 석출물, 고용량의 정량 시험은, 후열처리를 실시한 후의 용접 강관에 더하여, 후열처리를 실시하기 전의 용접 강관에 대해서도 행하였다.
(3) 인장 시험
이들 용접 강관으로부터, L 방향이 인장 방향이 되도록, JIS Z 2201 의 규정에 준거하여 JIS 12 호 시험편을 잘라내고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 특성 (인장 강도 TS, 항복 강도 YS, 전체 연신 El) 을 구하였다.
(4) 소성 변형역 피로 시험
이들 용접 강관으로부터, 판두께 약 5 ㎜ × 판폭 5 ㎜, 평행부 길이 12 ㎜ 의 평행부 단면 치수의 판상 L 방향 피로 시험편을 편평 교정 후에 채취하고, 인장 모드, 변형 제어 모드, 변형비 ＝ 0, 전체 변형 범위 2.0 ％, 사이클수 0.125 ㎐ 의 조건에서 피로 시험을 행하였다. 인장 최대 하중이 초기 하중으로부터 25 ％ 저하된 사이클수를 구하여. 파단까지의 반복수로 하였다.
(5) 저온 인성 시험
이들 용접 강관으로부터 관 길이 방향 (L 방향) 이 시험편 길이가 되도록 전개하고, JIS Z 2202 의 규정에 준거하여 샤르피 시험편 (2 ㎜ V 노치, 1/2 사이즈) 을 잘라내고, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하고, 파면 천이 온도를 구하여, 저온 인성을 평가하였다.
또, 상기 서술한 방법에 의해서, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 경도 (HV (0.1)S), 중심 편석부를 제외한 판두께 중심 근방의 평균 경도 (HV (0.1)C) 를 측정하고, 표면으로부터 판두께 방향 200 ㎛ 까지의 평균 경도와, 중심 편석부를 제외한 판두께 중심 근방의 평균 경도의 차 ΔHV (HV (0.1)C - HV (0.1)S) 를 구하였다.
얻어진 결과를 표 2 에 나타낸다.
Figure 112019100378856-pct00001
Figure 112019100378856-pct00002
본 발명예 (No.1 ∼ 11) 는, 모두 상기 서술한 소성 변형역 피로 시험에 있어서의 사이클수가 1000 사이클 이상이 되어, 소성 변형역에서의 내피로 특성이 우수하다. 또한, 본 발명예는, 모두 YS 가 770 ㎫ 이상이고 강도 특성도 우수하다. 또, 본 발명예는, 모두 샤르피 파면 천이 온도가 -30 ℃ 이하이고 저온 인성도 우수하다. 한편, 강의 성분 조성이 본 발명의 범위를 만족하지 않고 입경 20 ㎚ 이하의 석출물로서 석출된 Ti 가 0.005 ％ 미만인 No.12, 강의 성분 조성이 본 발명의 범위를 만족하지 않는 No.13 은, 원하는 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지지 않는다.
(실시예 2)
표 1 에 나타내는 강종 A, B, C 의 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 표 3 에 나타내는 조건의 열간 압연을 실시하여 소재 열연 강판 (판두께 : 약 5 ㎜, 선후 단부의 판두께는 길이 방향 중앙부에 비해서 약 10 ％ 두껍다) 으로 하였다. 이어서 이들 소재 열연 강판에 산세를 실시한 후, 소정의 폭 치수로 슬릿 가공하고, 연속 성형하여 오픈 관으로 하고, 그 오픈 관을 고주파 저항 용접에 의해서 전봉 용접하여, 폭 드로잉률 4 ％ 에서,외경 φ 50.8 ㎜ 두께 약 5 ㎜ 의 용접 강관을 얻었다. 이 용접 강관 전체를 연속적으로 고주파 가열하고, 표 3 에 나타내는 조건에서 열처리를 실시하였다. 이들 용접 강관으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰 시험, 석출물, 고용량의 정량 시험, 인장 시험, 소성 변형역 피로 시험, 저온 인성 시험, 비커스 경도 측정을 실시하였다.
또한, No.23 에 대해서는, 소재 열연 강판에 산세를 실시한 후, 소정의 크기로 블랭킹하고, 프레스 가공하여 성형 부품으로 한 것에 대하여, 표 3 에 나타내는 조건에서 열처리를 실시하였다. 그리고, 이 성형 부품으로부터 시험편을 채취하고, 상기 각 시험을 행하였다.
얻어진 결과를 표 4 에 나타낸다. 또한, 표 3, 표 4 에는 상기 No.1 ∼ 3 의 결과가 병기되어 있다.
Figure 112019100378856-pct00003
Figure 112019100378856-pct00004
본 발명예 (No.21 ∼ 23) 는 모두, 상기 서술한 소성 변형역 피로 시험에 있어서의 사이클수가 1000 사이클 이상이 되어, 소성 변형역에서의 내피로 특성이 우수하다. 또한 본 발명예는, 모두 YS 가 770 ㎫ 이상이고 강도 특성도 우수하다. 또, 본 발명예는, 모두 샤르피 파면 천이 온도가 -30 ℃ 이하이고 저온 인성도 우수하다. 한편, 입경 20 ㎚ 이하의 석출물로서 석출된 Ti 량이 본 발명의 범위 외인 No.14 ∼ 20 은, 원하는 소성 변형역에서의 내피로 특성이 얻어지지 않는다.

Claims (9)

  1. 질량％ 로,
    C : 0.19 ∼ 0.50 ％,
    Si : 0.002 ∼ 1.5 ％,
    Mn : 0.4 ∼ 2.5 ％,
    Al : 0.041 ∼ 0.080 ％,
    Cr : 0.001 ∼ 0.90 ％,
    B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,
    Ti : 0.120 % 초과 0.200 ％ 이하,
    P : 0.019 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다),
    S : 0.015 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다),
    N : 0.008 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다),
    O : 0.003 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 및
    Sn : 0.10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 를 함유하고,
    임의 성분으로서, 추가로, 질량％ 로,
    Nb : 0.001 ∼ 0.15 ％,
    V : 0.001 ∼ 0.15 ％,
    W : 0.001 ∼ 0.15 ％,
    Mo : 0.001 ∼ 0.45 ％,
    Cu : 0.001 ∼ 0.45 ％,
    Ni : 0.001 ∼ 0.45 ％,
    Ca : 0.0001 ∼ 0.005 ％,
    Sb : 0.0001 ∼ 0.10 ％
    중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 되고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
    조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 입경 20 ㎚ 이하의 석출물로서 석출되어 있는, 강 부재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강 부재가 용접 강관인, 강 부재.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강 부재용의 열연 강판으로서,
    상기 조성을 갖고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하는, 강 부재용의 열연 강판.
  4. 제 3 항에 있어서,
    길이 방향 양 단부인 선단부 및 미단부의 판두께가, 모두 길이 방향 중앙부의 판두께에 비해서 5 ∼ 50 ％ 두꺼운, 강 부재용의 열연 강판.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강 부재의 제조 방법으로서,
    상기 조성을 갖고, 조직 중에 0.005 ％ 이상의 Ti 가 고용 Ti 로서 존재하는 열연 강판으로 성형 가공을 실시한 후에, 550 ℃ 를 초과하고 1050 ℃ 이하의 온도로 가열한 후, 550 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 열처리를 실시하는, 강 부재의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 열연 강판을, 상기 조성을 갖는 강 슬래브를 하기 (1) 식으로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출한 후, TTi - 400 ℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, TTi - 500 ℃ 이하의 온도에서 권취하여 제조하는, 강 부재의 제조 방법.
    log([Ti - N × 48 ÷ 14][C]) ＝ -7000/(TTi(℃) ＋ 273) ＋ 2.75 … (1)
    단, (1) 식에 있어서의 Ti, N, C 는, 강 슬래브 중의 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.
  7. 제 3 항에 기재된 강 부재용의 열연 강판의 제조 방법으로서,
    상기 조성을 갖는 강 슬래브를, 하기 (1) 식으로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출한 후, TTi - 400 ℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, TTi - 500 ℃ 이하의 온도에서 권취하는, 강 부재용의 열연 강판의 제조 방법.
    log([Ti - N × 48 ÷ 14][C]) ＝ -7000/(TTi(℃) ＋ 273) ＋ 2.75 … (1)
    단, (1) 식에 있어서의 Ti, N, C 는, 강 슬래브 중의 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.
  8. 제 4 항에 기재된 강 부재용의 열연 강판의 제조 방법으로서,
    상기 조성을 갖는 강 슬래브를, 하기 (1) 식으로부터 계산되는 평형 고용 온도 TTi 보다 높은 온도 조건에서 슬래브 추출한 후, TTi - 400 ℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, TTi - 400 ℃ 부터 TTi - 500 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, TTi - 500 ℃ 이하의 온도에서 권취하는, 강 부재용의 열연 강판의 제조 방법.
    log([Ti - N × 48 ÷ 14][C]) ＝ -7000/(TTi(℃) ＋ 273) ＋ 2.75 … (1)
    단, (1) 식에 있어서의 Ti, N, C 는, 강 슬래브 중의 각각의 원소의 함유량 (질량％) 이다.
  9. 삭제
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