KR100937069B1

KR100937069B1 - 용접열 영향부의 인성이 우수한 강재 및 그의 제법

Info

Publication number: KR100937069B1
Application number: KR1020070097364A
Authority: KR
Inventors: 세이이치 오가키; 데츠시 데우라; 마나부 이즈미; 마사히토 가네코; 유우지 다카하시
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2006-09-29
Filing date: 2007-09-27
Publication date: 2010-01-15
Also published as: KR20080029843A

Abstract

C : 0.03 내지 0.18%, Si : 0.02 내지 0.5%, Mn : 0.9 내지 2.0%, N : 0.003 내지 0.01%, REM : 0.001 내지 0.1% 및/또는 Ca : 0.0003 내지 0.02%, 및 Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고, P : 0.02% 이하, S : 0.015% 이하, 및 Al : 0.01% 이하를 만족하고, 상기 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, 상기 REM의 산화물과 CaO의 합계가 5% 이상이고, 상기 ZrO₂가 5% 이상인 강재로서, 또한 다음의 a) 내지 d) 중 어느 하나의 조건을 만족한다.

a)연질상(軟質相)과 경질상(硬質相)으로 이루어진 복합 조직이고, 또한 경질상의 비커스 경도 Hv₁과 연질상의 비커스 경도 Hv₂의 비(Hv₁/Hv₂)가 1.5 내지 5.0이고, 연질상의 입경이 원상당 직경으로 20㎛ 이하이다.

b)두께 t(㎜)인 강재의 압연 방향에 평행하고 또한 강재 표면에 대해서 수직인 면의 금속 조직을 관찰했을 때, 페라이트 면적율이 75% 이상이고, t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이 20.0㎛ 이하이고, t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비(aspect ratio)가 1.6 이하이다.

c)두께 t(㎜)인 강재의 금속 조직을 관찰했을 때, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경이 25㎛ 이하이다.

d)페라이트 평균 결정 입경이 18.5㎛ 이하이다.

Description

용접열 영향부의 인성이 우수한 강재 및 그의 제법{STEEL MATERIAL HAVING SUPERIOR TOUGHNESS IN WELD HEAT-AFFECTED ZONE AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 교량이나 고층 건조물, 선박 등에 사용되는 강재를 용접하는데 있어서, 열영향을 받는 부위(이하, 「용접열 영향부」 또는 「HAZ」라고도 함)의 인성(靭性)을 개선한 강재로서, 반복 응력하에서의 피로 균열 진전 저항성, 모재의 취약성 파괴 발생 특성, 모재의 취약성 균열 정지 특성, 또는 모재의 인성을 개선한 강재 및 그 제법에 관한 것이다.

교량이나 고층 건조물, 선박 등에 사용되는 강재에 요구되는 특성은, 최근 점점 엄격해지고 있고, 그 중에서도 양호한 인성이 요구되고 있다. 이들의 강재는 일반적으로 용접에 의해 접합되는 경우가 많지만, 특히 HAZ는 용접시에 열영향을 받아 인성이 열화되기 쉽다는 문제가 있다. 이 인성 열화는 용접시의 입열량이 커질수록 현저하게 나타나고, 그 원인은 용접시의 입열량이 커지면 HAZ의 냉각 속도 가 느려지고, 담금질성(hardenability)이 저하하여 조대한 섬 형상의 마텐자이트(martensite)가 생성하는데에 있다고 생각된다. 따라서, HAZ의 인성을 개선하려면, 용접시의 입열량을 최대한 억제하면 된다고 생각되지만, 용접 작업 효율을 높이는 것까지 생각하면, 예를 들어 일렉트로 가스 용접, 일렉트로 슬래그 용접, 서브머지드(submerged) 용접 등의 용접 입열량이 40kJ/㎜ 이상인 대입열 용접법의 채용이 바람직하다.

대입열 용접법을 채용한 경우의 HAZ 인성 열화를 억제하는 강재는 이미 몇가지 제안되어 있다. 예를 들어, 일본국 특허공고 소55-26164호 공보에는 강재 중에 미세한 TiN을 분산 재석출시켜서, 대입열 용접을 실시했을 때의 HAZ에서 생기는 오스테나이트(austenite) 입자의 조대화를 억제하고, HAZ 인성의 열화를 억제한 강재가 제안되어 있다. 그러나, 본 발명자들이 검토한 바, 용접 금속이 1400℃ 이상의 고온이 되면 HAZ 중 특히 용접 금속에 근접한 부위(본드부)에 있어서, 용접시에 받는 열에 의해 상기 TiN이 고용(solid solution) 소실되어, HAZ 인성의 열화를 충분히 억제할 수 없다는 것을 알았다.

또한, 일본국 특허 공개 2003-213366호 공보에는 모재와 HAZ의 인성을 향상시키는 기술로서, 강재에 포함되는 산화물과 질화물의 존재 형태를 제어하는 것이 개시되어 있다. 이 문헌에는 Ti와 Zr을 조합하여 사용함으로써, 미세한 산화물과 질화물을 생성시켜서 모재와 HAZ의 인성을 향상시키는 것, 또한, 이러한 미세한 산화물과 질화물을 생성시키려면, 제조 공정에서 Ti, Zr의 순서로 첨가하면 된다는 것이 개시되어 있다. 그러나, 본 발명자들이 검토한 바, HAZ의 인성을 더욱 높이 려면 산화물량을 증가하면 되지만, 이 문헌의 기술에 있어서 산화물량을 증가시키기 위하여 Ti나 Zr을 다량으로 첨가하면, Ti나 Zr 등의 탄화물이 형성되어, 강재(모재)의 인성이 오히려 저하하는 것을 알았다.

본 발명자들은 용접시에 고온의 열영향을 받은 경우라도 HAZ의 인성이 열화하지 않는 강재를 일본국 특허 공개 2005-48265호 공보에 먼저 제안하고 있다. 이 강재는 La₂O₃-SiO₂ 계 산화물이나 Ce₂O₃-SiO₂ 계 산화물, La₂O₃-Ce₂O₃-SiO₂ 계 산화물 등의 복합 산화물을 강재 중에 분산시킨 것으로, 이 복합 산화물은 용강 중에서는 액상으로 존재하기 때문에, 강(鋼) 중에 미세 분산되고, 더욱이 용접시에는 열영향을 받아도 고용 소실되지 않기 때문에 HAZ의 인성 향상에 기여한다. 이 문헌은 상기 복합 산화물을 생성시키기 위해서, 용존 산소량을 조정한 용강에 La나 Ce를 첨가하고, 이어서 Si를 첨가하면 된다는 것도 개시하고 있다. 또한 이 문헌은, 강재에 Ti를 함유시켜서 강재 조직 중에 TiN을 석출시킴으로써, HAZ의 인성이 더욱 높아지는 점, 또한 이러한 TiN을 생성시키려면 상기 복합 산화물이 생성된 용강에 Ti를 첨가하면 된다는 점도 개시하고 있다.

그런데, 상기 각종 구조 재료에서는 반복 응력이 가하지는 것이 적지 않다는 점으로부터, 구조 재료의 안전성을 확보하기 위해서는, HAZ 인성뿐만 아니라, 강재에는 피로 특성이 양호해야 한다는 것이 설계상 매우 중요하다.

강재의 피로 과정은 응력 집중부에서의 균열의 발생과, 일단 발생한 균열의 진전이라는 2가지 과정으로 크게 구별하여 생각할 수 있다. 그리고, 통상의 기계 부품에서는 거시적인 균열의 발생이 사용 한계로 생각되어져, 균열의 진전을 허용하는 설계는 거의 없다. 그러나, 용접 구조물에 있어서는, 피로 균열이 발생해도 곧바로 파괴에 이르지는 않고, 이 균열이 최종 단계에 이르기 전에 정기 검사 등에서 발견되어, 균열이 있는 부분이 수리되거나, 혹은 사용 기간내에 균열이 최종 파괴에 이르는 길이까지 성장하지 않는다면, 균열이 있어도 구조물은 충분히 사용을 견딜 수 있게 된다.

용접 구조물에서는 응력 집중부로서의 용접 종단부가 다수 존재하고 있고, 피로 균열의 발생을 완전히 방지하는 것은 기술적으로도 불가능에 가깝고, 또한 경제적으로도 상책이라고 할 수 없다. 즉, 용접 구조물의 피로 수명을 양호하게 하기 위해서는, 균열의 발생 그 자체를 방지하는 것보다도, 균열이 이미 존재하고 있는 상태에서의 균열 진전 수명을 대폭적으로 연장하는 것이 유효하고, 그러기 위해서는 강재의 균열의 진전 속도를 가능한 한 느리게 하는 설계가 중요한 사항이 된다.

피로 균열 진전의 속도를 억제하여 피로 균열 진전 저항성을 높이는 기술로도 이제까지 여러 종류가 제안되어 있으며, 예를 들어 일본국 특허 제3298544호 공보에서는, 경질상과 연질상의 2상 조직으로 하고, 연질상/경질상 경계에서의 균열의 굴곡, 정류(nonpropagating), 분기에 의해 균열 진전 속도를 억제하는 기술이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술에서는 용접부의 HAZ 인성의 개선에 대해서는 고려되지 않아, 안전성을 더욱 높이기 위해서는 용접열 영향부의 인성과 피로 균열 진전 저항성이 우수한 강재의 실현이 절실히 요망되고 있다.

또한, 구조물로서의 안전성을 확보하기 위해서는, 강재 내에서 취약성 파괴 균열이 발생하는 것을 억제하는 것[이하, 취약성 파괴 발생 특성 또는 CTOD(Crack-Tip Opening Displacement) 특성이라고도 한다]이 요망된다. 취약성 파괴 균열이 발생하면 구조물 자체가 파괴하기 때문이다. 그러나, 취약성 파괴 균열의 발생을 억제하면서, 대입열 용접시의 HAZ 인성을 향상시킨 강재는 지금까지 알려져 있지 않다.

또한, 구조물로서의 안전성을 확보하기 위해서는, 취약성 균열이 발생해도 취약성 균열의 전파를 정지시키고, 취약성 균열의 전파 영역을 최소한으로 억제하는 것(이하, 취약성 균열 정지 특성이라고도 한다)이 요망된다. 발생한 취약성 균열이 광범위에 걸쳐서 전파되면, 구조물 자체의 파괴로 이어지기 때문이다. 그러나 발생한 취약성 균열의 전파를 억제하면서, 대입열 용접시의 HAZ 인성을 향상시킨 강재는 지금까지 알려져 있지 않다.

또한, 강판 자체의 인성으로서, 특히 저온(-40℃) 인성이 보다 우수한 것도 요구되지만, 상기 기술에서는 HAZ 인성의 개선에 대해서는 언급하고 있지만, 우수한 모재 인성도 함께 구비시키는 것에 대해서는 검토되지 않았다. 따라서, 용접열 영향부의 인성과 모재 인성이 우수한 강재의 실현이 절실히 요망되고 있다.

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 특히 입열량이 40kJ/㎜ 이상인 용접을 실시한 경우의 HAZ 인성이 우수한 동시에, 반복 응력하에서의 피로 균열 진전 속도를 억제하여 피로 균열 진전 저항성을 높인 강재, 강재내에서 취약성 파괴 균열이 발생하는 것을 억제한 강재, 취약성 균열이 발생했을 때에 취약성 균열의 전파를 정지시켜서, 균열이 전파되기 어려운 강재, 또는 모재 인성이 우수한 강재를 제공하고, 그 제법을 제공하는데 있다.

상기 과제(용접열 영향부의 인성 및 피로 균열 진전 저항성의 개선)를 해결할 수 있는 본 제 1 발명에 따른 강재는,

C : 0.03 내지 0.18%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 0.9 내지 2.0%,

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하고,

상기 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, 상기 REM의 산화물과 CaO의 합계가 5% 이상이고, 상기 ZrO₂가 5% 이상이고,

연질상과 경질상으로 이루어진 복합 조직이고,

경질상의 비커스 경도 Hv₁과 연질상의 비커스 경도 Hv₂의 비(Hv₁/Hv₂)가 1.5 내지 5.0이고,

연질상의 입경이 원상당 직경으로 20㎛ 이하이다.

본 제 1 발명에 의하면, 대입열 용접에 있어서 1400℃ 레벨의 고온에 도달해도 강재 중에 고용 소실되지 않는 조성의 산화물을, 강재 중에 분산시키기 때문에, 소 내지 중 입열 용접에 한하지 않고 대입열 용접에서도, 용접열 영향부(HAZ)의 인성 열화를 방지할 수 있다. 또한, 강재의 조직을 연질상과 경질상으로 이루어진 복합 조직으로 하고, 또한 경질상의 비커스 경도 Hv₁과 연질상의 비커스 경도 Hv₂의 비(Hv₁/Hv₂)를 소정의 범위내로 제어하는 동시에, 연질상의 입경을 미세화함으로써, 피로 균열 진전 저항성도 우수한 강재로 할 수 있다.

상기 과제(용접열 영향부의 인성 및 취약성 파괴 발생 특성의 개선)를 해결할 수 있는 본 제 2 발명에 따른 강재는,

C : 0.03 내지 0.12%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 1.4 내지 1.8%, 및

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하고,

상기 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, REM의 산화물 및/또는 CaO의 합계가 5% 이상이고, ZrO₂가 5% 이상이고,

두께 t(㎜)인 강재의 압연 방향에 평행하고 또한 강재 표면에 대해서 수직인 면의 금속 조직을 관찰했을 때, 하기 (1) 내지 (3)을 만족한다.

(1)페라이트 면적율이 75% 이상.

(2)t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이 20.0㎛ 이하.

(3)t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비(aspect ratio)가 1.6 이하.

또한, 여기에서 말하는 두께 t는 상기 강재가 판 형상인 경우는, 판 두께 방향의 두께이다.

본 제 2 발명에 의하면, 대입열 용접에 있어서 1400℃ 레벨의 고온에 도달해도 강재 중에 고용 소실되지 않는 조성의 산화물을, 강재 중에 분산시키기 때문에, 소 내지 중 입열 용접에 한하지 않고 대입열 용접에서도, 용접열 영향부(HAZ)의 인성 열화를 방지할 수 있다. 또한, 강재의 금속 조직을 적절히 제어하고 있기 때문에, 강재 내에서 취약성 파괴 균열이 발생하는 것을 방지할 수 있다. 따라서, 본 제 2 발명에 의하면, 용접열 영향부의 인성과 취약성 파괴 발생 특성을 겸비한 강재를 제공할 수 있다.

상기 과제(용접열 영향부의 인성 및 취약성 균열 정지 특성의 개선)를 해결할 수 있는 본 제 3 발명에 따른 강재는,

C : 0.03 내지 0.18%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 0.9 내지 2.0%, 및

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하는 동시에,

두께 t(㎜)인 강재의 금속 조직을 관찰했을 때, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경이 25㎛ 이하이다.

본 제 3 발명에 의하면, 대입열 용접했을 때에 1400℃ 레벨의 고온에 도달해도 강재 중에 고용 소실되지 않는 조성의 산화물을, 강재 중에 분산시키기 때문에, 소 내지 중 입열 용접에 한하지 않고 대입열 용접에서도, 용접열 영향부(HAZ)의 인성 열화를 방지할 수 있다. 또한, 강재의 금속 조직을 적절히 제어하고 있기 때문에, 취약성 균열이 발생해도 취약성 균열의 전파를 정지시킬 수 있고, 취약성 균열의 전파 영역을 최소한으로 억제할 수 있다. 따라서, 본 제 3 발명에 의하면, 용접열 영향부의 인성과 취약성 균열 정지 특성을 겸비한 강재를 제공할 수 있다.

상기 과제(용접열 영향부의 인성 및 모재 인성의 개선)를 해결할 수 있는 본 제 4 발명에 따른 강재는,

C : 0.03 내지 0.12%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 1.4 내지 1.8%, 및

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하고,

상기 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, 상기 REM의 산화물 및/또는 CaO의 합계가 5% 이상이고, 상기 ZrO₂가 5% 이상이고,

페라이트 평균 결정 입경이 18.5㎛ 이하이다.

또한, 상기 페라이트 평균 결정 입경은 후술하는 실시예에 나타낸 방법으로 측정한 값을 말하는 것으로 한다.

본 제 4 발명에 의하면, 대입열 용접에 있어서 1400℃ 레벨의 고온에 도달해도 강재 중에 고용 소실되지 않는 조성의 산화물을, 강재 중에 분산시키기 때문에, 소 내지 중 입열 용접에 한하지 않고 대입열 용접에서도, 용접열 영향부(HAZ)의 인성 열화를 방지할 수 있다. 또한, 페라이트 평균 결정 입경을 제어한 조직으로 함으로써, 상기 HAZ 인성을 손상시키지 않고, 모재 인성도 우수한 강재가 얻어진다.

상기 본 제 1 내지 4 발명의 강재는 Ti : 0.005 내지 0.08%를 포함하는 동시에, 상기 Ti를 단독 산화물 또는 복합 산화물로서 함유하는 것이 바람직하다. Ti를 포함함으로써 용접열 영향부의 인성을 한층 향상시킬 수 있기 때문이다. 상기한 바와 같이 강재가 Ti를 포함하는 경우에는 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에 0.3% 이상인 것이 바람직하다.

상기 본 제 1 내지 4 발명의 강재는 다른 원소로서,

Cu : 0.05 내지 2%,

Ni :0.05 내지 3.5%,

Cr : 0.01 내지 3%,

Mo : 0.01 내지 1%,

Nb : 0.005 내지 0.25%,

V : 0.005 내지 0.1%, 및

B : 0.0003 내지 0.005%

로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 이상의 원소를 포함하는 것이 바람직하고, 이러한 원소를 함유하여 모재의 강도를 높일 수 있다.

상기 본 제 1 내지 4 발명의 강재에 있어서, 상기 연질상은 페라이트, 템퍼링(tempering) 베이나이트(bainite) 및 템퍼링 마텐자이트(martensite)로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 이상이고, 경질상은 베이나이트 및/또는 마텐자이트(섬 형상의 마텐자이트를 포함함)를 들 수 있다.

상기 본 제 1 내지 4 발명에 따른 강재는, 예를 들어 용존 산소량을 0.0020 내지 0.010%의 범위로 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와 Zr을 첨가하면 제조할 수 있다. 상기 강재가 특히 Ti를 포함하는 경우에는, 용존 산소량을 0.0020 내지 0.010%의 범위로 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Ti와 Zr을 첨가하는 것이 바람직하다. 이 경우에는 상기 용존 산소량을 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어 진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와 Zr을 첨가하기에 앞서, Ti를 첨가하는 것이 바람직하다.

본 발명에 의해 얻어지는 강재는 입열량이 40kJ/㎜ 이상인 용접을 실시한 경우의 HAZ 인성이 우수한 동시에, 반복 응력하에서의 피로 균열 진전 속도를 억제하여 피로 균열 진전 저항성을 높이고, 강재내에서 취약성 파괴 균열이 발생하는 것을 억제하고, 취약성 균열이 발생했을 때에 취약성 균열의 전파를 정지시켜서, 균열이 전파되기 어렵고, 또는 모재 인성이 우수한 효과를 갖는다.

우선, 본 제 1 내지 4의 발명에 공통하는, HAZ 인성의 향상에 대해서 설명한다.

본 발명자들은 우선, HAZ 인성을 높이기 위하여, 상기 일본국 특허 공개 2005-48265호 공보와는 다른 조성의 산화물을 강재 중에 분산시킴으로써 HAZ 인성의 향상을 달성할 수 없는가에 대해서 검토를 거듭하였다. 그 결과, REM 및/또는 Ca와, Zr을 강재에 복합 첨가하고, 상기 강재 중에 REM 및/또는 Ca와, Zr을 단독 산화물 내지는 복합 산화물로서 함유하도록 조정하면, 용접열 영향부의 인성을 높일 수 있다는 것, 또한 이러한 성분계에 Ti를 더 복합 첨가함으로써, Ti를 단독 산화물 또는 복합 산화물로서 함유하도록 조정하면, HAZ 인성이 한층 향상하는 것을 발견하였다. 또한, 상기 산화물에 의한 HAZ 인성의 향상을 저해시키지 않고 강재의 피로 균열 진전 저항성을 높이기 위해서는, 경질상의 비커스 경도 Hv₁과 연질상의 비커스 경도 Hv₂의 비(Hv₁/Hv₂)를 소정의 범위내로 제어한 복합 조직으로 하는 동시에, 연질상의 입경을 미세화하면, 그 특성이 개선되는 것을 발견하고, 본 발명을 완성하였다. 이하, 상기 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

우선, 본 발명의 강재는 REM 및/또는 Ca와, Zr을 단독 산화물 내지는 복합 산화물로서 함유하는 것이다. 이러한 산화물이 포함되도록 하면, 용접시에 열영향을 받아 1400℃ 레벨의 고온이 되어도 상기 산화물은 고용 소실되지 않기 때문에, 용접시의 HAZ에 있어서 오스테나이트 입자의 조대화를 방지할 수 있고, 그 결과로서, REM이나 Ca, Zr을 각각 단독 첨가하여 산화물을 형성하는 경우보다도 HAZ 인성을 더욱 개선할 수 있다.

더욱이 상기 단독 산화물 또는 복합 산화물을 조합하여 강재 중에 함유시키면, 강재 중에 포함되는 전체 산화물의 절대량을 증대시킬 수 있고, 강재(모재)의 인성 열화의 원인이 되는 REM의 황화물이나 Ca의 황화물, 또는 Zr 탄화물의 생성을 방지할 수 있어, 결과적으로 모재의 인성 열화를 억제하면서 HAZ 인성을 향상시킬 수 있다.

본 발명의 강재는 (a)REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂를 함유하거나, 혹은 (b)REM 및/또는 Ca와, Zr을 포함하는 복합 산화물을 함유하거나, (c)REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂를 함유하는 동시에, REM 및/또는 Ca와, Zr을 포함하는 복합 산화물을 함유하는 것이라면 된다. REM 및/또는 Ca와, Zr을 포함하는 복합 산화물이란, 예를 들어 REM과 Zr을 포함하는 복합 산화물, Ca와 Zr을 포함하는 복합 산화물, REM과 Ca와 Zr을 포함하는 복합 산화물 등을 들 수 있다.

본 발명의 강재는 상술한 산화물 이외에, Ti의 산화물을 더 함유하는 것이 바람직하다. 즉, 상기 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, Ti₂O₃나 Ti₃O₅, TiO₂를 함유하는 것이라면 된다. Ti의 산화물을 함유하여, 강재 중에 분산하는 산화물량을 더욱 증대시킬 수 있기 때문에, HAZ 인성을 한층 향상시킬 수 있다.

상기 Ti의 산화물은 강재 중에 단독 산화물(Ti₂O₃나 Ti₃O₅, TiO₂)로서 함유되어도 되고, 예를 들어 상기 복합 산화물(즉, REM과 Zr을 포함하는 복합 산화물, Ca와 Zr을 포함하는 복합 산화물, REM과 Ca와 Zr을 포함하는 복합 산화물)에 포함되어 복합 산화물로서 함유되어도 된다.

상기 강재는, 그 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, REM의 산화물 및/또는 CaO의 합계가 5% 이상이고, 전체 산화물에서 차지하는 ZrO₂가 5% 이상을 만족하는 것이 바람직하다. 그 이유는 HAZ 인성 향상에 기여하는 산화물량을 확보하기 위해서이다. REM의 산화물 및/또는 CaO의 합계는 10% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15% 이상, 더욱 바람직하게는 20% 이상이다. 한편, ZrO₂는 10% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15% 이상, 더욱 바람직하게는 20% 이상이다.

상기 강재가 Ti의 산화물을 함유하는 경우는, 그 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, Ti의 산화물이 0.3% 이상을 만족하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1% 이상, 더욱 바람직하게는 3% 이상, 특히 바람직하게는 5% 이상, 가장 바람직하게는 10% 이상이다. 또한, Ti의 산화물은 강(鋼) 중에서 Ti₂O₃나 Ti₃O₅, TiO₂로서 존재하지만, 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 모든 Ti의 산화물을 Ti₂O₃로서 환산한 값이 상기 범위를 만족하면 된다.

본 발명의 강재는, 그 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂ 및 Ti의 산화물(Ti₂O₃ 환산)의 합계가 55% 이상인 것이 바람직하다, 이들의 산화물의 합계가 55% 미만에서는, HAZ 인성 향상에 기여하는 산화물량이 부족하여, HAZ 인성을 충분히 개선할 수 없기 때문이다. 보다 바람직하게는 60% 이상, 더욱 바람직하게는 65% 이상이다.

또한, 전체 산화물 조성의 나머지 성분은 특별히 한정되지 않지만, 단독 산화물로서 환산했을 때에, 예를 들어 SiO₂나 Al₂O₃, MnO 이라면 된다. SiO₂나 Al₂O₃, MnO 이외의 「그 외」의 성분은 5% 미만으로 억제하는 것이 바람직하다.

강재에 포함되는 산화물의 조성은, 강재의 단면을 예를 들어 EPMA(Electron Probe X-ray Micro Analyzer: 전자선 마이크로 프로브 X선 분석계)로 관찰하고, 관 찰 시야내에서 확인되는 개재물을 정량 분석하면 측정할 수 있다. EPMA의 관찰은 예를 들어 가속 전압을 20kV, 시료 전류를 0.01㎂, 관찰 시야 면적을 1 내지 5㎠ 로 하고, 개재물의 중앙부에서의 조성을 특성 X선의 파장 분산 분광에 의해 정량 분석한다.

분석 대상이 되는 개재물의 크기는 최대 직경이 0.2㎛ 이상의 것으로 하고, 분석 개수는 적어도 100개로 한다.

분석 대상 원소는 Al, Mn, Si, Ti, Zr, Ca, La, Ce 및 O로 하고, 기지 물질을 이용하여 각 원소의 X선 강도와 원소 농도의 관계를 미리 검량선(analytical curve)으로서 구해 놓고, 분석 대상이 되는 개재물로부터 얻어진 X선 강도와 상기 검량선으로부터 분석 대상으로 하는 개재물에 포함되는 원소 농도를 정량하고, 산소 함량이 5% 이상인 개재물을 산화물로 한다. 단, 하나의 개재물로부터 복수의 원소가 관측된 경우에는, 그들의 원소의 존재를 나타내는 X선 강도의 비로부터 각 원소의 단독 산화물로 환산하여 산화물의 조성을 산출한다. 본 발명의 강재에서는, 이렇게 하여 개개의 산화물에 대하여 얻어진 정량 결과를 평균한 것을 산화물의 평균 조성으로 한다.

다음에, 본 발명의 강재(모재)에서의 성분 조성에 대하여 설명한다. 성분 조성은 본 제 1 내지 4의 발명에 있어서, 대체로 공통된다. 이하의 기술에 있어서, 특히 각 발명마다 분류하여 기술하지 않은 사항은 본 제 1 내지 4의 발명에 공통된 것이다. 단, 목적하는 특성이 다름으로써, 본 제 1 내지 4의 발명 마다에 최적 범위가 다른 사항도 있다. 그러한 경우는 각 발명 마다에 최적 범위를 기술하 고 있다.

본 발명의 강재는 REM : 0.001 내지 0.1% 및/또는 Ca : 0.0003 내지 0.02%와, Zr : 0.001 내지 0.05%를 함유하는데 특징이 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.

REM, Ca 및 Zr은 강재 중에 REM의 단독 산화물이나 Ca의 단독 산화물(CaO), Zr의 단독 산화물(ZrO₂), 혹은 REM 및/또는 Ca와, Zr과의 복합 산화물을 형성하여 HAZ의 인성 향상에 기여하는 원소이다. 본 발명의 강재에서는 REM과 Ca는 각각 단독으로 이용해도 되고, 병용해도 된다.

REM을 함유시키는 경우는 0.001% 이상으로 해야만 하고, 바람직하게는 0.006% 이상, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나 과잉으로 첨가하면, REM의 황화물이 생성되어 모재의 인성이 열화하기 때문에, 0.1% 이하로 억제해야만 한다. 바람직하게는 0.09% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.08% 이하로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, REM(희토류 원소)이란, 란타노이드(lanthanoid) 원소(La에서부터 Ln까지의 15원소) 및 Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)를 포함하는 의미이고, 이들의 원소 중에서도 La, Ce 및 Y로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및/또는 Ce를 함유시키는 것이 좋다.

Ca를 함유시키는 경우는 0.0003% 이상으로 해야만 하고, 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0008% 이상이다. 그러나 과잉으로 첨가하면, 조대한 Ca의 황화물이 생성되어 모재의 인성이 열화하기 때문에, 0.02% 이하로 억 제해야만 한다. 바람직하게는 0.015% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01% 이하로 한다.

Zr은 0.001% 이상 함유시켜야만 하고, 바람직하게는 0.003% 이상, 보다 바람직하게는 0.005% 이상이다. 그러나 과잉으로 첨가하면, 조대한 Zr의 탄화물이 생성되어 모재의 인성이 열화하기 때문에, 0.05% 이하로 억제해야만 한다. 바람직하게는 0.04% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.03% 이하로 한다.

본 발명의 강재는 REM 및/또는 Ca와, Zr을 포함하는 외에, 기본 원소로서, C : 0.03 내지 0.18%, Si : 0.5% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mn : 0.9 내지 2.0%, 및 N : 0.003 내지 0.01%를 포함하는 것이다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.

C는 강재(모재)의 강도를 확보하기 위해서 없어서는 안 되는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키려면, 본 제 1 발명에 있어서, 0.03% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 0.04% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 본 제 2 발명에 있어서, 0.03% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 0.04% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 본 제 3 발명에 있어서, 0.03% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 0.04% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 본 제 4 발명에 있어서, 0.03% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 0.04% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나 과잉으로 함유시키면, 용접시에 HAZ에 섬 형상의 마텐자이트가 많이 생성되어, HAZ의 인성 열화를 초래할 뿐만 아니라, 용접성에도 악영향을 미친다. 따라서, 본 제 1 발명에 있어서, C는 0.18% 이하, 바람직하게는 0.15% 이하로 억제할 필요가 있다. 본 제 2 발명에 있어서, C는 0.12% 이하, 바람직하게는 0.11% 이하, 보다 바람직하게는 0.10% 이하로 억제할 필요가 있다. 본 제 3 발명에 있어서, C는 0.18% 이하, 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.12% 이하로 억제할 필요가 있다. 본 제 4 발명에 있어서, C는 0.12% 이하, 바람직하게는 0.11% 이하, 보다 바람직하게는 0.10% 이하로 억제할 필요가 있다.

Si는 탈산 작용을 가지는 동시에 강재(모재)의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키려면, 본 제 1 발명에 있어서, 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 한층 더 바람직하게는 0.1% 이상 함유시키는 것이 좋다. 본 제 2 발명에 있어서, 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 한층 더 바람직하게는 0.1% 이상 함유시키는 것이 좋다. 본 제 3 발명에 있어서, 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 한층 더 바람직하게는 0.1% 이상 함유시키는 것이 좋다. 본 제 4 발명에 있어서, 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 한층 더 바람직하게는 0.1% 이상 함유시키는 것이 좋다. 그러나, 과잉으로 함유시키면, 강재(모재)의 용접성이나 모재 인성이 열화한다. 이 때문에, 본 제 1 발명에 있어서는, 0.5% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.45% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4% 이하이다. 본 제 2 발명에 있어서는, 0.5% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.45% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4% 이하이다. 본 제 3 발명에 있어서는, 0.5% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.45% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4% 이하이다. 본 제 4 발명에 있어서는, 0.5% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.45% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4% 이하로 억제한다. 또한, HAZ의 높은 인성이 더욱 요구되는 경우, 본 제 1 내지 4의 어느 발명에 있어서도, Si는 0.3% 이하로 억제하는 것이 좋다. 또한, 본 제 2 내지 4의 발명에 있어서, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이고, 한층 더 바람직하게는 0.01% 이하이다. 단, 이와 같이 Si 함유량을 억제하면 HAZ의 인성은 향상하지만, 강도는 저하하는 경향이 있다.

Mn은 강재(모재)의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키려면, 본 제 1 발명에 있어서는, 0.9% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 1.0% 이상이다. 본 제 2 발명에 있어서는, 1.4% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 1.45% 이상, 보다 바람직하게는 1.50% 이상이다. 본 제 3 발명에 있어서는, 0.9% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 1.0% 이상, 보다 바람직하게는 1.3% 이상, 한층 더 바람직하게는 1.5% 이상이다. 본 제 4 발명에 있어서는, 1.4% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 1.45% 이상, 보다 바람직하게는 1.50% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유시키면 HAZ 인성이 열화한다. 따라서, 본 제 1 발명에 있어서는, Mn의 양은 2.0% 이하로 하고, 바람직하게는 1.70% 이하이다. 본 제 2 발명에 있어서는, Mn의 양은 1.8% 이하로 하고, 바람직하게는 1.75% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.70% 이하이다. 본 제 3 발명에 있어서는, Mn의 양은 2.0% 이하로 하고, 바람직하게는 1.8% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.7% 이하이다. 본 제 4 발명에 있어서는, Mn의 양은 1.8% 이하로 하고, 바람 직하게는 1.75% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.70% 이하이다.

N은 질화물(예를 들어, ZrN 이나 TiN 등)을 석출하는 원소이고, 그 질화물은 용접시에 HAZ에 생성하는 오스테나이트 입자의 조대화를 방지하여 페라이트 변태를 촉진하기 때문에, HAZ의 인성을 향상시키는데 기여한다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위하여, 0.003% 이상 함유시킨다. 바람직하게는 0.004% 이상이다. N은 많을수록 오스테나이트 입자의 미세화가 촉진되기 때문에, HAZ의 인성 향상에 유효하게 작용한다. 그러나 0.01%를 초과하면, 고용(固溶) N의 양이 증대하여 모재의 인성이 열화한다. 따라서, N은 0.01% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.009% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하로 한다.

본 발명의 강재는 상기 원소를 포함하는 외에, P : 0.02% 이하, S : 0.015% 이하 및 Al : 0.01% 이하를 만족하는 것이다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.

P는 편석(偏析, segregation)하기 쉬운 원소이고, 특히 강재 중의 결정립계에 편석하여 인성을 열화시킨다. 따라서, P는 0.02% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.018% 이하, 보다 바람직하게는 0.015% 이하로 한다.

S는 Mn과 결합하여 황화물(MnS)을 생성하고, 모재의 인성이나 판 두께 방향의 연성(延性, ductility)을 열화시키는 유해한 원소이다. 또한 S는 La나 Ce와 결합하여 LaS나 CeS를 생성하고, 산화물의 생성을 저해한다. 따라서, S는 0.015% 이하로 억제해야만 하고, 바람직하게는 0.012% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 특히 0.006% 이하로 한다.

Al은 탈산력이 강한 원소로, 과잉으로 첨가하면 산화물을 환원하여 소망의 산화물을 생성하기 어려워진다. 따라서, Al은 0.01% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.0090% 이하, 보다 바람직하게는 0.0080% 이하로 한다.

본 발명에서 규정하는 함유 원소는 상기한 바와 같으며, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이고, 그 불가피적 불순물로서, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 첨가되는 원소(예를 들어, Mg나 As, Se 등)의 혼입이 허용될 수 있다. 또한, 추가로 하기 원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.

Ti는 강재 중에 Ti의 산화물을 생성하여 HAZ의 인성 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키려면, Ti는 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.007% 이상, 한층 더 바람직하게는 0.01% 이상으로 한다. 그러나 과잉으로 첨가하면, 산화물이 다량으로 너무 많이 생성되어 강재(모재)의 인성을 열화시키기 때문에, 0.08% 이하로 억제해야만 한다. 바람직하게는 0.07% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06% 이하로 한다.

본 발명의 강재에는, 강도를 높이기 위하여, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V 및 B로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 원소를 함유시키는 것도 유효하다. 이들 원소의 함유 범위는 이하와 같다.

Cu는 강재를 고용 강화시키는 원소로서, 이러한 효과를 유효하게 발휘시키려면, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상이고, 한층 더 바람직하게는 0.2% 이상이다. 특히 0.6% 이상 함유시키면, 고용 강화 이외에, 시효 석출 강화도 발휘되어, 대폭적인 강도 향상이 가능해진다. 그러나 2% 를 초과하여 함유시키면, 강재(모재)의 인성이 저하하기 때문에, Cu는 2% 이하로 억제하는 것이 좋다. 바람직하게는 1.8% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.6% 이하로 한다.

Ni는 강재의 강도를 높이는 동시에, 강재의 인성을 향상시키는데 유효하게 작용하는 원소로서, 이러한 작용을 발휘시키려면, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상이고, 한층 더 바람직하게는 0.2% 이상으로 한다. Ni는 많을수록 바람직하지만, 고가인 원소이기 때문에 경제적인 관점에서 3.5% 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 3.3% 이하이고, 한층 더 바람직하게는 3% 이하로 한다.

Cr을 첨가하여 강도를 높이려면, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02% 이상, 한층 더 바람직하게는 0.03% 이상이다. 그러나 3%를 초과하면 용접성이 열화하기 때문에, Cr은 3% 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.5% 이하이고, 한층 더 바람직하게는 1% 이하이다.

Mo을 첨가하여 강도를 높이려면, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02% 이상이고, 한층 더 바람직하게는 0.03% 이상 함유시키는 것이 좋다. 단, 1%를 초과하면 용접성을 악화시키기 때문에 Mo는 1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.9% 이하이고, 한층 더 바람직하게는 0.8% 이하로 억제하는 것이 추천된다.

Nb을 첨가하여 강도를 높이려면, 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상이고, 한층 더 바람직하게는 0.03% 이상이다. 그러 나 0.25%를 초과하면 탄화물(NbC)이 석출되어 모재 인성이 열화하기 때문에, Nb는 0.25% 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.23% 이하이고, 한층 더 바람직하게는 0.20% 이하로 한다.

V를 첨가하여 강도를 높이려면, 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상, 한층 더 바람직하게는 0.03% 이상 함유시키는 것이 좋다. 그러나, 0.1%를 초과하면 용접성이 악화하는 동시에 모재의 인성이 열화하기 때문에, V는 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08% 이하, 한층 더 바람직하게는 0.06% 이하로 억제하는 것이 좋다.

B는 강재의 강도를 높이는 동시에, 용접시에 가열된 HAZ가 냉각되는 과정에서 강(鋼) 중의 N과 결합하여 BN을 석출하고, 오스테나이트 입자 내부로부터의 페라이트 변태를 촉진시킨다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키려면, 0.0003% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005% 이상이고, 한층 더 바람직하게는 0.0008% 이상이다. 그러나 0.005%를 초과하면, 강재(모재)의 인성이 열화하기 때문에, B는 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004% 이하이고, 한층 더 바람직하게는 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.

다음에, 본 제 1 발명의 특징인 피로 균열 진전 저항성에 대하여 설명한다.

피로 균열은 통상의 안정 성장역에서는 응력에 대해서 직각 방향으로 진행하게 된다. 이러한 피로 균열의 진전 기구를 고려하여 균열 진전에 대한 저항성을 높이기 위해서는, 강재의 조직을 복합 조직으로 하고, 연질상과 경질상의 경계에서 균열을 우회(굴곡), 정류시킴으로써, 균열 진전 속도를 저하시키고, 피로 수명을 연장시킬 수 있다는 착상이 얻어졌다. 그리고, 경질상(이하, 「제 2 상」이라고도 부른다)에서의 균열의 굴곡에는 일정한 경도차가 필요하게 된다. 단, 경도의 차이가 너무 커지면, 경질상이 취약성 파괴를 일으키고, 균열은 경질상내를 진전하게 되기 때문에, 그 효과는 오히려 저하하게 된다. 이러한 관점에서, 본 제 1 발명의 강재에 있어서는, 경질상의 비커스 경도 Hv₁과 연질상의 비커스 경도 Hv₂의 비(Hv₁/Hv₂)는 1.5 내지 5.0의 범위내로 제어할 필요가 있다.

즉, 상기 비(Hv₁/Hv₂)의 값을 1.5 이상으로 함으로써, 균열 선단의 전위(轉位)의 이동시에 있어서의 연질상과 경질상의 계면 균열 선단의 소성 영역(plastic region)이 변화하고, 굴곡, 정류, 분기가 일어나기 때문에, 균열 진전 속도가 저하하게 된다. 단, 경질상의 경도가 너무 높아지면, 상술한 바와 같이, 경질상이 균열 선단의 응력에 의해 취약성 파괴를 일으키게 되어, 균열 진전 억제 효과가 저하하게 되기 때문에, 상기 비(Hv₁/Hv₂)의 값을 5.0 이하로 할 필요가 있다. 이 비의 값의 바람직한 하한은 1.7이고, 보다 바람직하게는 2.0 이상이며, 바람직한 상한은 4.5이고, 보다 바람직하게는 4.0 이하이다. 상기와 같은 비(Hv₁/Hv₂)의 값을 제어하려면, 경질상 및 연질상의 비율을 적절하게 제어하는 것이 좋고, 이러한 관점에서 연질상의 비율은 20 내지 90면적%로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이하에서는 상기 비(Hv₁/Hv₂)를 「경도 비」라고 부르기도 한다.

본 제 1 발명의 강재에서의 연질상이란, 페라이트, 템퍼링 베이나이트 및 템 퍼링 마텐자이트로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 들 수 있고, 경질상으로는 베이나이트 및/또는 마텐자이트(섬 형상 마텐자이트를 포함한다)를 들 수 있다. 또한, 본 제 1 발명의 강재의 조직은 제 1 상으로서의 연질상과 제 2 상으로서의 경질상을 포함하는 것이라면 되지만, 반드시 2상 조직일 필요는 없고, 상기한 각 상을 3종 또는 4종 이상 포함하는 복합 조직이어도 된다. 단, 펄라이트(pearlite)는 마이크로적으로는 연질의 페라이트와 취약성 파괴되기 쉬운 경질의 시멘타이트(cementite)가 줄무늬 형상으로 존재하는 조직이어서, 상기 효과가 얻어지기 어렵기 때문에, 어떤 상에도 포함되지 않는 것이다. 이러한 관점에서 펄라이트는 5면적% 이하로 하는 것이 바람직하다.

균열 진전은 상기 경질상/연질상 경계 이외에, 입계(grain boundary)에 있어서도 굴곡, 정류, 분기를 일으켜서 균열 진전 속도가 저하하게 된다. 연질상의 입경이 조대해지면, 균열 진전의 저항이 되는 입계에 충돌하는 빈도가 저하하기 때문에, 균열 진전 속도가 저하하지 않게 된다. 본 제 1 발명의 강재에 있어서는, 예를 들어 과냉각을 실시함으로써, 핵 생성 사이트가 증가하고, 페라이트가 미세화함에 따라서, 경질상도 미세하게 분산하게 된다. 이에 따라, 균열이 진전할 때에 경질상에 조우할 확률이 평균화되어, 조우하는 빈도가 상승하기 때문에, 균열 진전 속도가 저하하는 효과를 얻을 수 있게 된다. 이러한 관점에서, 본 발명의 강재에 있어서는, 연질상의 입경이 원상당 직경으로 20㎛ 이하인 것도 필요하다(입경 측정 방법에 대해서는 후술한다). 이 연질상의 입경은 바람직하게는 15㎛ 이하로 하는 것이 좋다.

다음에, 본 제 2 발명의 특징인 취약성 파괴 발생 특성 개선에 대하여 설명한다.

상술한 바와 같이, 본 제 2 발명의 강재에 있어서는, HAZ 인성을 향상시키기 위해서 REM 및/또는 Ca와, Zr을 강재에 복합 첨가하고, 강재에 REM 및/또는 Ca와, Zr을 단독 산화물 내지는 복합 산화물로서 함유하도록 조정하지만, 강재에 함유시킨 산화물의 조성을 조정해도 취약성 파괴 발생 특성을 개선할 수는 없다.

그래서, 본 발명자들은 소정의 산화물을 함유시켜서 향상시킨 HAZ 인성을 열화시키지 않고, 취약성 파괴 발생 특성을 개선하기 위하여 검토한 바, 두께 t(㎜)인 강재에 대해서, 압연 방향에 평행하고 또한 강재 표면에 대해서 수직인 면의 금속 조직을 관찰했을 때에, (1)페라이트 면적율이 75% 이상이고, (2)t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이 20.0㎛ 이하이고, (3)t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비가 1.6 이하라면, 강재의 취약성 파괴 발생 특성을 개선할 수 있고, 상기 HAZ 인성도 열화시키지 않는다는 것이 분명해졌다. 이하, 이와 같이 규정한 이유에 대하여 상세하게 설명한다.

본 제 2 발명에 따른 강재의 금속 조직은 강재의 강도를 확보하기 위해서 페라이트를 주체로 한다. 페라이트 주체란 강재에 차지하는 페라이트 분율이 75체적% 이상인 것을 의미하고, 강재 단면의 금속 조직을 관찰했을 때에, 페라이트의 면적율이 75% 이상이면 된다. 페라이트의 면적율은 바람직하게는 80% 이상이고, 보다 바람직하게는 85% 이상이다.

상기 금속 조직의 잔부는, 제 2 상으로서, 펄라이트나 베이나이트, 마텐자이 트 등이 생성되어 있으면 되고, 그 종류는 특별히 한정되지 않는다. 제 2 상의 면적율은 25% 미만이면 되고, 바람직하게는 20% 미만, 보다 바람직하게는 15% 미만이다.

상기 강재의 금속 조직은 페라이트를 주체로 하는 외에, CTOD 특성을 개선하려면, 페라이트 입자의 원상당 직경과 이스펙트비의 양쪽을 적절하게 조정하는 것이 중요하다. 즉, 본 발명자들이 각종 실험을 반복한 결과, t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이 20.0㎛ 이하이고, t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비가 1.6 이하일 필요가 있다.

이것은 후술하는 실시예로부터 명확한 것으로. 도 2는 강재의 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경과 아스펙트비와 CTOD 특성의 관계를 나타내고 있다. 도 1 중, X축은 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경, Y축은 CTOD 특성(δc_－40℃)을 나타내고, ○는 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비가 1.6 이하, ●는 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비가 1.6을 초과할 때의 결과를 각각 나타내고 있다.

이 도 2로부터 명확한 바와 같이, t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이 작아질수록, CTOD 특성이 개선되는 경향(δc_－40℃의 수치가 커지는 경향)을 나타내는 것을 알 수 있다. 이 때의 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이 20.0㎛ 이하이고, 평균 아스펙트비가 1.6 이하라면, δc_－40℃가 0.20㎜ 이상이 되어, CTOD 특성을 확실하게 개선할 수 있다.

이 이유에 대해서는 다음과 같이 생각할 수 있다. 즉, 취약성 파괴에서는 결정립과 결정립의 경계(결정립계)가 균열 전파의 저항이 되기 때문에, 결정립계가 촘촘하게 존재한다면, 취약성 파괴 자체가 발생하기 어려워지고, 미소한 취약성 파괴가 발생했다고 하더라도 균열이 진전하는 방향으로 결정립계가 촘촘하게 존재한다면, 균열의 전파도 방지할 수 있다. 그러나 페라이트 입자는 압연 공정에 있어서 압연 방향으로 연장하기 때문에, 페라이트 입자의 아스펙트비는 커진다. 그 때문에, 압연 방향에는 페라이트 입자의 장경(長徑)이 정렬되고, 판 두께 방향에는 단경(短頸)이 정렬되기 쉽다. 따라서, 판 두께 방향에는 결정립계가 촘촘하게 존재하게 되지만, 압연 방향에서의 결정립계는 성기게 되기 때문에, 결정립계의 밀도에 편차가 생기기 쉽고, 취약성 파괴가 발생하기 쉬워진다. 또한, 취약성 파괴가 일단 발생하면, 입계를 따라서 압연 방향으로 균열이 전파되기 쉬워진다. 이에 대해, 페라이트 입자의 평균 원상당 직경을 작게 하고, 평균 아스펙트비를 작게 하면, 결정립계의 밀도의 편차는 거의 없어지기 때문에, 취약성 파괴는 발생하기 어렵고, 설령 발생했다고 하더라도 결정립계가 저항이 되어 균열의 전파를 방지할 수 있다.

본 제 2 발명에서는 페라이트 입자의 평균 원상당 직경을 20.0㎛ 이하로 하고, 페라이트 입자의 평균 아스펙트비를 1.6 이하로 하지만, 평균 원상당 직경과 평균 아스펙트비를 제어하는 위치는, 강재의 두께를 t로 했을 때 t/2 위치로 한다. 취약성 파괴는 판 두께의 중앙 부근에서 발생하는 것이 일반적으로 알려져 있기 때문에, t/2 위치에서의 조직을 적절하게 제어함으로써 취약성 파괴의 발생을 억제할 수 있다.

판 두께가 두꺼워질수록 강재의 t/2 위치에서의 온도나 t/2 위치에 도입되는 변형과, 강재의 표면 근방(예를 들어, t/4 위치)에서의 온도나 도입되는 변형에 차이가 커지기 때문에, t/2 위치에서의 온도를 관리하고, t/2 위치에서의 조직을 적절하게 제어함으로써, 취약성 파괴 균열 특성을 개선할 수 있다.

상기 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경은 17.5㎛ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 16㎛ 이하이다. 페라이트 입자의 평균 원상당 직경의 하한은 특별히 규정되지 않고, 작을수록 바람직하지만, 작게 하려면 한계가 있기 때문에, 통상은 7㎛ 정도 이상(특히 10㎛ 이상)이다. 또한, 원상당 직경이란, 페라이트 입자를 동일 면적의 원으로 환산했을 때의 원의 직경을 의미한다.

한편, 상기 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비는 1.5 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.4 이하이다. 또한, 페라이트 입자의 아스펙트비란 페라이트 입자의 압연 방향에서의 입경(Dl)과 판 두께 방향에서의 입경(Dt)의 비(Dl/Dt)를 의미한다.

상기 페라이트 입자의 평균 원상당 직경과 평균 아스펙트비는 예를 들어 다음에 나타내는 순서로 산출할 수 있다. 우선, 강재의 겉면과 이면을 포함하는 동시에, 압연 방향에 평행하고 또한 강재 표면(강재의 겉면)에 대해서 수직인 면이 노출하도록 샘플을 절삭하고, 이 노출면을 연마하여 경면 마무리한다.

노출면의 연마 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 #150 내지 #1000까지의 습식 에머리(emery) 연마지를 이용하여 연마하거나, 그것과 동등한 기능을 가 지는 연마 방법을 이용하여 연마하면 된다. 또한, 경면 마무리를 실시할 때에는 다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용하면 된다.

경면 마무리한 샘플은 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식하고, 페라이트 조직의 결정립계를 현출시킨 후, 배율을 100배 또는 400배로 하여 사진 촬영하고, 화상 해석(image analysis) 장치에 보낸다. 어떤 배율에서도 영역이 1㎜×1㎜ 이상에 상당하도록 화상을 캡처한다.

다음에, 화상 해석 장치에 있어서, 입계에 둘러싸인 페라이트 입자의 영역(면적)을 동등한 면적을 가지는 원으로 환산하고, 환산된 원의 직경을 페라이트 입자의 원상당 직경이라 정의하고 원상당 직경을 측정한다. 이것을 모든 관찰 시야에 대해서 측정하고, 결과를 평균하여 평균 원상당 직경을 산출한다.

한편, 페라이트 입자의 아스펙트비에 대해서는 상기 입계에 둘러싸인 페라이트 입자에 대해서, 압연 방향의 입경(Dl)과 판 두께 방향의 입경(Dt)을 측정하고, Dl과 Dt의 비(Dl/Dt)를 아스펙트비로서 산출한다. 이것을 모든 관찰 시야에 대하여 실시하고, 결과를 평균하여 평균 아스펙트비를 산출한다.

다음에, 본 제 3 발명의 특징인 취약성 균열 정지 특성에 대해서 설명한다.

상술한 바와 같이, 본 제 3 발명의 강재에 있어서는 HAZ 인성을 향상시키기 위해서 REM 및/또는 Ca와, Zr을 강재에 복합 첨가하고, 강재에 REM 및/또는 Ca와, Zr을 단독 산화물 내지는 복합 산화물로서 함유하도록 조정하지만, 강재에 함유시키는 산화물의 조성을 조정해도 취약성 균열 정지 특성을 개선할 수는 없다.

그래서, 본 발명자들은 소정의 산화물을 함유시켜서 향상시킨 HAZ 인성을 열 화시키지 않고, 취약성 균열 정지 특성을 개선하기 위하여 검토한 바, 두께 t(㎜)인 강재의 금속 조직을 관찰했을 때에, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경이 25㎛ 이하이면, 강재의 취약성 균열 정지 특성을 개선할 수 있고, 상기 HAZ 인성도 열화시키지 않는다는 것이 분명해졌다.

이것은 후술하는 실시예로부터 명확하고, 특히 도 2에는 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경과 취약성 균열 정지 특성(0℃에서의 Kca값)과의 관계를 나타내고 있다. 이 도 2에 의하면, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경이 작을수록 취약성 균열 정지 특성이 개선되는(0℃에서의 Kca값이 커지는) 것을 알 수 있다.

이와 같이 강재 표면에서의 페라이트 입자의 평균 입경을 작게 하면 취약성 균열 정지 특성을 개선할 수 있는 이유에 대해서는 다음과 같이 생각할 수 있다. 즉, 취약성 균열의 전파는 결정립과 결정립의 경계(결정립계)가 균열 전파의 저항이 되기 때문에, 결정립계가 촘촘하게 존재하면, 취약성 파괴 자체가 발생하기 어려워지고, 미소한 취약성 균열이 발생하였다 하더라도 균열의 전파가 정지된다고 생각할 수 있다. 그 때문에, 페라이트 입자를 미세화하면, 발생한 취약성 균열의 전파를 정지할 수 있다. 이 균열 전파의 정지 작용은 일반적으로 강재의 표층부에 서 현저하기 때문에, 본 제 3 발명에 있어서는 강재 표면에서의 페라이트 입자의 평균 입경을 문제로 하고 있다.

본 제 3 발명에서는, 상기 평균 입경을 25㎛ 이하로 하여, 취약성 파괴 전파 정지 시험(상세에 대해서는 실시예 참조)에 있어서, 0℃에서의 Kca: 5900N/mm¹ ^.5 이상을 확보할 수 있고, 취약성 균열 정지 특성을 개선할 수 있다. 상기 평균 입경은 20㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 페라이트 입자의 평균 입경은 예를 들어 다음에 나타내는 순서로 산출할 수 있다. 우선, 강재의 겉면과 이면을 포함하고, 압연 방향에 평행하고 또한 강재 표면(강재의 겉면)에 대해서 수직인 면이 노출하도록 샘플을 절삭하고, 이 노출면을 연마하여 경면 마무리한다.

노출면의 연마 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 #150 내지 #1000까지의 습식 에머리 연마지를 이용하여 연마하거나, 그것과 동등한 기능을 가지는 연마 방법을 이용하여 연마하면 된다. 또한, 경면 마무리를 실시할 때에는 다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용하면 된다.

경면 마무리한 샘플은 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식하고, 페라이트 조직의 결정립계를 현출시킨 후, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역을, 배율 100배 또는 400배로 하여 사진 촬영한다. 촬영된 사진을 화상 해석하고, 관찰 시야내에 확인되는 페라이트 입자의 판 두께 방향의 길이를 측정하고, 이것을 평균한 것을 페라이트 입자의 평균 입경으로 한다.

또한, 상기 페라이트 입자의 평균 입경은 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서 관찰한다. 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 입경이 적절하게 제어되어 있다면, 강판 표면부뿐만 아니라, 강판 전체의 취약성 균열 정지 특성이 향상되는 것이 본 발명자들의 검토에 의해 분명해졌기 때문이다.

강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 금속 조직은 페라이트를 주체로 한다. 페라이트 주체란 페라이트의 분율이 50체적% 이상인 것을 의미하고, 강재 단면의 금속 조직을 관찰했을 때에, 페라이트의 면적율이 50% 이상이면 된다. 페라이트의 면적율은 바람직하게는 55% 이상이고, 보다 바람직하게는 60% 이상이다.

상기 금속 조직의 잔부는 제 2 상으로서, 펄라이트나 베이나이트, 마텐자이트 등이 생성되어 있으면 되고, 그 종류는 특별히 한정되지 않는다. 제 2 상의 면적율은 50% 미만이면 되고, 바람직하게는 45% 미만, 보다 바람직하게는 40% 미만이다.

다음에, 본 제 4 발명의 특징인 모재 인성의 향상에 대해서 설명한다.

본 제 4 발명에 있어서, 우수한 모재 인성을 확보하려면 금속 조직에서의 페라이트(α)의 평균 결정 입경을 18.5㎛ 이하로 미세화할 필요가 있다. 도 5는 페라이트 평균 결정 입경과 vTrs(파면 천이 온도)의 관계를 나타내는 그래프이고, 후술하는 실시예의 실험 결과를 정리한 것이지만(화학 성분 No. 4, 7), 이 도 5로부터, vTrs: -40℃ 이하와 우수한 모재 인성을 나타내는 강재를 얻으려면, 페라이트 평균 결정 입경을 18.5㎛ 이하로 미세화할 필요가 있다는 것을 알았다. 보다 바람직하게는 상기 페라이트의 평균 결정 입경을 16㎛ 이하로 하는 것이 좋다.

또한, 본 제 4 발명의 강재는, 전체조직에 차지하는 페라이트의 점적율이 70% 이상(특히 75% 이상)이고, 펄라이트가 상기 페라이트의 다음으로 많은 조직을 가지는 것이 바람직하다.

다음에, 본 발명의 강재를 제조할 때, 바람직하게 채용할 수 있는 제법에 대해서 설명한다. 우선, 본 제 1 내지 4 발명에 공통되는 제조 조건에 대해서 설명한다.

상술한 바와 같이, 강재 중에, REM 및/또는 Ca와, Zr을 단독 산화물 내지는 복합 산화물로서 적정량 함유시키려면, 후술하는 실시예로부터 명확한 바와 같이, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 첨가하기 직전의 용존 산소량을 적절하게 제어하는, 즉, 용존 산소량을 적절하게 제어한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가하는 것이 매우 유효하다. 상기 방법으로 제조하면, REM이나 Ca, Zr의 첨가량을 어느 정도 많게 하여도 상기 산화물을 확실하게 형성시킬 수 있어, 결과적으로 REM의 황화물이나 Ca의 황화물, 또는 Zr의 탄화물의 생성을 방지할 수 있기 때문이다.

이 때의 상기 용존 산소량이 0.0020% 미만에서는 REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가하여도, 산소량 부족이 되기 때문에, HAZ의 인성 향상에 기여하는 산화물량을 확보할 수 없고, 게다가 산화물을 형성할 수 없었던 REM이나 Ca가 황화물을 형성하거나, Zr이 탄화물을 형성하여 모재의 인성을 열화시킨다. 상기 원소를 복합 첨가하기 전의 용존 산소량은 0.0025% 이상으로 조정하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0030% 이상이다. 그러나, 용존 산소량이 0.010%를 초과하면, 용강 중의 산소량이 너무 많기 때문에, 용 강 중의 산소와 상기 원소의 반응이 격해져서 용제 작업상 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 조대(粗大)한 REM의 산화물, Ca의 산화물이나 ZrO₂가 생성된다. 따라서, 용존 산소량은 0.010% 이하로 억제해야만 하고, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.007% 이하로 한다.

상기 REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가한 후에는, 합금 원소를 첨가하여 강재의 성분을 조정하면 된다.

또한, 상기 용존 산소량을 조정한 용강에 상기 원소를 첨가할 때에는, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가하면 되고, 예를 들어 REM과 Ca를 복합 첨가하는 경우에는, (a)용존 산소량을 조정한 용강에 REM과 Ca와 Zr을 첨가한 후, 합금 원소를 첨가하여 강재의 성분을 조정해도 되고, (b)용존 산소량을 조정한 용강에 REM(또는 Ca)과 Zr을 첨가한 후, Ca(또는 REM) 이외의 합금 원소를 첨가하여 강재의 성분을 조정하고, 이어서 Ca(또는 REM)을 첨가해도 된다.

상기 용존 산소량을 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가하는 순서는 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 (a)REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 첨가한 후에, Zr을 첨가해도 되고, (b)Zr을 첨가한 후에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 첨가해도 되고, (c)REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 동시에 복합 첨가해도 된다. REM과 Ca를 복합 첨가하는 경우에는 (d)REM(또는 Ca)을 첨가한 후에, Zr을 첨가하고, 이어서 Ca(또는 REM)을 첨가해도 되고, (e)REM과 Ca와 Zr을 동시에 복합 첨가해도 된다.

본 발명의 강재가 Ti를 포함하는 경우는 용존 산소량을 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가한 후에, (a)강재가 성분 조정할 때에 함께 Ti를 첨가해도 되고, (b)강재가 성분 조정한 후에, Ti를 첨가해도 된다. 바람직하게는 용존 산소량을 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Ti와 Zr을 첨가하는 것이 바람직하다.

강재가 Ti를 포함하는 경우는 용존 산소량을 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 첨가하기에 앞서서, Ti를 첨가하는 것이 추천된다. 용존 산소량을 조정한 용강에, Ti를 첨가하면, 우선 Ti₂O₃ 가 형성되지만, 이 Ti₂O₃ 는 용강과의 계면 에너지가 작기 때문에, 형성된 Ti₂O₃의 사이즈는 미세해진다. 이어서 REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가함으로써 REM의 산화물이나 CaO, ZrO₂ 가, 상기 Ti₂O₃를 생성핵으로 하여 성장하기 때문에, 결과적으로 입자의 개수가 증대하고, 용접시의 HAZ에 있어서의 오스테나이트 입자의 조대화 억제 효과가 커진다.

그런데, 전로(轉爐, converte)나 전기로에서 일차 정련(精鍊)된 용강 중의 용존 산소량은 통상 0.010%를 초과한다. 그래서 본 발명의 제법에서는 REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 복합 첨가하기 전, 또 는 Ti를 첨가하기 전에, 용강 중의 용존 산소량을 상기 범위로 조정할 필요가 있다. 용존 산소량을 조정하는 방법으로는, 예를 들어 RH식 탈가스 정련 장치를 이용하여 진공 C 탈산하는 방법이나, Si나 Mn, Ti, Al 등의 탈산성 원소를 첨가하는 방법 등을 들 수 있고, 물론 이들의 방법을 적절하게 조합하여 용존 산소량을 조정해도 된다. 또한, RH식 탈가스 정련 장치 대신에, 레이들(ladle) 가열식 정련 장치나 간이식 용강 처리 설비 등을 이용하여 용존 산소량을 조정해도 된다. 이 경우, 진공 C 탈산에 의한 용존 산소량의 조정은 불가능하기 때문에, 용존 산소량의 조정에는 Si 등의 탈산성 원소를 첨가하는 방법을 채용하면 된다. Si 등의 탈산성 원소를 첨가하는 방법을 채용할 때는, 전로로부터 레이들로 출강(出鋼)할 때에 탈산성 원소를 첨가해도 상관없다.

용강에 첨가하는 REM이나 Ca, Zr, Ti의 형태는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 REM으로서, 순 La나 순 Ce, 순 Y 등, 또는 순 Ca, 순 Zr, 순 Ti, 또한 Fe-Si-La 합금, Fe-Si-Ce 합금 등의 REM 합금, Fe-Si-Ca 합금, Fe-Ca 합금, Ni-Ca 합금 등의 Ca 합금, Fe-Si-La-Ce 합금 등의 REM-Ca 합금 등을 첨가하면 된다. 또한, 용강에 미시메탈(misch metal)을 첨가해도 된다. 미시메탈이란 세륨족 희토류 원소의 혼합물이며, 구체적으로는 Ce를 40 내지 50% 정도, La를 20 내지 40% 정도 함유하고 있다. 단, 미시메탈에는 불순물로서 Ca를 포함하는 것이 많기 때문에, 미시메탈이 Ca를 포함하는 경우는 본 발명에서 규정하는 범위를 만족할 필요가 있다.

다음에, 본 제 1 발명에 특유의 제조방법에 대해서 설명한다.

본 제 1 발명의 강재에 있어서는, 연질상과 경질상으로 이루어진 복합 조직 이고, 이 경질상의 비커스 경도 Hv₁과 연질상의 비커스 경도 Hv₂의 비(Hv₁/Hv₂)를 소정 범위로 제어하는 동시에, 연질상의 입경의 미세화를 도모하는 것이지만, 이러한 조직을 얻으려면, 예를 들어 하기에 나타낸 (1) 내지 (3)의 방법에 따르면 된다. 또한, 하기 방법에서 나타내는 온도는 t(판 두께)/4 부위에서 관리한 것이다(관리 방법에 대해서는 후술한다).

(1)상기와 같은 화학 성분 조성을 가지는 빌릿(billet)을, 950℃ 이상, 1250℃ 이하로 가열하고, 가열 온도 내지 Ar₃ 변태점의 온도 범위에서 압연을 종료하고, 20℃/초 이상의 냉각 속도로 1회째의 가속 냉각을 실시하고, 600 내지 700℃까지 냉각을 실시한 후, 상기 온도역에서 10 내지 100초 보유하고(0.5℃/초 이하의 냉각 속도로 방냉(放冷)해도 된다), 그 후 400℃ 이하까지 5℃/초 이상의 냉각 속도로 2회째의 가속 냉각을 실시한다. 이 방법에서는 압연 후에 냉각을 실시하고, 조직을 과냉각 상태로 함으로써, 핵 생성 사이트를 증가시키고, 페라이트가 미세화함에 따라 경질상도 미세하게 분산되어, 경질상과 연질상의 복합 조직으로 할 수 있다. 이 방법에서 각 조건의 범위 설정 이유는 다음과 같다.

가열 온도 : 950℃ 미만에서는 압연 온도가 너무 낮아지고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 입자가 조대화하고, 모핵 인성이 열화하기 때문에, 950 내지 1250℃로 가열할 필요가 있다.

압연 온도 : 압연 온도가 Ar₃ 변태점 미만이 되면, 조직에 이방성이 생기고, 충격 흡수 에너지가 저하할 우려가 있으며, 제조상은 압연 부하가 높아져서, 생산 성이 저하하게 된다.

1회째의 가속 냉각 속도 : 가속 냉각을 행함으로써, γ가 과냉각 상태가 되어, 저온까지 변태가 억제된다. 그 후, 저온에서 변태하여, 변태의 구동력이 높고, 조직이 균일 미세한 페라이트가 생성된다. 냉각 속도가 20℃/초 미만에서는 가속 냉각 중에 일부 변태가 생겨서, 조직의 균일 미세화가 달성되지 않게 된다.

냉각 정지 온도 : 정지 온도가 600℃ 미만에서는 페라이트가 침상(acicular)으로 되거나, 혹은 베이나이트 조직이 되게 된다. 침상 페라이트는 인성은 양호하지만, 다각형 페라이트(polygonal ferrite)에 대해서 경도가 높고, 제 2 상과의 경도차가 감소하기 때문에, 상 경계(phase boundary)에서의 균열 진전 억제 효과는 적다. 한편, 냉각 정지 온도가 700℃를 초과하면, 소정의 보유 온도에서는 변태가 느려서, 충분한 페라이트 분율(예를 들어, 20면적% 이상)을 확보할 수 없게 되고, 결정립이 조대해져서, 인성이 열화하게 된다.

냉각 후의 보유 시간 : 이 보유 시간이 10초 미만에서는 변태가 충분하지 않고, 페라이트 분율이 충분하지 않아, C가 미반응의 γ로 농축할 여유가 없어진다. 또한 보유 시간이 100초를 초과하면, 생산성이 저하하는 동시에, 평형 상태에 가까워져서, 펄라이트의 생성이 보이게 된다. 이 펄라이트는 페라이트와 시멘타이트가 층상 조직이 된 것이지만, 시멘타이트는 무르고, 균열 선단에서 취약성 파괴를 일으키기 때문에, 균열 진전 억제 효과가 작은 것이 된다.

2회째의 가속 냉각 속도 : 이 냉각 속도가 5℃/초 미만에서는 냉각 단계에서 미변태의 오스테나이트로부터 페라이트＋펄라이트가 생성되어, 경질상의 경도가 충 분해지지 않는다.

최종 냉각 정지 온도 : 이 때의 정지 온도가 400℃를 초과하면, 자기 템퍼링에 의해 경질상이 연화되어, 경도를 충분히 확보할 수 없기 때문에, 냉각 정지 온도는 400℃ 이하로 할 필요가 있으며, 바람직하게는 300℃ 이하로 하는 것이 좋다.

(2)상기와 같은 화학 성분 조성을 가지는 빌릿을, 950℃ 이상, 1250℃ 이하로 가열하고, 가열 온도 내지 Ar₃ 변태점의 온도 범위에서 압연을 종료하고, (Ar₃ 변태점－30℃) 내지 (Ar₃ 변태점＋30℃)의 온도 범위까지 공냉(air cooling)하거나, 혹은 5℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각한 후, 5℃/초 이상의 냉각 속도로 가속 냉각을 실시한다. 이 방법에서 각 조건의 범위 설정 이유는 다음과 같다.

압연 온도 : 압연 온도가 Ar₃ 변태점 미만이 되면, 조직에 이방성이 생기고, 충격 흡수 에너지가 저하할 우려가 있으며, 제조상은 압연 부하가 높아져서, 생산성이 저하하게 된다.

냉각 속도 : (Ar₃ 변태점－30℃) 내지 (Ar₃ 변태점＋30℃)의 온도 범위까지 공냉하거나, 혹은 5℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각 가속 냉각을 실시함으로써, 조직을 페라이트(α)＋γ로 하고, 그 후의 가속 냉각으로 C가 농축된 미변태 γ로부터 경질상을 생성시켜서, 연질상＋경질상의 복합 조직으로 할 수 있다. 냉각 속도 를 5℃/초보다도 빠르게 하여 냉각을 실시하면, 보유 시간을 취하지 않는 경우에는 미변태 γ로의 C의 농축 시간이 적고, 그 후의 가속 냉각에 의해서도 충분한 경질상을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 판 두께 방향의 균일성이 저하하게 된다.

냉각 정지 온도 : 정지 온도가 (Ar₃ 변태점－30℃)을 초과하면 페라이트가 거의 생성되지 않고, (Ar₃ 변태점＋30℃) 미만에서는 대부분이 페라이트＋펄라이트로 변태가 종료되어, 연질상＋경질상을 얻을 수 없게 된다.

2회째의 냉각 속도 : 이 냉각 속도가 5℃/초 미만에서는 냉각 단계에서 미변태의 오스테나이트로부터 페라이트＋펄라이트가 생성되어, 경질상의 경도가 충분해지지 않는다.

(3)상기와 같은 화학 성분 조성을 가지는 빌릿을, 950℃ 이상, 1250℃ 이하로 가열하고, 가열 온도 내지 Ar₃ 변태점의 온도 범위에서 압연을 종료하고, 10℃/초 이상의 냉각 속도로 400℃ 이하까지 1회째의 가속 냉각을 실시하고, 그 후 (Ar₃ 변태점＋30℃) 내지 (Ar₃ 변태점－30℃)의 온도 범위까지 재가열하고, 그 후 5℃/초 이상의 냉각 속도로 2회째의 가속 냉각을 실시한다. 이 방법에서는, 재가열 전의 조직을 담금질 조직으로 함으로써, 조직 단위를 미세하게 할 수 있고, Ac₁ 변태점 이상으로 재가열하여 고온 템퍼링 베이나이트, 내지는 마텐자이트＋오스테나이트 조직이 된다. 템퍼링 베이나이트, 마텐자이트로부터 탄화물이 역변태 오스테나이트로 확산되고, 템퍼링 베이나이트, 마텐자이트의 경도가 크게 낮아지는 동시에, 그 후의 가속 냉각에 의해서 C가 농축된 γ가 경질상으로 변태하여, 경질상과 연질상의 복합 조직으로 할 수 있다. 이 방법에서 각 조건의 범위 설정 이유는 다음과 같다.

냉각 속도, 냉각 정지 온도 : 냉각 속도가 10℃/초 미만이거나 냉각 정지 온도가 400℃를 초과하면, 조직이 템퍼링 조직이 되지 않기 때문에, 입경이 조대해지고, 인성과 함께 피로 균열 진전 저항성이 저하한다.

재가열 온도 : (Ar₃ 변태점＋30℃) 미만에서는 α→γ 변태가 거의 일어나지 않아, 충분한 경질상을 확보할 수 없다. (Ar₃ 변태점＋30℃)를 초과하면 재가열 후에 대부분이 α→γ 변태해서, 그 후의 담금질로 전부 경질상이 된다.

2회째의 가속 냉각 속도 : 이 냉각 속도가 5℃/초 미만에서는 경질상의 경도 가 충분해지지 않는다.

이렇게 하여 얻어진 본 제 1 발명의 강재는 예를 들어 교량이나 고층 건조물, 선박 등의 구조물의 재료로서 사용할 수 있고, 소 내지 중 입열 용접은 원래부터 대입열 용접에 있어서도, 용접열 영향부의 인성 열화를 방지할 수 있는 동시에, 우수한 피로 균열 진전 저항성을 확보할 수 있다.

다음에, 본 제 2 발명에 특유의 제조방법에 대해서 설명한다.

본 제 2 발명에 있어서는, 강재의 금속 조직을 페라이트 주체로 하는 동시에, t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경을 20.0㎛ 이하로 하고, t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비를 1.6 이하로 하려면, 주조하여 얻어진 슬래브(slab)를 1000 내지 1200℃로 가열한 후, 조압연(rough rolling)하고, 이어서 오스테나이트 미재결정 온도역에서 마무리 압연하면 된다. 이하, 순서를 따라 설명한다.

슬래브를 가열하는 온도는 1000 내지 1200℃로 하는 것이 바람직하다. 조압연 및 그것에 이어지는 냉각 후(자연 방냉 또는 강제 수냉(water cooling))에 얻어지는 페라이트 조직을 미세화하기 위하여, 오스테나이트를 역변태시키기 위해서이다. 즉, 통상은 900℃ 정도로 가열하여 페라이트로부터 오스테나이트로 역변태시키지만, 압연 종료 후의 페라이트 조직을 미세화하려면 오스테나이트 조직을 압연 하여 재결정시키는 것이 유효하다. 따라서, 오스테나이트의 재결정 온도의 하한은 강재의 화학 성분 조성에 따라 결정되지만, 통상 850 내지 900℃이기 때문에, 이 하한 온도 이상에서 오스테나이트 조직을 압연하여 재결정시키기 위해서, 가열 온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 좋다. 바람직하게는 1050℃ 이상으로 한다. 또한, 상기 가열 온도는 프로세스 컴퓨터를 이용하여 강재의 판 두께 방향에서의 평균 온도(계산값)를 산출하고, 이 평균 온도에서 관리하는 것이 좋다.

그러나, 1200℃를 초과하여 가열하면, 초기의 오스테나이트 조직이 너무 조대화하기 때문에, 이러한 오스테나이트 조직을 압연하여 재결정시켜도 오스테나이트 조직을 충분히 미세화하는 것이 곤란해진다. 또한, 고온에서의 가열은 에너지적으로도 비경제적이다. 따라서, 가열 온도는 1200℃ 이하로 하는 것이 좋다. 보다 바람직하게는 1100℃ 이하로 한다.

가열한 슬래브는 오스테나이트의 재결정 온도역에서 누적 압하율을 40% 이상으로 하여 조압연하면 된다. 오스테나이트의 재결정 온도역에서 누적 압하율을 40% 이상으로 하여 조압연함으로써, 오스테나이트 조직을 재결정시킬 수 있고, 압연 종료 후의 페라이트 조직을 미세화할 수 있기 때문이다. 즉, 오스테나이트의 재결정 온도역에서의 누적 압하율이 40% 미만이라도 후술하는 오스테나이트의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율을 크게 하여, 페라이트 입자를 미세화할 수 있다. 그러나 오스테나이트 미재결정 온도역에서 압연을 개시하는 시점에서 페라이트 입자가 이미 조대화되어 있으면, 이 오스테나이트 미재결정 온도역에서 적절하게 압연하여도, 최종적으로 얻어지는 금속 조직은 조대한 페라이트 입자와 미세한 페라 이트 입자가 혼재한 혼입(混粒) 상태가 되기 쉽기 때문이다. 이와 같이 금속 조직이 혼입 상태가 되면 CTOD 특성이 안정되기 어려운 경향이 있다. 따라서, 오스테나이트의 재결정 온도역에 있어서 오스테나이트 조직을 충분히 미세화하려면, 오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율을 40% 이상으로 하는 것이 추천된다. 바람직하게는 45% 이상, 보다 바람직하게는 50% 이상이다.

상기 누적 압하율은 가능한 한 크게 하는 것이 바람직하고, 누적 압하율의 증가에 따라서 페라이트 입자의 원상당 직경은 약 25 내지 30㎛ 정도까지 미세화할 수 있다. 그러나 오스테나이트의 재결정 온도역에서의 누적 압하율을, 70%를 초과하여 크게 하여도 그 효과는 거의 포화하기 때문에, 이 누적 압하율은 70% 정도 이하로 하면 된다.

상기 조압연을 실시하는 온도역은 오스테나이트의 재결정 온도역으로 하지만, 이 온도역은 강재의 화학 성분 조성에 따라 다소 변화한다. 그러나 오스테나이트의 재결정 온도의 하한은 통상 850 내지 900℃ 정도이기 때문에, 900℃ 이상의 온도역에서의 누적 압하율을 상기 범위로 조정하면 된다. 단, 압연 온도역을 너무 높게 하면, 압연 후의 재결정에 이어서, 오스테나이트 입자의 성장이 빨라지기 때문에, 유효하게 미세화할 수 없는 경우가 있다. 따라서 압연 개시 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 좋다.

상기 누적 압하율은 강재의 t/2 위치에서의 온도(계산값)가 1000℃ 일 때의 두께를 t₀, 강재의 t/2 위치에서의 온도(계산값)가 900℃ 일 때의 두께를 t₁으로 했을 때, 상기 (a)식으로 계산할 수 있다.

누적 압하율(%)＝[(t₀－t₁)/t₀]×100 (a)

단, 조압연 개시 온도가 1000℃를 하회하는 경우에는, 조압연 개시시에서의 강재 두께를 t₀으로 하고, 조압연 개시 온도가 1000℃를 초과하는 경우에는, 강재의 t/2 위치에서의 온도가 1000℃에서의 강재 두께를 t₀으로 하여 상기 누적 압하율을 산출한다. 한편, 조압연 종료 온도가 900℃에 달하지 않는 경우(900℃를 초과하는 경우)에는, 조압연 종료시에서의 강재 두께를 t₁으로 하고, 조압연 종료 온도가 900℃보다 하회하는 경우에는, 900℃에서의 강재 두께를 t₁으로 하여 상기 누적 압하율을 산출한다.

조압연할 때의 온도는 프로세스 컴퓨터를 이용하여 t/2 위치에서의 온도를 계산하여 산출한 온도를 기준으로 하는 것이 좋다. t/2 위치에서의 금속 조직을 적절하게 제어하기 위해서이다. 또한, t/2 위치의 온도(계산값)에 비해 강재 표면의 온도(실측값)는, 강재의 두께가 150㎜인 경우에는 약 50 내지 70℃ 낮아지고, 강재의 두께가 100㎜인 경우에는 약 40 내지 50℃ 낮아진다. 따라서, 상기 조압연을 실시하는 온도는 이러한 온도차를 고려하여, 강재 표면의 온도(실측값)를 기준으로 이용하여 온도를 관리해도 상관없다.

오스테나이트의 재결정 온도역에서 누적 압하율을 40% 이상으로 하여 조압연한 후는, 오스테나이트 미재결정 온도역까지 냉각하고, 이 오스테나이트 미재결정 온도역에서 진변형(true strain)을 0.5 이상으로 하여 마무리 압연하는 것이 추천된다. 오스테나이트 미재결정 온도역에서 마무리 압연하여, 페라이트 입자를 한층 미세화할 수 있기 때문이다. 즉, 오스테나이트 재결정 온도역에서 압연하여 얻어지는 금속 조직은 평균 입경이 약 25 내지 30㎛인 오스테나이트 조직이기 때문에, 이 강재를 그대로 공냉하거나, 혹은 강제 냉각하여도 얻어지는 페라이트 입자의 평균 원상당 직경은 기껏해야 25㎛ 정도밖에 되지 않는다. 그 때문에, CTOD 특성은 충분히 개선할 수 없다. 이에 대하여, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 마무리 압연하면, 페라이트 입자에 변형(strain)이 도입되기 때문에, 페라이트 입자를 더욱 미세화할 수 있다.

이 마무리 압연에서는 진변형량을 0.5 이상으로 하여 압연하는 것이 좋다. 진변형량이 0.5 미만에서는 페라이트 입자의 미세화가 불충분해지는 경우가 있어, CTOD 특성을 충분히 개선할 수 없는 경우가 있다. 진변형량은 많게 할수록 바람직하고, 많게 하면 페라이트 입자를 작게 할 수 있다.

또한, 상기 오스테나이트 미재결정 온도역이란, 강재를 압연해도 오스테나이트 조직이 재결정되지 않는 온도역이다. 이 온도역은 강재의 화학 성분 조성에 따라 다소 변화하지만, 본 발명에서는 강재의 t/2 위치에서의 온도가 850℃ 이하인 영역에서 도입하는 진변형량을 0.5 이상으로 하여 마무리 압연한다. 단, 마무리 압연의 온도역이 너무 낮아지면, 페라이트 입자의 편평율(扁平率)(즉, 아스펙트비)이 현저하게 커지기 쉽기 때문에, CTOD 특성이 열화하는 경향이 있다. 따라서, 마 무리 압연 종료 온도는 「Ar₃ 변태점＋10℃」 이상으로 하는 것이 좋다. Ar₃ 변태점의 온도는 강재에 포함되는 화학 성분의 함유량에 기초하여 하기 (b)식으로 산출할 수 있다. 단, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.

Ar₃ 변태점(℃)＝868－369×[C]＋24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]＋190×[V] (b)

상기 진변형량은 강재의 t/2 위치에서의 온도(계산값)가 850℃ 일 때의 두께를 t₂, 강재의 t/2 위치에서의 온도(계산값)가 마무리 압연 종료 온도에서의 두께를 t₃으로 했을 때, 하기 (c)식으로 산출할 수 있다.

진변형＝1n(t₂/t₃) (c)

단, 마무리 압연 개시 온도가 850℃를 하회하는 경우에는, 마무리 압연 개시시에서의 강재 두께를 t₂로 하고, 마무리 압연 개시 온도가 850℃를 초과하는 경우에는, 강재의 t/2 위치에서의 온도가 850℃에서의 강재 두께를 t₃으로 하여 상기 진변형을 산출한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 「Ar₃ 변태점＋10℃」에 달하지 않는 경우(「Ar₃ 변태점＋10℃」를 초과하는 경우)에는, 마무리 압연 종료시에서의 강재 두께를 t₃으로 하고, 마무리 압연 종료 온도가 「Ar₃ 변태점＋10℃」보다 하회하는 경우에는, 「Ar₃ 변태점＋10℃」에서의 강재 두께를 t₃으로 하여 상기 진변형을 산출한다.

상기 마무리 압연할 때의 온도는 프로세스 컴퓨터를 이용하여 t/2 위치에서의 온도를 각각 계산해서 산출한 온도를 기준으로 한다.

마무리 압연할 때의 온도는 강재의 두께를 t(㎜)로 했을 때, 프로세스 컴퓨터를 이용하여 t/2 위치에서의 온도를 계산해서 산출한 온도를 기준으로 하는 것이 좋다. t/2 위치에서의 금속 조직을 적절하게 제어하기 위해서이다. 또한, 강재의 두께가 40 내지 80㎜ 정도인 경우에는, 강판 내부의 온도(t/2 위치에서의 온도)와 강판의 표면 온도와의 온도차는 기껏해야 10 내지 40℃ 정도이기 때문에, 이러한 온도차를 고려하여, 강판의 표면 온도(실측값)를 기준으로 하여 관리해도 지장없다(예를 들어 「850℃－온도차」, 「Ar₃ 변태점＋10℃－온도차」).

마무리 압연 종료 후는 상법에 따라서 냉각하면 된다. 냉각 방법은 특별히 한정되지 않지만, 공냉해도 되고 강제 냉각해도 된다. 이때의 냉각 속도도 특별히 한정되지 않지만, 4℃/초 이하 정도라면, 페라이트 입자의 크기에 영향을 미치지 않는다는 것을 본 발명자들은 확인하였다.

이렇게 하여 얻어진 본 제 2 발명의 강재는 예를 들어 교량이나 고층 건조물, 선박 등의 구조물의 재료로서 사용할 수 있고, 소 내지 중 입열 용접은 원래부터 대입열 용접(예를 들어 40kJ/㎜ 이상)에 있어서도, 용접열 영향부의 인성 열화를 방지할 수 있는 동시에, 취약성 파괴 균열 특성도 우수하게 된다.

본 제 2 발명의 강재의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 최종 제품 두께가 40㎜ 이상(특히 50㎜ 이상)이더라도 본 발명의 강재는, 용접열 영향부의 인성 열화를 방지할 수 있고, 취약성 파괴 균열 특성도 우수하게 된다. 판 두께의 상한은 예를 들어 80㎜ 정도이다.

다음에, 본 제 3 발명에 특유의 제조방법에 대해서 설명한다.

본 제 3 발명에 있어서는, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경을 25㎛ 이하로 하려면, 주조하여 얻어진 슬래브를 가열해서 조압연한 후, 마무리 압연의 온도역을 조정하기 위해서 공냉 또는 강제냉각하고, 이어서 오스테나이트 재결정 온도역, 오스테나이트 미재결정 온도역 또는 2상 온도역에서 진변형량을 0.5 이상으로 하여 마무리 압연하면 된다. 마무리 압연의 온도역을 적절한 온도역으로 하여, 페라이트 입자를 미세화할 수 있기 때문이다. 즉, 온도관리를 하지 않고, 상법에 따라서 압연한 후, 공냉 또는 강제냉각하여 얻어진 금속 조직은, 평균 입경이 기껏해야 약 35㎛ 이상인 페라이트 조직이기 때문에, 취약성 균열 정지 특성을 충분히 개선할 수 없다. 이에 대해서, 적절한 온도역에서 마무리 압연하면, 페라이트 입자를 더욱 미세화할 수 있다. 특히, 2상 온도역에서 마무리 압연하면 페라이트 입자를 직접 변형시킬 수 있기 때문에, 진변형이 크게 도입되어, 페라이트 입자를 한층 미세화할 수 있다.

마무리 압연에서는 진변형량을 0.5 이상으로 하는 것이 좋다. 진변형량이 0.5 미만에서는, 페라이트 입자의 미세화가 불충분해지는 경우가 있고, 취약성 균열 정지 특성을 충분히 개선할 수 없는 경우가 있기 때문이다. 진변형량은 많게 할수록 바람직하고, 많게 하면 페라이트 입자가 작아진다.

상기 마무리 압연을 실시하는 온도역은 강재의 화학 성분 조성에 따라서 다 소 변화한다. 그래서 본 발명에서는, 강재의 표면 온도가 900℃ 이하인 영역에서 도입하는 진변형량을 0.5 이상으로 하여 마무리 압연하다. 단, 마무리 압연의 온도역이 너무 낮아지면, 페라이트 조직의 가공 취약화가 현저해져서, 취약성 균열 정지 특성이 저하하는 경향이 있다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도는 「Ar₃ 변태점－40℃」이상으로 하는 것이 좋다. Ar₃ 변태점의 온도는 강재에 포함되는 화학 성분의 함유량에 기초하여 하기 (i)식으로 산출할 수 있다. 상기 온도는 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 온도를 상기 범위로 제어하면 된다.

Ar₃ 변태점(℃)＝868－369×[C]＋24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]＋190×[V] (i)

단, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.

상기 진변형량은 강재의 표면 온도가 900℃에서의 빌릿 두께를 t_s, 마무리 압연 종료 온도에서의 빌릿 두께를 t_f로 했을 때, 하기 (ii)식으로 산출할 수 있다.

진변형＝1n(t_s/t_f) (ii)

단, 마무리 압연 개시 온도가 900℃를 하회하는 경우에는, 마무리 압연 개시시에서의 강재 두께를 t_s로 하여 상기 진변형을 산출한다. 또한, 마무리 압연 개시 온도가 900℃를 초과하는 경우에는, 강재의 표면 온도가 900℃에서의 빌릿 두께를 t_s로 한다.

마무리 압연 종료 후는 상법에 따라서 냉각하면 된다. 냉각 방법은 특별히 한정되지 않지만, 공냉해도 되고 강제 냉각해도 된다.

이렇게 하여 얻어진 본 제 3 발명의 강재는 예를 들어 교량이나 고층 건조물, 선박 등의 구조물의 재료로서 사용할 수 있고, 소 내지 중 입열 용접은 원래부터 대입열 용접(예를 들어 40kJ/㎜ 이상)에 있어서도, 용접열 영향부의 인성 열화를 방지할 수 있는 동시에, 취약성 균열 정지 특성도 우수하게 된다.

다음에, 본 제 4 발명에 특유의 제조방법에 대해서 설명한다.

본 제 4 발명의 강재는, 페라이트 평균 결정립 반경을 18.5㎛ 이하로 제어하는 것인데, 이러한 조직을 얻으려면, 다음과 같이 실시하면 된다. 즉 상기 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하고, 제조 과정에 있어서 열간 압연시의 마무리 압연 온도를 830℃ 이하로 제어하고, 오스테나이트 입경의 미세 및 오스테나이트 입자내로의 변형대(deformation band) 도입에 의해 페라이트 핵 생성 사이트를 증가시키는 것이 추천된다. 도 6은 열간 압연시의 마무리 압연 종료 온도와 페라이트 평균 결정 입경의 관계를 나타내는 그래프이고, 후술하는 실시예의 실험 결과를 정리한 것인데(화학 성분 No. 4, 7), 이 도 6으로부터, 상기 페라이트 평균 결정 입경을 18.5㎛ 이하로 미세화시키려면, 마무리 압연 종료 온도를 830℃ 이하로 하면 된다는 것을 알 수 있다. 보다 바람직하게는 810℃ 이하이다. 또한, 상기 마무리 압연 종료 온도란 후술하는 실시예에 나타낸 요령으로 구하는 마무리 압연 종료시의 t(두께)/4 부위의 온도를 말하는 것으로 한다.

또한, 페라이트 결정립을 미세화시키려면, 베이나이트 변태가 일어나지 않는 범위에서 열간 압연 후의 냉각 속도를 증가시키는 것이 유효하다. 바람직하게는 마무리 압연 종료 후 500℃까지의 온도역을 5℃/s 이하의 속도로 냉각하는 것이 좋고, 냉각 방법으로서 공냉 이외에, 필요에 따라서 수냉 등의 가속 냉각을 적용해도 된다.

두꺼운 고강도 강재를 제조하는 경우에는, 일반적으로 Ar₃ 변태점 이상의 온도(오스테나이트 영역)로부터 이론적 한계 냉각 속도가 얻어지는 직접 담금질을 채용하는 경우가 있다. 그러나, 이러한 열처리에 의해 얻어지는 조직은 구(舊) 오스테나이트 입자가 큰 베이나이트를 주체로 한 것이 되고, 그것과 동시에 경질상의 섬 형상 마텐자이트(M-A)가 생성되고, 이것이 파괴의 기점이 되어 강재의 파괴 인성을 저하시키는 경우가 있다. 이에 대해서, 본 발명의 강재에서는 미세한 페라이트를 생성시킴으로써 고강도·고인성을 실현할 수 있다.

이렇게 하여 얻어진 본 제 4 발명의 강재는 예를 들어 교량이나 고층 건조물, 선박 등의 구조물의 재료로서 사용할 수 있고, 소 내지 중 입열 용접은 원래부터 대입열 용접에 있어서도, 용접열 영향부의 인성 열화를 방지할 수 있는 동시에, 우수한 모재 인성을 확보할 수 있다.

< 실시예 >

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것이 아니라, 전·후술하는 취지에 적합한 범위에서 적 당하게 변경하여 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

본 제 1 발명을 실시예에 의해서 더욱 상세하게 설명한다.

용선(溶銑, molten iron)을 240톤 전로에서 일차 정련한 후, 그 전로로부터 레이들로 출강하고, 성분 조정 및 온도 조정하면서 이차 정련을 실시하였다. 여기에서, 레이들에서는 하기 표 1에 나타낸 탈산 방법에 의해, 하기 표 1에 나타낸 용존 산소량으로 조정하였다. 그 후, 하기 표 1에 나타낸 순서로 원소를 첨가하였다. 이어서 필요에 따라 남은 합금 원소를 첨가하여 최종적으로 하기 표 2에 나타낸 조성으로 조정하였다. 또한, 이차 정련에는 RH식 탈가스 정련 장치 등을 이용하여 탈H 나 탈S 등을 실시하였다. 또한, 표 1에서의 화학 성분 No. 16의 용존 산소량「－」는 정량 한계 미만인 것을 나타낸다.

또한, 표 1에 있어서, La는 Fe-La 합금의 형태로, Ce는 Fe-Ce 합금의 형태로, REM은 La를 50% 정도와 Ce를 25% 정도 함유하는 미시메탈의 형태로, Ca는 Ni-Ca 합금, 또는 Ca-Si 합금, 또는 Fe-Ca 압분체의 형태로, Zr은 Zr 단체(單體)로, Ti는 Fe-Ti 합금의 형태로, 각각 첨가하였다.

표 2 중 「－」는 원소를 첨가하지 않은 것을 나타내고, 「미만」은 원소를 첨가하지 않았지만 불가피적으로 포함되어 있었기 때문에, 정량 한계 미만의 범위에서 검출된 것을 의미한다.

성분 조정 후의 용강을, 연속 주조기에 의해 슬래브로 주조하고, 그 후 열간 압연을 시행하여 각종 강판을 제작하였다. 또한, 상기 표 2에 나타낸 변태점(Ar₃, Ar₁, Ac₁, Ac₃)은 하기 (1) 내지 (4)식에 의해 구한 값이다. 이 때의 제조 조건을 하기 표 3, 4에 나타낸다. 또한, 이 때의 온도에 대해서는 t/4(t는 판 두께)의 위치에서의 온도로 관리한 것으로, 상세한 온도 관리의 순서는 하기와 같다.

Ar₃＝868－369×[C]＋24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]＋29.6×[Mo]＋190×[V] …(1)

Ar₁＝630.5＋51.6×[C]＋122.4×[Si]－64.8×[Mn]－57.5×[Mo] …(2)

Ac₁＝723－14×[Mn]＋22×[Si]－14.4×[Ni]＋23.3×[Cr] …(3)

Ac₃＝908－223.7×[C]＋30.49×[Si]－34.3×[Mn]＋37.92×[V]－23.5×[Ni] …(4)

단, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo] 및 [V]는 각각 C, Si, Mn, Ni, Cu, Mo 및 V의 함유량(질량%)을 나타낸다.

[온도 관리의 순서]

1. 프로세스 컴퓨터를 이용하여, 가열 개시부터 가열 종료까지의 분위기 온도나 노에 존재하는 시간에 기초하여 빌릿의 표면에서부터 이면까지의 임의의 위치(예를 들어 t/4 위치)의 가열 온도를 산출한다.

2. 산출한 가열 온도를 이용하여, 압연 중의 압연 패스 스케줄(pass schedule)이나 패스 간의 냉각 방법(수냉 또는 공냉)의 데이터에 기초해서, 판 두께 방향의 임의의 위치에서의 압연 온도를 차분법 등 계산에 적합한 방법을 이용하여 계산하면서 압연을 실시한다.

3. 강판의 표면 온도는 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 이용하여 실측한다. 단, 프로세스 컴퓨터로도 이론값을 계산해 둔다.

4. 조압연 개시시, 조압연 종료시, 마무리 압연 개시시에 각각 실측한 강판의 표면 온도를, 프로세스 컴퓨터로부터 산출되는 계산 온도와 조합(照合)한다.

5. 계산 온도와 실측 온도의 차이가 ±30℃ 이상인 경우는, 계산 표면 온도가 실측 온도와 일치하도록 재계산하여 프로세스 컴퓨터 상의 계산 온도로 하고, ±30℃ 미만인 경우는, 프로세스 컴퓨터로부터 산출된 계산 온도를 그대로 이용한다.

6. 상기 산출된 계산 온도를 이용하여, 제어 대상으로 하는 영역의 압연 온도를 관리한다.

상기와 같이 하여 얻어진 각 강판에 대해서, 피로 균열 진전 속도, (경질상/연질상)의 경도비(Hv₁/Hv₂), 및 연질상의 입경, EPMA에 의한 개재물 조성의 조사 및 HAZ 인성의 평가를, 각각 하기의 요령으로 실시하였다.

[피로 균열 진전 속도]

열간 압연재를 절단하고, ASTM E647에 준거하여, 컴팩트형 시험편을 이용해서, 피로 균열 진전 시험을 실시함으로써, 피로 균열 진전 속도를 구하였다. 이 때, 하기 (5)식에 의해 규정되는 Paris 방정식이 성립되는 안정 성장 영역 △K＝20(㎫·√m)에서의 값을 대표값으로 하여 평가하였다. 또한, 피로 균열 진전 속도의 평가, 기준에 대해서는 통상의 강재가 4.0 내지 6.0×10^－5㎜/cycle(△K＝20일 때) 정도의 진전 속도라는 점으로부터, 3.5×10^－5㎜/cycle 이하를 기준으로 하였다.

da/dn＝C(△K)^m…(5)

단, a: 균열 길이, n: 반복수, C, m: 재료, 하중 등의 조건으로 정한 상수를 각각 나타낸다.

[(경질상/연질상)의 경도비]

경질상의 비커스 경도 Hv₁, 및 연질상의 비커스 경도 Hv₂를, 10gf의 마이크로 비커스 경도계를 이용하여 측정하고, 각 5개의 평균값을 구하고, 경도비(Hv₁/Hv₂)를 계산하였다.

[연질상의 입경의 측정 방법]

(a)강재의 압연 방향과 평행한 방향으로 절단하고, 판 두께의 표이면부를 포함하는 샘플을 준비하였다.

(b)#150 내지 #1000까지의 습식 에머리 연마지 내지는 그것과 동등한 기능을 가지는 연마 방법을 이용하여 연마하고, 다이아몬드 슬러리 등의 연마재를 이용하여 경면 마무리를 시행하였다.

(c)연마된 샘플을, 3% 나이탈 용액(부식액)을 이용하여 부식하고, 연질상의 결정립계를 현출시켰다.

(d)현출시킨 조직을 100배 내지는 400배의 배율로 사진 촬영하고(6㎝×8㎝의 사진으로서 촬영), 화상 해석 장치에 보낸다(100배에서는 600㎛×800㎛, 400배에서는 150㎛×200㎛에 상당). 이 화상 해석 장치에 보낼 때는 어떤 배율에서도 1㎜×1㎜에 상당하는 매수(100배에서는 적어도 6장의 시야, 400배에서는 35장분의 사야)를 이용한다.

(e)화상 해석 장치에 있어서, 하나의 입계에 둘러싸인 영역과 동등한 면적을 가지는 원으로 환산하고, 환산된 원의 직경을 원상당 연질상의 입경이라고 정의하였다.

(f)모든 시야에 대해서 측정된 값의 평균값을 평균 원상당 연질상 직경으로서 산출하였다

[개재물 조성의 조사]

각 강판의 t(판 두께)/4 위치에서의 횡단면으로부터 샘플을 절삭하였다. 절삭된 샘플 표면을 시마츠 제작소 제품「EPMA-8705(장치명)」을 이용하여 600배로 관찰하고, 최대 직경이 0.2㎛ 이상인 석출물에 대해서 성분 조성을 정량 분석하였다. 관찰 조건은 가속 전압을 20kV, 시료 전류를 0.01㎂, 관찰 시야 면적을 1 내지 5㎠, 분석 개수를 100개로 하고, 특성 X선의 파장 분산 분광에 의해 석출물 중앙부에서의 성분 조성을 정량 분석하였다. 분석 대상 원소는 Al, Mn, Si, Ti, Zr, Ca, La, Ce 및 O로 하고, 기지 물질을 이용하여 각 원소의 전자선 강도와 원소 농도의 관계를 미리 검량선으로서 구해 두고, 이어서, 상기 석출물로부터 얻어진 전자선 강도와 상기 검량선으로부터 그 석출물의 원소 농도를 정량하였다.

얻어진 정량 결과 중 산소 함량이 5% 이상인 석출물을 산화물로 하고, 평균한 것을 산화물의 평균 조성으로 하였다. 또한, Ti의 산화물 및 REM의 산화물은 금속 원소를 M으로 나타내면, 강재 중에 M₂O₃나 M₃O₅,MO₂의 형태로 존재하지만, 이들의 산화물을 M₂O₃ 로 환산하여 산화물 조성을 산출하였다. 또한, 하나의 개재물에서 복수의 원소가 관측된 경우에는, 그들의 원소의 존재를 나타내는 X선 강도의 비로부터 각 원소의 단독 산화물로 환산하여 산화물의 조성을 산출하였다. 또한, 하기 표 5, 6중의 「그 외」란, 분석 대상으로 하지 않은 원소의 산화물(예를 들어, MgO 등)의 총량이다.

상기 샘플 표면을 EPMA로 관찰한 결과, 관찰된 산화물은 REM 및/또는 Ca와, Zr을 포함하는 복합 산화물, 혹은 Ti를 더 포함하는 복합 산화물이 대부분이었지만, 단독 산화물로서 REM의 산화물, CaO, ZrO₂, Ti₂O₃도 생성되었다.

[HAZ 인성의 평가]

대입열 용접을 모의하여 하기에 나타낸 용접 재현 시험을 실시하였다. 이 용접 재현 시험을 슬래브로부터 절삭한 시험편(125㎜×32㎜×55㎜의 시험편) 전체가 1400℃가 되도록 가열하고, 이 온도에서 30초 또는 50초 보유한 후, 냉각하여 실시하였다. 이 때의 냉각 속도는, 800 내지 500℃의 냉각 시간이 400초가 되도록 조정하였다. 이 재현 시험 사이클의 조건은 입열량이 40 내지 60kJ/㎜인 일렉트로 슬래그 용접(ESW) 또는 서브머지드 아크 용접(SAW)으로 용접했을 때의 본딩부를 형성할 때에 상당하는 것이다. 상기 재현 열 사이클을 실시한 각 시험편에 대해서, V 노치 샤르피 시험(JIS Z 2202)을 실시하고, －40℃에서의 흡수 에너지(vE_－40)를 구하였다. 그리고, vE_－ ₄₀의 값이 100J 이상인 것을 HAZ 인성이 우수하다고 평가하였다.

전체 산화물의 평균 조성의 조사 결과를 하기 표 5, 6에, 피로 시험 진전 속도의 측정 결과, 경도비 및 연질상 입경(원상당 직경)을 HAZ 인성과 함께 일괄하여 하기 표 7, 8에 나타낸다.

이들의 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, REM 산화물 및/또는 CaO와 ZrO₃의 어느 하나를 함유하지 않은 것(강판 No. 32 내지 41)에서는, HAZ 인성이 뒤떨어져 있는 것을 알 수 있다.

한편, 피로 균열 진전 속도에 관해서는 바람직한 제조 조건을 벗어난 것(강판 No. 2, 3, 6, 7, 9, 10, 12, 13, 15, 16, 20, 21, 23, 24, 20 및 30)에서는 결정립의 조대화가 일어나거나, 충분한 경질상 강도를 얻을 수 없어서 경도비(Hv₁/Hv₂)가 적절한 값이 되지 않고, 피로 균열 진전 속도가 빨라진 것을 알 수 있다. 이 데이터에 기초하여, 경도비(Hv₁/Hv₂)와 피로 균열 진전 속도의 관계를 도 1에 나타내지만, 경도비를 1.5 내지 5.0의 범위로 규정함으로써, 피로 균열 진전 속도가 낮아진 것을 알 수 있다.

실시예 2

이하, 본 제 2 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명한다.

실시예 2-1

용선을 240톤 전로에서 일차 정련한 후, 그 전로로부터 레이들로 출강하고, 성분 조정 및 온도 조정하면서 이차 정련을 실시하였다.

레이들에서는 하기 표 9에 나타낸 탈산 방법에 의해, 하기 표 9에 나타낸 용존 산소량으로 조정하였다. 그 후, 하기 표 9에 나타낸 순서로 원소를 첨가하였다. 표 9에 있어서, La는 Fe-La 합금의 형태로, Ce는 Fe-Ce 합금의 형태로, REM은 La를 50% 정도와 Ce를 25% 정도 함유하는 미시메탈의 형태로, Ca는 Ni-Ca 합금, 또는 Ca-Si 합금, 또는 Fe-Ca 압분체의 형태로, Zr은 Zr 단체로, Ti는 Fe-Ti 합금의 형태로, 각각 첨가하였다. 또한, 표 9에서의 No. 16의 용존 산소량 「－」는 정량 한계 미만인 것을 나타낸다.

이어서 필요에 따라 남은 합금 원소를 첨가하여 최종적으로 하기 표 10에 나타낸 조성(잔부는 철 및 불가피 불순물)으로 조정하였다. 또한, 이차 정련에는 RH식 탈가스 정련 장치 등을 이용하여 탈H 나 탈S 등을 실시하였다. 또한, 표 10에 있어서, 「－」는 원소를 첨가하지 않은 것을 나타내고, 「미만」은 원소를 첨가하지 않았지만 불가피적으로 포함되어 있었기 때문에, 검출되었지만 정량 한계 미만의 범위인 것을 의미한다.

성분 조정된 용강을, 연속 주조기에 의해 슬래브로 주조하고, 얻어진 슬래브를 하기 표 11에 나타낸 온도로 가열한 후, 조압연하였다. 표 11에 나타낸 가열 온도는 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 이용하여 측정한 실측값(표면 온도)이다. 또한, 표 11에는, 강재의 t/2 위치에서의 온도(계산값)가 1000℃ 일 때의 강재 두께(㎜)와 900℃ 일 때의 강재 두께(㎜)를 각각 나타내는 동시에, 1000 내지 900℃의 범위에서의 누적 압하율을 상기 (a)식을 이용하여 산출하고, 결과를 표 3에 나타낸다.

조압연 후, 마무리 압연하여 표 11에 나타낸 판 두께(제품 두께)의 열간 압연 강판을 제작하였다. 표 11에 마무리 압연 종료 온도(℃)를 나타낸다. 또한, 표 10과 상기 (b)식으로부터 산출한 Ar₃ 변태점 온도와 「Ar₃ 변태점 온도＋10℃」의 값을 함께 나타낸다.

상기 t/2 위치에서의 온도(계산값)는 하기 (1) 내지 (6)의 요령으로 구한 것이다.

(1)프로세스 컴퓨터를 이용하여, 가열 개시부터 가열 종료까지의 분위기 온도, 노에 존재하는 시간에 기초하여, 강재의 표면에서부터 이면까지의 판 두께 방향의 임의의 위치의 가열 온도를 산출한다.

(2)상기 산출한 가열 온도를 이용하여, 압연 중의 압연 패스 스케줄이나 패스 간의 냉각 방법(수냉 또는 공냉)의 데이터에 기초하여, 판 두께 방향의 임의의 위치의 압연 온도를 차분법 등 계산에 적합한 방법을 이용하여 산출하면서 압연한다.

(3)강판 표면 온도는 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 이용하여 실측한다(단, 프로세스 컴퓨터상에서도 계산한다)

(4)조압연 개시시, 조압연 종료시 및 마무리 압연 개시시에 각각 실측한 강판의 표면 온도를, 프로세스 컴퓨터상의 계산 온도와 조합한다.

(5)조압연 개시시, 조압연 종료시 및 마무리 압연 개시시의 계산 온도와 상기 실측 온도의 차이가 ±30℃ 이상인 경우는, 실측 표면 온도와 계산 표면 온도가 일치하도록 재계산하고, 프로세스 컴퓨터 상의 계산 온도로 한다.

(6)상기 계산 온도의 보정을 행하여, t/2 위치에서의 마무리 압연 종료 온도를 구한다.

얻어진 강판을 이용하여, EPMA에 의한 개재물 조성의 조사, HAZ 인성의 평가, 금속 조직의 관찰, 및 취약성 파괴 균열 발생 특성의 평가를, 각각 하기의 요령으로 실시하였다.

<개재물 조성의 조사>

개재물 조성의 조사 방법은 실시예 1의 경우와 완전히 동일하다. 전체 산화물의 평균 조성을 하기 표 12에 나타낸다. 표 12 중의 「그 외」란, 분석 대상으로 하지 않은 원소의 산화물(예를 들어, MgO 등)의 총량이다.

다음에, 용접시에 열영향을 받는 HAZ의 인성을 평가하기 위해서, 대입열 용접(입열량 40 내지 60kJ/㎜에 상당)을 모의하여 용접 재현 시험을 실시하였다. 용접 재현 시험은 상기 강재 전체가 1400℃가 되도록 가열하고, 이 온도에서 40 내지 60초간 보유한 후, 냉각하여 실시하였다. 냉각 속도는 800℃에서 500℃로의 냉각 시간(Tc)이 400초가 되도록 조정하였다. 하기 표 13에, 용접 재현 시험에서의 열 사이클 조건을 나타낸다.

냉각 후의 강재에 대해서, 판 두께 방향의 이면에서 7㎜ 위치를 중심으로 한 부위로부터, JIS Z 2242(2006)로 규정되어 있는 V 노치 샤르피 시험편을 3개 채취하였다. 다음에, 이 시험편을 이용하여 －40℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 흡수 에너지(vE_－40)를 측정하여, 상기 3개의 시험편의 평균값을 구하였다. vE_－40 가 100J 이상인 것을 HAZ 인성이 우수하다고 평가하였다. 측정 결과를 하기 표 13에 나타낸다.

<금속 조직의 관찰(원상당 직경과 아스펙트비의 측정 순서)>

강판의 겉면과 이면을 포함하는 동시에, 압연 방향에 평행하고 또한 강재 표면(강재의 겉면)에 대해서 수직인 면이 노출하도록 샘플을 절삭하고, 이 노출면을 연마하여 경면 마무리하였다. 노출면의 연마에는 #150 내지 #1000까지의 습식 에머리 연마지를 이용하여 연마한 후, 연마제로서 다이아몬드 슬러리를 이용하여 경면 마무리하였다.

경면 마무리한 샘플은 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식하고, 페라이트 조직의 결정립계를 현출시킨 후, 배율을 400배로 하여 촬영하고, 6㎝×8㎝의 사진으로 하였다(즉, 400배에서는 150㎛×200㎛에 상당한다). 사진의 6㎝의 변은 판 두께 방향에 대응하고, 8㎝의 변은 압연 방향에 대응한다. 이것을 어떤 배율에서도 영역이 1㎜×1㎜ 이상에 상당하도록 화상 해석 장치로 보낸다.

다음에, 화상 해석 장치에 있어서, 입계에 둘러싸인 페라이트 입자의 영역(면적)을 동등한 면적을 가지는 원으로 환산하고, 환산된 원의 직경을 페라이트 입자의 원상당 직경이라고 정의하여 원상당 직경을 측정하였다. 이것을 모든 관찰 시야에 대해서 측정하고, 결과를 평균하여 평균 원상당 직경을 산출하였다.

한편, 페라이트 입자의 아스펙트비에 대해서는, 상기 입계에 둘러싸인 페라이트 입자에 대하여, 압연 방향의 입경 Dl과 판 두께 방향의 입경 Dt를 측정하고, Dl과 Dt의 비(Dl/Dt)를 아스펙트비로서 산출하였다. 이것을 모든 관찰 시야에 대해서 실시하고, 결과를 평균하여 평균 아스펙트비를 산출하였다.

또한, 페라이트 입자의 원상당 직경과 아스펙트비의 측정 위치는, 강재의 두께를 t(㎜)로 하였을 때, t/2 위치로 하였다. 또한, 관찰 시야 수는 35장으로 하였다.

페라이트 입자의 평균원상당 직경과 아스펙트비를 산출할 때에, 금속 조직에 차지하는 페라이트 면적율도 함께 측정하였다. 결과를 하기 표 13에 함께 나타낸다.

<취약성 파괴 균열 발생 특성의 평가>

취약성 파괴 발생 특성은 사단법인 일본 용접 협회(WES)가 발행한 WES 1108(1995년 2월 1일 제정)에서 규정된 「균열 선단 개구 변위 시험(CTOP시험)」에 기초하여 균열 선단 개구 변위 시험을 실시하고, 불안정 파괴 개시시의 개구 변위(δc)를 측정하고, 이 결과에 기초하여 평가하였다. 또한, 균열 선단 개구 변위 시험을 실시할 때에는 WES 1109(1995년 4월 1일 제정)에서 규정된 「용접열 영향부 CTOD 시험 방법에 관한 지침」도 참조하였다.

시험편은 WES 1108(1995년 2월 1일 제정)의 P. 6의 도 6에 나타낸 「표준 3점 굽힘 시험편」을 이용하였다. 시험 온도는 －40℃로 하고, δc_－40℃(㎜)를 측정하였다. 본 발명에서는 δc_－40℃가 0.20㎜ 이상인 경우를 합격으로 한다. CTOD 시험의 결과를 하기 표 5에 나타낸다.

표 9 내지 13으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. No. 1 내지 14는 강재에 산화물로서 REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂를 함유하고 있기 때문에, 용접열 영향부의 인성이 양호한 강재가 얻어진다. 또한, 금속 조직도 적절하게 제어되어 있기 때문에, 취약성 파괴가 발생하는 것을 방지할 수 있다.

한편, No. 15 내지 22는 강재에 산화물로서 REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂중 어느 하나를 함유하고 있지 않기 때문에, 용접열 영향부의 인성이 뒤떨어진다. No. 23은 Mn, P 및 Al이 과잉이고, 용존 산소량도 적기 때문에, 산화물의 생성량이 적고, HAZ 인성이 뒤떨어져 있다.

실시예 2-2

상기 실시예 2-1의 No. 8의 예에 있어서, 연속 주조기에 의해 얻어진 슬래브를 열간 압연할 때의 조건을 하기 표 14에 나타낸 조건으로 적절하게 바꿔서, 판 두께(제품 두께)가 65㎜인 강판을 제작하였다.

얻어진 강판을 이용하여, 상기 실시예 2-1과 마찬가지로, 금속 조직의 관찰과 취약성 파괴 균열 발생 특성의 평가를 실시하였다. 결과를 하기 표 14에 나타낸다. 강재의 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경과 평균 아스펙트비와 CTOD 특성의 관계를 도 2에 나타낸다.

표 14와 도 2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. No. 31, 34, 35, 37, 39, 40, 42 내지 45는 금속 조직이 적절하게 제어되어 있기 때문에, 취약성 파괴가 발생하는 것을 방지할 수 있다. 한편, No. 32, 33, 36, 38, 41은 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이나 평균 아스펙트비가 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하기 못하기 때문에, 취약성 피괴가 발생하는 것을 방지할 수 없다.

실시예 3

이하, 본 제 3 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명한다.

레이들에서는 하기 표 15에 나타낸 탈산 방법에 의해, 하기 표 15에 나타낸 용존 산소량으로 조정하였다. 그 후, 하기 표 15에 나타낸 순서로 원소를 첨가하였다. 표 15에 있어서, La는 Fe-La 합금의 형태로, Ce는 Fe-Ce 합금의 형태로, REM은 La를 50% 정도와 Ce를 25% 정도 함유하는 미시메탈의 형태로, Ca는 Ni-Ca 합금, 또는 Ca-Si 합금, 또는 Fe-Ca 압분체의 형태로, Zr은 Zr 단체로, Ti는 Fe-Ti 합금의 형태로, 각각 첨가하였다. 또한, 표 15에서의 No. 16의 용존 산소량 「－」은 정량 한계 미만인 것을 나타낸다.

이어서 필요에 따라 남은 합금 원소를 첨가하여 최종적으로 하기 표 16에 나타낸 조성(잔부는 철 및 불가피 불순물)으로 조정하였다. 또한, 이차 정련에는 RH식 탈가스 정련 장치 등을 이용하여 탈H 나 탈S 등을 실시하였다. 표 16에 있어서, 「－」는 원소를 첨가하지 않은 것을 나타내고, 「미만」은 원소를 첨가하지 않았지만 불가피적으로 포함되어 있었기 때문에, 검출되었지만 정량 한계 미만의 범위인 것을 의미한다.

성분 조정된 용강을, 연속 주조기에 의해 슬래브로 주조하고, 얻어진 슬래브를 가열한 후, 조압연하고, 마무리 압연의 온도역을 조정하기 위해서 공냉 또는 강제 냉각한 후, 이어서 마무리 압연하였다. 마무리 압연의 조건으로서, 하기 표 17에 마무리 압연 종료 온도(표면 온도)를 나타내었다. 표면 온도는 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 이용하여 측정한 실측값이다. 또한, 표 17에는, 강판에 포함되는 화학 성분의 함유량에 기초하여, 상기 (i)식으로부터 Ar₃ 변태점의 온도를 산출하여 나타내었다.

상기 (ii)식으로부터 강재의 표면 온도가 900℃ 이하인 영역에서 도입한 진변형량을 산출하고, 하기 표 17에 나타내었다. 마무리 압연 종료 후는 표 17에 나타낸 조건으로 냉각하였다. 표 17에 나타낸 냉각 속도는 냉각 개시 온도에서부터 500℃까지의 평균값이다.

얻어진 강판을 이용하여 EPMA에 의한 개재물 조성의 조사, HAZ 인성의 평가, 금속 조직의 관찰, 및 취약성 균열 정지 특성의 평가를, 각각 하기의 요령으로 실시하였다.

<개재물 조성의 조사>

개재물 조성의 조사 방법은 실시예 1의 경우와 완전히 동일하다. 전체 산화물의 평균 조성을 하기 표 18에 나타낸다. 표 18 중의 「그 외」란, 분석 대상으로 하지 않은 원소의 산화물(예를 들어, MgO 등)의 총량이다.

다음에, 용접시에 열영향을 받는 HAZ의 인성을 평가하기 위해서, 대입열 용접(입열량 40 내지 60kJ/㎜)을 모의하여 용접 재현 시험을 실시하였다. 용접 재현 시험은 상기 빌릿 전체가 1400℃가 되도록 가열하고, 이 온도에서 30초 또는 50초간 보유한 후, 냉각하여 실시하였다. 냉각 속도는 800℃에서 500℃로 냉각할 때의 시간(Tc)이 300초가 되도록 조정하였다.

냉각 후의 빌릿으로부터, JIS Z 2242(2006)에서 규정되어 있는 V 노치 샤르피 시험편을 3개 채취하였다. 다음에, 이 시험편을 이용하여 －40℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 흡수 에너지(vE_－40)를 측정하여, 상기 3개의 시험편의 평균값을 구하였다. 30초간 보유했을 때와 50초간 보유했을 때의 양쪽에서, vE_－40 가 100J 이상인 것을 HAZ 인성이 우수하다고 평가하였다. 측정 결과를 하기 표 19에 나타낸다.

<금속 조직의 관찰(원상당 직경의 측정 순서)>

경면 마무리한 샘플은 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식하고, 페라이트 조직의 결정립계를 현출시킨 후, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역을, 배율 100배 또는 400배로 촬영하고, 6㎝×8㎝의 사진으로 하였다(즉, 100배에서는 600㎛×800㎛, 400배에서는 150㎛×200㎛에 상당한다). 사진의 6㎝의 변은 판 두께 방향에 대응하고, 8㎝의 변은 압연 방향에 대응한다. 촬영된 사진을 화상 해석하고, 관찰 시야내에서 확인되는 페라이트 입자의 판 두께 방향의 길이를 측정하고, 이것을 평균한 것을 페라이트 입자의 평균 입경으로 한다. 결과를 하기 표 19에 나타낸다.

또한, 상기 진변형량과 평균 페라이트 입경의 관계를 도 3에 나타낸다. 도 3으로부터 명확한 바와 같이, 진변형량을 0.5 이하로 제어하면, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경을 25㎛ 이하로 제어할 수 있다.

페라이트 입자의 평균 입경을 산출할 때에, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 금속 조직을 관찰하고, 페라이트 면적율도 동시에 측정하였다. 그 결과, 금속 조직에 차지하는 페라이트의 면적율은 50% 이상이었다.

또한, 배율이 100배인 경우는 관찰 시야수를 적어도 6장으로 하고, 400배인 경우는 관찰 시야수를 적어도 35장으로 하였다.

<취약성 균열 정지 특성의 평가>

취약성 균열 정지 특성은 사단법인 일본 용접 협회(WES)가 발행한 강 종류 인정 시험 방법(2003년 3월 31일 제정)에서 규정된 「취약성 파괴 전파 정지 시험」에 준하여 실시하였다. 시험은 취약성 파괴 전파 정지 시험 방법의 도 7. 2에 나타낸 형상의 시험편을 이용하고, 그 시험편에 －190℃ 내지 ＋60℃의 범위로부터 선택되는 임의의 온도 범위에서 온도 등급을 정해서 4시험체 분량을 실시하였다. Kca값은 하기 (iii)식으로 산출하였다. 하기 (iii)식 중, c는 전파부 입구에서 취약성 균열 선단까지의 길이, T는 취약성 균열 선단의 온도(단위는 K), σ는 전파부의 그로스 응력, W는 전파부 폭을 나타낸다.

( iii )

X축을 1/T, Y축을 산출된 Kca값으로 하여 1/T와 Kca값의 상관 관계를 나타내는 그래프를 작성하고, 4점의 근사 곡선과 273K와의 교점을 0℃에서의 Kca값으로 하였다. 0℃에서의 Kca값을 하기 표 19에 나타낸다. 또한, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경과 취약성 균열 정지 특성과의 관계를 도 4에 나타낸다. 본 발명에서는 0℃에서의 Kca값이 5900N/㎜^1.5 이상인 경우를 합격(취약성 균열 정지 특성이 우수하다)으로 한다.

HAZ 인성과 취약성 균열 정지 특성의 양쪽의 특성을 만족하고 있는 예를 본 발명 예(○)로 하고, 적어도 한쪽의 특성을 만족하지 않는 예를 비교예(×)로 하여 종합 판정하였다. 판정 결과를 하기 표 5에 나타낸다.

표 19와 도 4로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 하기 No.는 표 19의 No.를 의미하고 있다. No. 1, 2, 4, 5, 7 내지 11, 13 내지 18, 20 내지 22, 24, 26 내지 29는 강재에 산화물로서 REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂를 함유하고 있기 때문에, 용접열 영향부의 인성이 양호한 강재가 얻어진다. 또한, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 금속 조직이 적절하게 제어되어 있기 때문에, 취약성 균열 정지 특성도 우수하다.

No. 3, 6, 12, 19, 23, 25는 금속 조직이 적절하게 제어되어 있지 않기 때문에, 취약성 균열 정지 특성을 개선할 수 없다. No. 30 내지 46은 강재에 산화물로서 REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂ 중 어느 하나를 함유하고 있지 않기 때문에, 용접열 영향부의 인성이 뒤떨어져 있다. No. 32, 37, 38, 42, 44, 46에 대해서는 취약성 균열 정지 특성도 뒤떨어져 있다.

실시예 4

이하, 본 제 4 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명한다.

용선을 240톤 전로에서 일차 정련한 후, 그 전로로부터 레이들로 출강하고, 성분 조정 및 온도 조정하면서 이차 정련을 실시하였다. 여기에서, 레이들에서는 하기 표 20에 나타낸 탈산 방법에 의해, 하기 표 20에 나타낸 용존 산소량으로 조정하였다. 그 후, 하기 표 20에 나타낸 순서로 원소를 첨가하였다. 이어서 필요에 따라 남은 합금 원소를 첨가하여 최종적으로 하기 표 21에 나타낸 조성으로 조정하였다. 또한, 이차 정련에는 RH식 탈가스 정련 장치 등을 이용하여 탈H 나 탈S 등을 실시하였다. 또한, 표 20에서의 화학 성분 No. 16의 용존 산소량「－」는 정량 한계 미만인 것을 나타낸다.

또한, 표 20에 있어서, La는 Fe-La 합금의 형태로, Ce는 Fe-Ce 합금의 형태로, REM은 La를 50% 정도와 Ce를 25% 정도 함유하는 미시메탈의 형태로, Ca는 Ni-Ca 합금, 또는 Ca-Si 합금, 또는 Fe-Ca 압분체의 형태로, Zr은 Zr 단체로, Ti는 Fe-Ti 합금의 형태로, 각각 첨가하였다.

표 21 중의 「－」는 원소를 첨가하지 않은 것을 나타내고, 「미만」은 원소를 첨가하지 않았지만 불가피적으로 포함되어 있었기 때문에, 정량 한계 미만의 범위에서 검출된 것을 의미한다.

성분 조정 후의 용강을, 연속 주조기에 의해 슬래브로 주조하고, 그 후 열간 압연을 시행하여, 표 22에 나타낸 판 두께의 강판을 제작하였다.

열간 압연의 마무리 압연 종료 온도(압연 종료시의 t/4 부위의 온도), 압연 종료 후의 냉각 속도 등을 하기 표 3에 나타낸다.

상기 마무리 압연 종료시의 t/4 부위의 온도는 하기 (1) 내지 (6)의 요령으로 구한 것이다.

(1)프로세스 컴퓨터에 있어서, 가열 개시부터 가열 종료까지의 분위기 온도, 노에 존재하는 시간에 기초하여 빌릿의 표면에서부터 이면까지의 판 두께 방향의 임의의 위치의 가열 온도를 산출한다.

(2)상기 산출한 가열 온도를 이용하여, 압연 중의 압연 패스 스케줄이나 패스 간의 냉각 방법(수냉 또는 공냉)의 데이터에 기초하여, 판 두께 방향의 임의의 위치의 압연 온도를 차분법 등 계산에 적합한 방법을 이용하여 산출하면서 압연을 실시한다.

(3)강판 표면 온도는 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 이용하여 실측한다(단, 프로세스 컴퓨터상에서도 계산을 실시한다)

(6)상기 계산 온도의 보정을 행하여, t/4 부위의 마무리 압연 종료 온도를 구한다.

상기와 같이 하여 얻어진 강판을 이용해서, 인장 시험, 금속 조직의 관찰, EPMA에 의한 개재물 조성의 조사, HAZ 인성 및 모재 인성의 평가를, 각각 하기의 요령으로 실시하였다.

<인장 시험>

각 강판의 t(판 두께)/4 부위로부터, 압연 방향에 대해서 직각인 방향으로 JIS Z 2201의 4호 시험편을 채취하여, JIS Z 2241의 요령으로 인장 시험을 실시하고, 인장 강도(TS)를 측정하였다. 그리고, TS가 440㎫ 이상이고 YP가 315㎫ 이상인 것을, 인장 특성이 우수하다고 평가하였다.

<금속 조직의 관찰>

페라이트 평균 결정 입경은 하기와 같이 하여 측정하였다.

(i)압연 방향에 평행이고 또한 강판 표면에 대해서 수직인, 강판 표이면을 포함하는 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 상기 강판으로부터 샘플을 채취한다.

(ii)습식 에머리 연마지(#150 내지 #1000)에서의 연마, 또는 그것과 동등한 기능을 가지는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해, 관찰면의 경면 마무리를 실시한다.

(iii)연마된 샘플을, 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식하고, 페라이트 조직의 결정립계를 현출시킨다.

(iv)t/(판 두께)/4 부위에 있어서, 현출된 조직을 100배 또는 400배의 배율로 사진 촬영하고(본 실시예에서는 6㎝×8㎝의 사진으로서 촬영), 화상 해석 장치에 보낸다. 상기 사진의 영역은 100배인 경우는 600㎛×800㎛, 400배인 경우는 150㎛×200㎛에 상당하고, 화상 해석 장치에 보낼 때는 어떠한 배율의 경우에도 영역의 합계가 1㎜×1㎜ 이상이 되도록 한다(즉, 100배인 경우는 상기 사진을 적어도 6장, 400배인 경우는 상기 사진을 적어도 35장 이용한다).

(v)화상 해석 장치에 있어서, 하나의 입계에 둘러싸인 영역과 동등한 면적을 가지는 원으로 환산하고, 환산된 원의 직경을 페라이트 원상당 직경이라고 정의한다.

(vi)화상 해석 장치에 보낸 전영역에서 상기 페라이트 원상당 직경을 구하고, 그 평균값을 페라이트(α) 평균 결정 입경으로 한다.

또한, 어느 강판에 대해서도, 조직은 페라이트＋펄라이트에 의해 구성되고, 전체 조직에 차지하는 페라이트의 점적율(lamination factor)은 70% 이상이었다.

<개재물 조성의 조사>

개재물 조성의 조사 방법은 실시예 1의 경우와 완전히 동일하다. 전체 산화물의 평균 조성을 하기 표 23에 나타낸다. 또한, 표 23 중의 「그 외」란, 분석 대상으로 하지 않은 원소의 산화물(예를 들어, MgO 등)의 총량이다.

상기 샘플 표면을 EPMA로 관찰한 결과, 관찰된 산화물은 REM 및/또는 Ca와 Zr을 포함하는 복합 산화물, 혹은 Ti를 더 포함하는 복합 산화물이 대부분이었지만, 단독 산화물로서 REM의 산화물, CaO, ZrO₂, Ti₂O₃도 생성되었다.

HAZ 재현 시험을 실시하였다. 강판으로부터 채취한 시험편(12.5㎜×32㎜×55㎜의 시험편을 5개 채취)을 하기 표 22에 나타낸 조건(입열량 40 내지 60kJ/㎜ 이상에 상당)으로 열 사이클 시험을 실시하였다. 그 후, 각 시험편에서 2개의 샤르피 시험편(JIS Z 2202 V 노치 샤르피 시험편)을 채취하고, 각 강판에 대해서 10개씩, －40℃에서의 평균 흡수 에너지(vE_－40)를 구하였다. 그리고, vE_－ ₄₀의 평균값이 150J 이상인 것을 HAZ 인성이 우수하다고 평가하였다.

<모재 인성의 평가>

각 강판의 t/4 부위로부터 JIS Z 2202(2006)에서 규정한 V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242(2006)에 규정된 방법으로 샤르피 충격 시험을 실시하고, 파면 천이 온도(vTrs)를 측정하였다. 그리고, vTrs가 －40℃ 이하인 것을, 모재 인성이 우수하다[선급 E 등급 강재 규격값(－20℃에서 55J 이상)을 안정적으로 확보할 수 있다]고 평가하였다.

이들의 측정 결과를 하기 표 22, 전체 산화물의 평균 조성의 조사 결과를 하기 표 23에, 각각 나타낸다.

표 20 내지 23으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(또한, 하기 No.는 표 22, 23의 강판 No.를 나타낸다). No. 1 내지 3, 5, 6, 8 내지 11, 13 내지 19는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 예로서, 강재에 REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂를 함유하고 있기 때문에, 용접열 영향부의 인성이 양호한 강재가 얻어진다. 또한, 페라이트의 평균 입경도 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있어, 모재 인성도 우수하다.

한편, No. 4, 7, 12, 20 내지 28은 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 벗어나는 예이다. 특히, No. 20 내지 27은 강재에 REM의 산화물 및/또는 CaO와, ZrO₂ 중의 어느 하나를 함유하고 있지 않기 때문에, 용접열 영향부의 인성이 뒤떨어져 있다.

No. 4는 추천되는 냉각 속도로 냉각하지 않아, 베이나이트 변태가 일어났기 때문에, 모재 인성이 뒤떨어져 있다.

No. 7, 12는 추천되는 압연 종료 온도가 보다 높아졌기 때문에, 페라이트 입경의 미세화가 불충분해서, 모재 인성이 뒤떨어져 있다.

No. 28은 Mn 및 Al이 과잉이고, 용존 산소량도 적기 때문에, 규정의 산화물을 충분히 확보할 수 없어, HAZ 인성도 뒤떨어져 있다.

도 1은 경도비와 피로 균열 진전 속도의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 2는 강재의 t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경과 평균 아스펙트비와 CTOD 특성의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 3은 진변형량과 평균 페라이트 입경의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 4는 평균 페라이트 입경과 취약성 균열 정지 특성과의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 5는 페라이트 평균 결정 입경과 vTrs(파면 천이 온도)의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 6은 열간 압연시의 마무리 종료 온도와 페라이트 평균 결정 입경의 관계를 나타내는 그래프이다.

Claims

C : 0.03 내지 0.18%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 0.9 내지 2.0%,

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하고,

잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고,

강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, 상기 REM의 산화물과 CaO의 합계가 5% 이상이고, ZrO₂가 5% 이상이고,

강재의 조직이 연질상(軟質相)과 경질상(硬質相)으로 이루어진 복합 조직이고,

경질상의 비커스 경도 Hv₁과 연질상의 비커스 경도 Hv₂의 비(Hv₁/Hv₂)가 1.5 내지 5.0이고,

연질상의 입경이 원상당 직경으로 20㎛ 이하인 강재.
C : 0.03 내지 0.12%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 1.4 내지 1.8%, 및

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하고,

잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고,

강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, REM의 산화물 및/또는 CaO의 합계가 5% 이상이고, ZrO₂가 5% 이상이고,

두께 t(㎜)인 강재의 압연 방향에 평행하고 또한 강재 표면에 대해서 수직인 면의 금속 조직을 관찰했을 때, 하기 (1) 내지 (3)을 만족한다.

(1)페라이트 면적율이 75% 이상.

(2)t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 원상당 직경이 20.0㎛ 이하.

(3)t/2 위치에서의 페라이트 입자의 평균 아스펙트비(aspect ratio)가 1.6 이하인 강재.
C : 0.03 내지 0.18%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 0.9 내지 2.0%, 및

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하고,

잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고,

강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, REM의 산화물 및/또는 CaO의 합계가 5% 이상이고, ZrO₂가 5% 이상이고,

두께 t(㎜)인 강재의 금속 조직을 관찰했을 때, 강재 표면에서부터 t/100 위치까지의 영역에서의 페라이트 입자의 평균 입경이 25㎛ 이하인 강재.
C : 0.03 내지 0.12%(「질량%」의 의미. 이하 동일),

Si : 0.02 내지 0.5%,

Mn : 1.4 내지 1.8%, 및

N : 0.003 내지 0.01%

REM : 0.001 내지 0.1%와 Ca : 0.0003 내지 0.02%의 적어도 하나, 및

Zr : 0.001 내지 0.05%를 포함하고,

P : 0.02% 이하,

S : 0.015% 이하, 및

Al : 0.01% 이하를 만족하고,

잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고,

강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, 상기 REM의 산화물 및/또는 CaO의 합계가 5% 이상이고, ZrO₂가 5% 이상이고,

페라이트 평균 결정 입경이 18.5㎛ 이하인 강재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 강재가 Ti : 0.005 내지 0.08%를 포함하는 동시에, 상기 Ti를 단독 산화물 또는 복합 산화물로서 함유하는 강재.
제 5 항에 있어서,

상기 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정하고, 단독 산화물로서 질량 환산했을 때에, 상기 Ti의 산화물이 0.3% 이상인 강재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 강재가,

Cu : 0.05 내지 2%,

Ni : 0.05 내지 3.5%,

Cr : 0.01 내지 3%,

Mo : 0.01 내지 1%,

Nb : 0.005 내지 0.25%,

V : 0.005 내지 0.1%, 및

B : 0.0003 내지 0.005%로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 포함하는 강재.
제 1 항에 있어서,

상기 연질상은 페라이트, 템퍼링(tempering) 베이나이트(bainite) 및 템퍼링 마텐자이트(martensite)로 이루어진 그룹에서 선택되는 1종 이상이고, 경질상은 베이나이트와 마텐자이트(섬 형상의 마텐자이트를 포함한다) 중 적어도 하나인 강재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 따른 강재를 제조하는 방법으로서,

용존 산소량을 0.0020 내지 0.010%의 범위로 조정한 용강에,

REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Zr을 첨가하 는 제조방법.
제 5 항에 따른 강재를 제조하는 방법으로서,

용존 산소량을 0.0020 내지 0.010%의 범위로 조정한 용강에,

REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와, Ti와 Zr을 첨가하는 제조방법.
제 10 항에 있어서,

상기 용존 산소량을 조정한 용강에, REM 및 Ca로 이루어진 그룹에서 선택되는 적어도 1종의 원소와 Zr을 첨가하기에 앞서, Ti를 첨가하는 제조방법.