KR101056336B1

KR101056336B1 - 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101056336B1
Application number: KR1020090054162A
Authority: KR
Inventors: 데츠오 야마구치; 에이이치 다무라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2008-06-19
Filing date: 2009-06-18
Publication date: 2011-08-11
Also published as: JP2010001520A; JP5337412B2; CN101608283A; KR20090132522A; CN101608283B

Abstract

본 발명의 강판은, C 등의 화학 성분을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, 판 두께 방향에 있어서의 소정 위치에서 베이나이트가 95면적% 이상을 차지하는 조직으로 이루어지고, 표면으로부터 깊이 t/8~t/4(t는 판 두께를 나타냄, 이하 동일)의 위치에서, 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때 상기 결정립의 평균 원 상당 직경이 8㎛ 이하이다. 결정 입경의 미세화를 실현함으로써 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 후강판이 얻어진다.

Description

취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법{THICK STEEL SHEET EXCELLENT IN BRITTLE CRACK PROPAGATION SUSPENSION PROPERTY AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 주로 선박이나 교량의 구조 재료의 소재로서 사용되는 후강판(厚鋼板)에 관한 것으로, 특히 발생한 취성 균열의 전파를 정지하는 특성을 개선한 후강판, 및 이러한 후강판을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다.

선박, 건축물, 탱크, 해양 구조물, 라인 파이프 등의 구조물에 사용되는 강판에는, 구조물의 취성 파괴를 억제하기 위해서, 취성 균열의 전파에 의한 파괴를 억제하는 능력인 어레스트 특성(이하, 「취성 균열 전파 정지 특성」이라고 부르는 경우가 있음)이 요구되게 된다. 최근, 구조물의 대형화에 수반하여, 항복 응력이 390MPa 이상, 판 두께가 50㎜ 이상인 고강도 후강판을 사용하는 케이스가 많아지고 있다. 그러나, 상기와 같은 취성 균열 전파 정지 특성은 일반적으로 강판이 고강도·후육화로 됨에 따라 그것을 확보하기 곤란하게 된다.

한편, 콘테이너선에 있어서도 효율화를 위해서 대형화가 진행되고 있으며, 그것에 수반하여 후육·고강도의 강판이 사용되어지고 있다. 선체의 파괴 안정성을 고려하면, 취성 파괴를 발생시키지 않는 것이 제일 중요하지만, 가령 취성 파괴가 발생한 경우이더라도, 선체의 전체 붕괴를 회피하기 위해서 균열의 전파를 정지시키도록 선체에 취성 균열 전파 정지 특성을 구비시키는 것이 중요하다. 이러한 배경으로부터, 해치 코밍(hatch coaming)부로부터 발생한 취성 균열을 상갑판(upper deck)부에서 정지시키는 것이 요구되어 오고 있으며, 고강도 후강판에 있어서 상기 취성 균열 전파 정지 특성을 부여시키는 기술이 요망되고 있다.

취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 방법으로서는, (a) 합금 원소를 첨가하는 방법, (b) 결정 입경을 미세화하는 방법 등이 알려져 있다. 이 중 합금 원소를 첨가하는 방법으로서는, 예컨대 일본 특허공개 제2007-302993호와 같은 기술이 제안되어 있다. 이 기술에서는, 합금 원소로서 Ni를 함유시키고, 냉각 과정에서의 냉각 속도를 제어함으로써 베이나이트의 입경을 미세화하여 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키고 있다.

그러나, 이러한 기술에서는, 탄소 당량 Ceq가 높아지기 쉬워 용접성의 관점에서 바람직하지 않은 것으로 된다. 또한, 판 두께: 80㎜라는 후육에서는, 표층부(예컨대, 표면으로부터 판 두께의 10% 깊이까지의 부분)의 미세화가 달성되었다고 하여도, 취성 균열의 전파를 정지시키는 능력을 충분히 발휘할 수 있는 것은 아니어서, 반드시 양호한 취성 균열 전파 정지 특성을 확보할 수 있는 것은 아닌 것이다. 더구나, 합금 원소를 첨가하는 것은 강판의 비용 증대를 초래하게도 된다.

한편, 결정 입경을 미세화함으로써 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 방법으로서는, 예컨대 일본 특허 제3845113호, 일본 특허공개 제2002-256374호와 같은 기술이 알려져 있다. 이들 기술에서는, 페라이트를 모상(母相)으로 하고, 이 페라이트의 입경을 미세화함으로써 양호한 취성 균열 전파 정지 특성을 확보하고 있다. 그러나, 이들 기술에서는 연질의 페라이트를 모상으로 하고 있기 때문에, 고강도이고 두꺼운 강판에의 적용은 곤란하다.

본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 판 두께 방향에 있어서의 소정의 위치에서, 베이나이트를 주체로 함과 아울러, 결정 입경의 미세화를 실현함으로써, 취성 파괴 전파 정지 특성이 우수한 후강판, 및 이러한 후강판을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 후강판은, C: 0.05~0.12%(질량%의 의미, 화학 성분 조성에 대해 이하 동일), Si: 0.05~0.30%, Mn: 1.00~1.80%, Al: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.003% 및 N: 0.0020~0.0090%를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, P: 0.025% 이하, S: 0.01% 이하로 억제되고, 표면으로부터 깊이 t/8~t/4(t는 판 두께를 나타냄, 이하 동일)의 위치에서, 베이나이트가 95면적% 이상을 차지하는 조직으로 이루어지며, 또한 이웃하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각(大角) 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때 상기 결정립의 평균 원 상당 직경이 8㎛ 이하이다.

또, 원 상당 직경이란, 그 결정립과 동일한 면적을 갖는 원의 직경을 의미한다. 또한, 이웃하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때의 상기 결정립의 평균 원 상당 직경을 이하 「대각 입계 직경」이라고 약칭하는 경우가 있다.

상기와 같은 본 발명의 후강판을 제조함에 있어서는, 상기 조성을 갖는 슬래브를 1050~1150℃의 온도로 가열하고, 압연 도중에서 강판 표면 온도가 (Ar₃ 변태점-90℃)~(Ar₃ 변태점-20℃)까지를 평균 냉각 속도: 1℃/초 이상으로 수냉하고, (Ar₃ 변태점+10℃)~(Ar₃ 변태점+80℃)까지 복열(復熱)을 완료한 후, 누적 압하율이 60% 이상으로 되는 압연을 행하고, 그 후 (Ar₃ 변태점-120℃) 이상의 온도로부터 평균 냉각 속도: 5℃/초 이상으로 400~500℃의 온도 범위까지 가속 냉각하도록 하면 좋다.

본 발명의 강판에 있어서는, 판 두께 방향에 있어서의 소정 위치에서, 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 함과 아울러, 특정한 결정 방위를 갖는 결정립의 미세화를 도모함으로써, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 후강판을 실현할 수 있으며, 이러한 강판은 선박, 건축물을 비롯한 각종 대형 구조물의 소재로서 유용하다.

본 발명자들은 베이나이트 조직인 후강판에 주목하여, 그 강판에 있어서의 취성 균열 전파 정지 특성을 양호하게 하기 위한 수단에 대하여 다양한 각도로 검토하였다. 그 결과, 베이나이트 조직에서는 오스테나이트에 대해 여러 가지의 방 위 관계를 가지고 생성하게 되는 것이지만, 강판의 화학 성분 조성, 조직의 생성 온도, 그 외의 조건 등에 따라 선택되는 각 결정 격자의 방위 관계가 변화하게 되며, 강판의 두께 방향의 소정의 위치에서 특정한 결정 방위차를 갖는 결정립을 미세화하면 취성 균열 전파 정지 특성이 양호해지는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다.

본 발명의 강판은, 적어도 판 두께 방향에 있어서의 소정 위치에서, 베이나이트를 주체로 하는 조직(베이나이트상이 조직 중에 95면적% 이상)으로 이루어지는 것인데, 이것은 고가의 합금 원소를 첨가하지 않더라도 판 두께가 50㎜ 이상인 후강판에 있어서 고강도를 확보하기 위해서이며, 예컨대 페라이트가 모상이면 후육과 고강도의 양립이 곤란하게 된다.

일반적으로, 취성 균열 전파 정지 특성에 대해서는, 표층으로부터 형성되는 연성 파괴 영역(시어 립(shear lip))에 의한 에너지 손실이 영향을 주는 것으로 생각된다. 그래서, 본 발명자들은, 취성 균열 진전 중의 에너지 밸런스의 관점에서, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위한 요건에 대하여 더욱 검토하였다. 그 결과, 취성 균열은 시어 립이 강판 표면으로부터 깊이 t/8~t/4(t: 판 두께)의 위치(이하, 간단히 「t/8~t/4부」라고 부르는 경우가 있음)까지 확대됨으로써 정지하는 것이 판명된 것이다.

따라서, 표면으로부터 판 두께의 10%의 깊이까지의 표층부에서의 인성을 높이는 것이 아니라, 상기 t/8~t/4부에서의 인성을 높임으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 양호하게 할 수 있다는 지견이 얻어진 것이다. 그리고, t/8~t/4부에서의 조직 크기(대각 입계 직경)와 취성 균열 전파 정지 특성의 관계에 대하여 더욱 검토를 거듭하였다.

베이나이트상을 주체로 하는 단상 조직에서는, 입계가 취성 균열의 전파의 장해로 되는 것으로 생각되지만, 균열 진전시에 입계와 균열이 충돌하는 빈도를 높이면 균열의 전파를 억제할 수 있는 것으로 생각된다. 즉, 결정립의 미세화를 도모하여 입계를 미세하게 함으로써 균열과의 충돌 빈도를 높이면 좋다는 지견이 얻어졌다. 단, 입계를 형성하는 양단의 방위차가 작은(예컨대, 15°미만인) 소각(小角) 입계(소경각(小傾角) 경계)에서는, 입계 에너지가 작아져 그 효과가 작기 때문에, 상기 방위차가 15° 이상인 대각 입계(대경각 경계)를 대상으로 할 필요가 있다.

즉, 이웃하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때 상기 t/8~t/4부에서의 상기 결정립의 평균 원 상당 직경(대각 입계 직경)을 8㎛ 이하로 제어하면, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 발휘되는 것이다.

또, 상기 「방위차」는 「어긋남 각」 또는 「경각(傾角)」이라고도 불리고 있는 것이며, 이하에서는 「결정 방위차」라고 부르는 경우가 있다. 또한, 이러한 결정 방위차를 측정하기 위해서는, 후술하는 실시예에서 나타내는 바와 같이, EBSP법(Electron Backscattering Pattern법)을 채용하면 좋다.

도 1은 상기 t/8~t/4부에서의 대각 입계 직경을 d(㎛)로 했을 때의 d^-1/2와, 취성 균열 전파 정지 특성을 나타내는 -10℃에서의 Kca(측정 방법은 후술함)의 관계를 나타내는 그래프이다. 이 결과로부터 분명한 바와 같이, d^-1/2≥0.35(즉, d≤8㎛)일 때에, 상기 Kca: 7000N/㎜^3/2 이상을 확보할 수 있는 것을 알 수 있다.

본 발명의 강판은 화학 성분 조성이 적정하게 조정되어 있는 것도 특징의 하나로 한다. 이하에서는 화학 성분의 범위 한정 이유를 설명한다.

[C: 0.05~0.12%]

C는 강판의 강도 확보를 위해 필요한 원소이다. 고강도, 인장 강도 TS로 510MPa 정도를 얻기 위해서는, 0.05% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 그러나, 0.12%를 초과하여 과잉으로 함유시키면 용접성이 열화됨과 아울러 모재 인성이 저하된다. 이러한 점에서 C 함유량은 0.05~0.12%로 하였다. 또, C 함유량의 바람직한 상한은 0.10%이다.

[Si: 0.05~0.30%]

Si는 탈산과 강도 확보를 위해 필요한 원소이며, 그것을 위해서는 0.05% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.30%를 초과하여 과잉으로 함유시키면 용접성이 열화된다. 또, Si 함유량의 바람직한 상한은 0.15%이다.

[Mn: 1.00~1.80%]

Mn은 강판의 강도 상승을 위해 유효한 원소이며, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 1.00% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 과잉으로 함유시키면, 용접성이 열화되기 때문에 1.80% 이하로 할 필요가 있다. 또, Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.40%이고, 바람직한 상한은 1.60%이다.

[P: 0.025% 이하]

P는 결정립에 편석하여 연성이나 인성에 유해하게 작용하는 불순물이기 때문에, 가능한 한 적은 쪽이 바람직한 것이지만, 실용강(實用鋼)의 청정도의 정도를 고려하여 0.025% 이하로 억제하는 것이 좋다. 또, P는 강에 불가피적으로 포함되는 불순물이며, 그 양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 곤란하다.

[S: 0.01% 이하]

S는 강판 중의 합금 원소와 화합하여 여러 개재물을 형성하여 강판의 연성이나 인성에 유해하게 작용하는 불순물이기 때문에, 가능한 한 적은 쪽이 바람직한 것이지만, 실용강의 청정도의 정도를 고려하여 0.01% 이하로 억제하는 것이 좋다. 또, S는 강에 불가피적으로 포함되는 불순물이며, 그 양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 곤란하다.

[Al: 0.01~0.06%]

Al은 탈산을 위해 유용한 원소이며, 또한 AlN을 형성하여 결정립의 미세화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.01% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Al 함유량이 과잉으로 되면 모재 인성 및 용접부의 인성을 열화시키기 때문에, 0.06% 이하로 할 필요가 있다. 또, Al 함유량의 바람직한 상한은 0.04%이다.

[Ti: 0.005~0.03%]

Ti는 강 중에 TiN을 미세 분산시켜 가열 중의 오스테나이트립의 조대화를 방 지함과 아울러, 오스테나이트의 재결정을 억제하는 효과가 있기 때문에, 오스테나이트립을 미세화하여 변태 후의 조직을 미세화하는 효과를 발휘한다. 또한, TiN은 용접시에 있어서의 열영향부(HAZ)의 오스테나이트립의 조대화를 방지함과 아울러, 오스테나이트의 재결정을 억제하는 효과가 있기 때문에, 오스테나이트립을 미세화하여 HAZ 인성 개선에 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti는 0.005% 이상(바람직하게는 0.01% 이상) 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ti의 함유량이 과잉으로 되면 용접성이 손상되기 때문에, 0.03% 이하(바람직하게는 0.02% 이하)로 할 필요가 있다.

[Nb: 0.005~0.05%]

Nb는 Ti와 마찬가지로 오스테나이트의 재결정을 억제하는 효과가 있기 때문에, 오스테나이트립을 미세화하여 변태 후의 조직을 미세화하는 효과를 발휘한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb를 0.005% 이상(바람직하게는 0.01% 이상)의 양으로 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Nb가 과잉으로 함유되면 용접성이 손상되기 때문에, Nb 함유량은 0.05% 이하(바람직하게는 0.025% 이하)로 하는 것이 좋다.

[B: 0.0005~0.003%]

B는 N과 질화물을 형성하여 용접시에 있어서의 HAZ의 오스테나이트립 내 조직을 미세화하여 HAZ 인성 개선에 유효함과 아울러, 프리 B는 담금질성을 높여 모재 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B는 0.0005% 이상(바람직하게는 0.0010% 이상) 함유시킬 필요가 있다. 그러나, B 함유 량이 과잉으로 되면 용접성이 손상되기 때문에, 0.003% 이하(바람직하게는 0.002% 이하)로 하였다.

[N: 0.0020~0.0090%]

N은 Al, Ti, Nb, B 등의 원소와 결합하여 질화물을 형성해서 모재 조직을 미세화시키는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, N은 0.0020% 이상(바람직하게는 0.004% 이상) 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 고용(固溶) N은 HAZ의 인성을 열화시키는 원인으로 된다. 전체 질소량의 증가에 의해, 전술한 질화물은 증가하지만 고용 N도 과잉으로 되어 유해해지기 때문에, N 함유량은 0.0090% 이하(바람직하게는 0.007% 이하)로 한다.

본 발명의 강판에 있어서의 기본 성분은 상기한 바와 같으며, 잔부는 철 및 불가피 불순물(예컨대 O 등)로 이루어지는 것이다.

본 발명의 강판은, 판 두께 방향의 소정의 위치에서, 베이나이트가 95면적% 이상을 차지하는 조직으로 이루어지는 것인데, 오스테나이트 상태에서 가속 냉각을 행함으로써 과냉 상태로 되어 베이나이트 조직으로 할 수 있다. 본 발명의 후강판에서는, t/8~t/4부에서 그 조직을 베이나이트 조직으로 함과 아울러, 대각 입계 직경의 미세화를 도모하는 것을 특징으로 하는데, 다음에 이러한 후강판을 제조하기 위한 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 후강판을 제조함에 있어서는, 상기 화학 성분 조성의 요건을 만족시키는 슬래브를 1050~1150℃의 온도로 가열하고, 압연 도중에서 강판 표면 온도가 (Ar₃ 변태점-90℃)~(Ar₃ 변태점-20℃)까지를 평균 냉각 속도: 1℃/초 이상으로 수냉하고, (Ar₃ 변태점+10℃)~(Ar₃ 변태점+80℃)까지 복열을 완료한 후, 누적 압하율이 60% 이상으로 되는 압연을 행하고, 그 후 (Ar₃ 변태점-120℃) 이상의 온도로부터 평균 냉각 속도: 5℃/초 이상으로 400~500℃의 온도 범위까지 가속 냉각하면 좋다.

본 발명의 강판에서는, 강판의 t/8~t/4부에서의 조직을 미세화함으로써 취성 균열 전파 정지 특성을 우수하게 한다. 이러한 강판을 얻기 위해서, 상기 제조 방법에서는 해당 판 두께 위치(t/8~t/4부)를 적절한 온도역으로 제어하여 압연을 행하고, 오스테나이트 저온측 재결정 온도역(이하, 간단히 「재결정 온도역」이라고 부르는 경우가 있음)에서의 압연에 의한 오스테나이트립의 미세화와, 오스테나이트 미재결정(未再結晶) 온도역(이하, 간단히 「미재결정 온도역」이라고 부르는 경우가 있음)에서의 압연에 의한 변형 왜곡의 도입에 의한 변태시의 핵 생성 사이트를 증가시킴으로써 해당 판 두께 위치에서의 조직을 미세화시키는 것이다. 이하, 각 요건에 대하여 순서에 따라 설명한다.

우선 슬래브의 가열 온도를 1050~1150℃로 한다. 이 가열 온도를 1000℃ 이상으로 하는 것은 재질의 균질화와 Nb 고용에 의한 강도의 확보에 필요하기 때문이다. 그러나, 가열 온도가 1150℃를 초과하면, 가열 중의 오스테나이트립의 조대화에 의해 미세 조직이 얻어지지 않기 때문에, 1150℃ 이하로 할 필요가 있다.

상기 온도 범위로 가열한 후에는, 압연 도중에서 강판 표면 온도가 (Ar₃ 변 태점-90℃)~(Ar₃ 변태점-20℃)까지를 평균 냉각 속도: 1℃/초 이상으로 수냉한다. 본 발명의 강판의 성분계에 있어서 재결정 온도에 대하여 검토한 바, 강판의 t/8~t/4부에서의 온도가 (Ar₃ 변태점+110℃)~(Ar₃ 변태점+180℃)을 재결정 온도역, (Ar₃ 변태점+110℃) 미만을 미재결정 온도역으로 정의하고, 상기 t/8~t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 온도를 재결정 온도역까지 냉각한 후에 마무리 압연을 개시하면 좋은 것을 알았다.

그 때문에, 조압연 완료 후에, 평균 냉각 속도: 1℃/초 이상의 수냉을, 강판 표면 온도가 (Ar₃ 변태점-90℃)~(Ar₃ 변태점-20℃)로 될 때까지 행한다. 이 공정에서의 냉각을 「수냉」으로 한 것은, 공냉으로 해당 판 두께 위치의 온도를 재결정 온도역까지 냉각하기 위해서는 장시간이 필요하게 되고, 냉각 중에 오스테나이트립은 입자 성장해 버려 조직의 미세화를 달성하는 것이 곤한해지기 때문이다. 또한, 공냉으로는 생산성의 저하를 초래해 버리기 때문에, 생산성의 관점에서도 수냉으로 한다. 이 때의 냉각 정지 온도를, 강판 표면 온도에서 (Ar₃ 변태점-90℃)~(Ar₃ 변태점-20℃)로 하는 것은 t/8~t/4부의 온도를 재결정 온도역으로 하기 위해서이다.

다음으로, (Ar₃ 변태점+10℃)~(Ar₃ 변태점+80℃)까지 복열을 완료한 후 마무리 압연을 개시한다. 복열이 완료되기 전에 압연을 실시하면, t/8~t/4부와 t/2부(판 두께 중앙부)의 온도차가 큰 상태에서의 압연으로 되어, 상대적으로 강도가 낮아져 있는 t/2부에는 우선적으로 압연 변형이 도입되지만, t/8~t/4부에는 압연 변 형이 도입되기 어렵게 되어 t/8~t/4부의 조직의 미세화가 곤란하게 된다. 강판 표면 온도에서 (Ar₃ 변태점-90℃)~(Ar₃ 변태점-20℃)로 냉각한 후에 복열이 완료되는 것은 (Ar₃ 변태점+10℃)~(Ar₃ 변태점+80℃)이기 때문에, 이것을 복열 완료 온도로 하였다. 또한, 복열을 충분히 행하지 않은 상태에서는, 상술한 바와 같이 판 두께 방향의 온도차가 크기 때문에, 마무리 압연 중에 판 두께 방향의 변형 저항의 차에 기인하는 「휨」이 발생하기 쉬워지므로, 휨 발생 저감의 관점에서도 복열 완료 후에 마무리 압연을 개시하는 것이 바람직하다.

강판의 t/8~t/4부에서의 온도가 (Ar₃ 변태점+110℃)~(Ar₃ 변태점+180℃)를 오스테나이트 저온측 재결정 온도역(재결정 온도역), (Ar₃ 변태점+110℃) 미만을 오스테나이트 미재결정 온도역(미재결정 온도역)으로 정의하고, 각각의 온도역에서의 누적 압하율을 Rr, Rd로 했을 때, 하기 수학식 1의 관계를 만족하는 R(세미립화 기여 압하 계수로 함)과, 상기한 d^-1/2(d: 결정립의 원 상당 직경)의 관계에 대하여 검토한 바, 도 2에 나타내는 바와 같은 결과가 얻어졌다. 또, 하기 수학식 1은 각각의 온도 영역에서의 누적 압하율이 세립화에 기여하는 비율에 근거하여 실험에 의해 구해진 것이며, 상기 R은 결정립 미세화의 지표로 되는 것이다.

R = (0.44 × Rr) + (0.56 × Rd)

또, 각각의 온도 영역에서의 누적 압하율은 하기 수학식 2에 의해 구해지는 것이다.

누적 압하율 = (t₀ - t₁)/t₀ × 100

[수학식 2 중, t₀은 해당 온도역에서의 강편(鋼片)의 압연 개시 두께(㎜)를 나타내고, t₁은 해당 온도역에서의 강편의 압연 종료 두께(㎜)를 나타낸다.]

도 2의 결과로부터 분명한 바와 같이, 기본적으로 R≥35일 때, d^-1/2≥0.35를 만족할 수 있고, 상기 도 1과의 관계로부터, Kca≥7000N/㎜^3/2를 만족할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, R≥35이더라도, Rr≤10(%)인 경우에는, 오스테나이트 저온측 재결정 온도역에서의 압하량이 부족하여, 변태 전의 오스테나이트립을 미세하게 할 수 없어, d^-1/2≥0.35를 만족할 수 없으므로 취성 균열 전파 특성이 열화되는 것을 알 수 있다(후기 실시예의 실험 No. 11). 이와 같이, 상기 수학식 1로 규정되는 R을 35 이상으로 함으로써, Kca≥7000N/㎜^3/2을 만족시킬 수 있는데, 이러한 조건을 만족시키기 위해서는, 마무리 압연에서의 누적 압하율을 60% 이상으로 할 필요가 있다. 또, 본 발명의 제조 방법에 있어서는, 슬래브 가열 후에, 주조 조직을 균일한 조직으로 하기 위해서 오스테나이트 고온역에서 조압연을 실시하게 되는데, 상기 마무리 압연시의 누적 압하율을 60% 이상 확보하기 위해서는, 조압연의 완료 판 두께는 최종 두께의 2.5배 이상을 확보하는 것이 바람직하다.

마무리 압연이 종료한 후에는, (Ar₃ 변태점-120℃) 이상의 온도로부터 평균 냉각 속도: 5℃/초 이상으로 400~500℃의 온도 범위까지 가속 냉각을 할 필요가 있다. 이 공정은, 강판의 t/8~t/4부의 조직을 베이나이트 단상으로 하고, 판 두께: 50㎜ 이상의 후강판에서의 고강도화를 확보하기 위한 것이다. 이러한 관점에서, 가속 냉각의 정지 온도는, 조직이 베이나이트 주체로 되는 온도까지 냉각할 필요가 있기 때문에, 500℃ 이하로 한다. 단, 가속 냉각의 정지 온도가 400℃ 미만으로 되면, 섬 형상 마르텐사이트상이 생성되어 모재 인성의 열화를 초래하기 때문에, 400℃를 하한으로 한다.

상기와 같은 제조 방법에 의해서, 본 발명의 화학 성분 조성의 요건 및 조직 요건을 만족시키고, 또한 인장 강도 TS가 510MPa 이상인 후강판을 제조할 수 있다. 본 발명의 강판에 있어서의 판 두께는 50~80㎜인 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니며, 상기/하기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

[실시예]

하기 표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 강을 전로(轉爐)로 용제하고, 여러 가지의 냉각, 압연 조건에 의해 강판을 제조하였다. 이 때의 제조 조건을 하기 표 2에 나타낸다. 강편의 t/8~t/4부의 온도는 차분법을 이용한 프로세스 컴퓨터에 의해 산출하였다. 구체적인 온도 관리의 순서는 하기와 같다. 또, 본 발명에 있어서의 Ar₃ 변태점은 하기 수학식 3에 의해 계산되는 값을 채용한 것이다.

Ar₃ 변태점 = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 15[Cr] - 55[Ni] - 80[Mo] + 0.35(t-8)

단, t는 판 두께이며, [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각각 C, Mn, Cu, Cr, Ni 및 Mo의 함유량(질량%)을 나타낸다[본 발명의 후강판에서는, 상기 수학식 3 중, Cu, Cr, Ni 및 Mo에 대해서는 함유하지 않는 것으로 계산한다].

[압연 중의 온도 측정 방법]

1. 프로세스 컴퓨터를 이용하여, 가열 개시로부터 가열 종료까지의 분위기 온도나 노 체류 시간에 근거하여 강편의 소정의 위치(t/8~t/4부)의 가열 온도를 산출한다.

2. 산출한 가열 온도를 이용하여, 압연 중의 압연 패스 스케쥴이나 패스 사이의 냉각 방법(수냉 또는 공냉)의 데이터에 근거해서, 판 두께 방향의 임의의 위치에서의 압연 온도를 차분법 등의 계산에 적합한 방법을 이용하여 계산하면서 압연을 실시한다.

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

4. 조압연 개시시, 조압연 종료시, 마무리 압연 개시시에 각각 실측한 강판의 표면 온도를 프로세스 컴퓨터로부터 산출되는 계산 온도와 대조한다.

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 계산된 계산 온도를 그대로 이용한다.

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

얻어진 각 강판에 대해서, 페라이트 및 베이나이트의 분율(면적률), t/8~t/4부에서의 대각 입계 직경 d(및 d^-1/2), 기계적 특성(항복점 YP, 인장 강도 TS, 충격 특성(모재의 충격 특성), 취성 균열 전파 정지 특성(모재의 어레스트 특성), 및 HAZ 인성을 하기의 방법에 의해 측정하였다. 이들의 결과를 일괄해서 하기 표 3에 나타낸다.

[페라이트, 베이나이트 분율]

강판의 t/8~t/4부로부터, 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 강판의 표면에 대하여 수직인 면이 노출되도록 샘플을 잘라내어, 이것을 #150~#1000까지의 습식 에머리(emery) 연마지를 이용하여 연마하고, 그 후에 연마제로서 다이아몬드 슬러리를 이용해서 경면 마무리하였다. 이 경면 연마편을 2% 질산-에탄올 용액(나이탈 용액)으로 에칭한 후, 150㎛×200㎛의 시야를 관찰 배율 400배로 관찰하여, 화상 해석에 의해 페라이트 분율을 측정하였다. 여기서 페라이트 이외의 라스 형상 조직은 모두 베이나이트라고 간주하였다. 그리고, 합계 5시야의 페라이트, 베이나이트 분율을 구하고, 그 평균값을 채용하였다.

[대각 입계 직경의 원 상당 직경]

(a) 강판의 압연 방향에 평행하게 절단한, 판 두께의 표리면을 포함하는 샘플을 준비하였다.

(b) #150~#1000까지의 습식 에머리 연마지 혹은 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법을 이용하여 단면을 연마하고, 다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용하여 경면 마무리를 실시한다.

(c) 강판의 t/8~t/4부에 있어서, 강판의 압연 방향에 평행한 단면에서, FE-SEM-EBSP(전자 방출형 주사 전자 현미경을 이용한 전자 후방 산란 회절상법)에 의해 대각 입계 직경을 측정하였다. 구체적으로는, Tex SEM Laboratories사의 EBSP 장치(상품명: 「OIM」)를 FE-SEM과 조합하여 이용해서, 경각(결정 방위차)이 15° 이상인 경계를 결정립계로 하여 대각 입계 직경을 측정하였다. 즉, 경각(결정 방위차)이 15° 이상인 경계를 결정립계로 한 결정립을 특정하고, 그 결정립의 면적을 화상으로부터 구하여, 그 면적과 동일한 원의 직경을 대각 입계 직경으로 하였다. 이 때의 측정 조건은, 측정 영역: 200×200(㎛), 측정 스텝: 0.5㎛ 간격으로 하고, 측정 방향의 신뢰성을 나타내는 신뢰 지수(Confidence Index)가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상에서 제외하였다. 이렇게 하여 구해지는 대각 입계 직경의 평균값을 산출하여, 본 발명에 있어서의 「대각 입계 직경(평균 원 상당 직경 d)」으로 하였다.

(d) 텍스트 데이터의 해석법으로서, 대각 입계 직경(평균 원 상당 직경 d)이 2.5㎛ 이하인 것에 대해서는 측정 노이즈라고 판단하여 평균값 계산의 대상에서 제외하였다.

[모재의 인장 특성]

각 강판의 깊이 t/4의 부위(압연 방향에 수직인 방향: C 방향)로부터 NK U14A 시험편을 채취하여, JIS Z2241에 따라 인장 시험을 행함으로써 항복점 YP 및 인장 강도 TS를 측정하였다. 항복점 YP: 390MPa 이상, 인장 강도 TS: 510MPa 이상을 합격으로 하였다.

[모재 인성]

V 노치 샤르피 시험을 행하고(JIS Z 2242에 준거한 시험 방법) 충격 시험을 행하여 천이 곡선에 의해 취성 파면 천이 온도 vTrs를 구하였다. 시험편은 t/4부(압연 방향에 평행한 방향: L 방향)로부터 NK(일본해사협회) 선급이 정하는 U4호 시험편을 채취하였다. 이 때, 각 온도(최저 4 온도 이상)의 측정에 관하여 n=3으로 시험을 실시하고, 3점 중 가장 취성 파면율이 높은 점을 지나도록 취성 파면 천이 곡선을 그려, 취성 파면율이 50%로 되는 온도를 취성 파면 천이 온도 vTrs로서 산출하였다(vTrs가 가장 고온측으로 되도록 선을 그음). vTrs -80℃ 이하를 합격(모재 인성이 양호)으로 하였다.

[취성 균열 정지 특성]

취성 균열 정지 특성(어레스트 특성)은 사단법인 일본 용접 협회(WES) 발행의 강종(鋼種) 인정 시험 방법(2003년 3월 31일 제정)에서 규정되는 「취성 파괴 전파 정지 시험」에 준하여 행하였다. 시험은 취성 파괴 전파 정지 시험 방법의 도 7.2에 나타내져 있는 형상의 시험편을 이용하여, 이 시험편에 -190℃~+60℃의 범위로부터 선택되는 임의의 온도 범위에서 온도 구배를 부가하여 4 시험체분 행하였다. Kca값은 하기 수학식 4로 산출하였다. 하기 수학식 4 중, c는 전파부 입구로부터 취성 균열 선단까지의 길이, σ는 전파부 입구로부터 취성 균열 선단까지의 길이, W는 전파부 폭을 각각 나타내고 있다.

T를 취성 균열 선단의 온도(단위는 K)로 하고, X축을 1/T, Y축을 산출한 Kca값으로 하여 1/T과 Kca값의 상관 관계를 나타내는 그래프를 작성하고, 4점의 근사 곡선과 273K의 교점을 -10℃에서의 Kca값으로 하였다. -10℃에서의 Kca값을 하기 표 3에 나타낸다. 본 발명에서는, -10℃에서의 Kca가 7000N/㎜^3/2 이상인 경우를 합격(취성 균열 전파 정지 특성이 우수함)으로 한다.

[HAZ 인성의 평가]

재현 HAZ 열사이클 시험(1400℃까지의 승온 속도: 50℃/초, 최고 가열 온도 1400℃에서의 유지 시간: 30초, 냉각시에서의 800~500℃까지의 냉각 시간 Tc: 300초)에 의한 입열량: 40~45kJ/㎜의 대입열 용접시의 본딩부의 열이력을 모의하여, HAZ부에 대해 -20℃에서 샤르피 충격 시험을 행하여 흡수 에너지(vE_-20)를 측정하였다. 이 때 3개의 시험편에 대해 흡수 에너지(vE_-20)를 측정하여 그 평균값을 구하였다. 그리고, vE_-20의 평균값이 100J 이상인 것을 HAZ 인성이 우수하다고 평가하였다.

표 3의 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선 실험 No. 1~7의 것은 본 발명에서 규정하는 모든 요건을 만족하는 것으로, 취성 균열 전파 정지 특성이 양호하게 되었다. 이에 반하여, 본 발명의 요건 중 어느 하나를 결하는 것은(실험 No. 8~32) 어느 특성이 열화되었다. 상세하게는 하기와 같다.

실험 No. 8의 것은 가열 온도가 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮은 것이기 때문에, 대각 입계 직경이 미세화되어 양호한 어레스트 특성을 나타내었지만, Nb의 고용 부족에 의해 강도가 부족하다.

실험 No.9의 것은 가열 온도가 본 발명에서 규정하는 범위보다도 높고, 그 때문에 가열시의 오스테나이트가 조대화되어 충분한 조직 미세화가 불가능하여, 양호한 어레스트 특성이 얻어지고 있지 않다. 실험 No.10, 16~25의 것은 마무리 압연시의 누적 압하율이 부족하여 대각 입계 직경의 미세화를 확보할 수 없어, 양호한 어레스트 특성이 얻어지고 있지 않다.

실험 No.11, 12의 것은 조압연 후에서의 수냉 후의 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것이어서, 오스테나이트 저온측 재결정 온도 혹은 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 낮아져 대각 입계 직경의 미세화를 확보할 수 없어, 양호한 어레스트 특성이 얻어지고 있지 않다.

실험 No.13의 것은 냉각 개시 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것이어서, 베이나이트 분율이 저하되어, 고강도가 얻어지고 있지 않다. 실험 No.14의 것은 냉각 정지 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것이어서(상기 도 1 참조), 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어 인성이 열화되어 버리고, 양호한 어레스트 특성이 얻어지고 있지 않다.

실험 No.15의 것은 압연 완료 후, 가속 냉각을 실시하지 않고 공냉으로 했기 때문에, 베이나이트 조직으로 되지 않고 페라이트를 주체로 한 조직으로 되므로, 강도가 부족할 뿐만 아니라, 조직이 조대화되어 양호한 어레스트 특성이 얻어지고 있지 않다.

실험 No.26~32의 것은 화학 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 것이어서, 양호한 어레스트 특성이 얻어지고 있지 않거나, 혹은 강도 부족이나 HAZ 인성의 열화를 초래하고 있다.

표 3의 결과에 근거하여 d^-1/2와 Kca의 관계를 나타낸 것이 상기 도 1이다. 또한, 상기 수학식 1의 관계를 만족하는 R(세립화 기여 압하 계수)과, d^-1/2(d: 결정립의 원 상당 직경)의 관계에 대하여 나타낸 것이 상기 도 2이다.

도 1은 t/8~t/4부에서의 대각 입계 직경을 d(㎛)로 했을 때의 d^-1/2와, 취성 균열 전파 정지 특성을 나타내는 -10℃에서의 Kca의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 2는 수학식 1의 관계를 만족하는 R(세립화 기여 압하 계수)과, d^-1/2(d: 결정립의 원 상당 직경)의 관계에 대해 나타낸 그래프이다.

Claims

C: 0.05~0.12%(질량%의 의미, 화학 성분 조성에 대해 이하 동일), Si: 0.05~0.30%, Mn: 1.00~1.80%, Al: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.003% 및 N: 0.0020~0.0090%를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, P: 0.025% 이하, S: 0.01% 이하로 억제하고,

판 두께를 t로 했을 때 표면으로부터 깊이 t/8~t/4의 위치에서, 베이나이트가 95면적% 이상을 차지하는 조직으로 이루어지며,

또한, 이웃하는 2개의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각(大角) 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때 상기 결정립의 평균 원 상당 직경이 8㎛ 이하인 후강판(厚鋼板).
제 1 항에 기재된 강판을 제조하는 방법으로서, 슬래브를 1050~1150℃의 온도로 가열하고, 압연 도중에서 강판 표면 온도가 (Ar₃ 변태점-90℃)~(Ar₃ 변태점-20℃)까지를 평균 냉각 속도: 1℃/초 이상으로 수냉하고, (Ar₃ 변태점+10℃)~(Ar₃ 변태점+80℃)까지 복열(復熱)을 완료한 후, 누적 압하율이 60% 이상으로 되는 압연을 행하고, 그 후 (Ar₃ 변태점-120℃) 이상의 온도로부터 평균 냉각 속도: 5℃/초 이상으로 400~500℃의 온도 범위까지 가속 냉각을 하는 공정을 포함하는 강판의 제조 방법.