KR101096871B1

KR101096871B1 - 대입열 용접 열영향부의 판 두께 방향 인성이 우수한 스킨 플레이트용 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101096871B1
Application number: KR1020090021696A
Authority: KR
Inventors: 도요아키 시와쿠
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2008-03-14
Filing date: 2009-03-13
Publication date: 2011-12-22
Also published as: KR20090098745A; CN101532112B; CN101532112A; JP5171327B2; JP2009221522A

Abstract

본 발명의 대입열 용접 열영부향의 판 두께 방향 인성이 우수한 스킨 플레이트용 강판은, C, Si, Mn 등을 함유함과 아울러 Ti, N, B가 하기 수학식 1~3을 만족하고, 강판의 종단면에서, Ca를 함유하는 원 상당 직경 5㎛ 이상의 개재물이 5개/㎟ 이하이고, 길이 50㎛ 이상의 MnS계 개재물이 2개/㎠ 이하이며, 강판의 중심 편석부의 C 농도가 강판 전체의 평균 C 농도의 1.2배 이하이다.

1.0≤[Ti]/[N]≤3.0

0.0003≤[N]-[Ti]/3.4≤0.0035

-0.0005≤[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}≤0.0015

(단, [Ti], [N], [B]는 각각 Ti, N, B의 함유량(질량%)을 나타낸다.)

Description

대입열 용접 열영향부의 판 두께 방향 인성이 우수한 스킨 플레이트용 강판 및 그 제조 방법{STEEL SHEET FOR SKIN PLATE HAVING EXCELLENT TOUGHNESS IN SHEET THICKNESS DIRECTION IN HIGH HEAT INPUT WELDING HEAT-AFFECTED ZONE, AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 예컨대 고층 건축 구조물의 건축 철골로서 사용되는 박스 기둥(사면(四面) 박스 기둥, 용접 조립 상자형 단면 기둥 등이라고도 함)의 스킨 플레이트에 적용되는 강판에 관한 것으로, 일렉트로슬래그(electroslag) 용접이나 각부(角部) 서브머지 아크 용접 등의, 입열량(入熱量)이 400kJ/㎝ 이상인 대입열 용접을 했을 때에 열영향을 받는 부위(이하, 「HAZ」라고 부르는 경우가 있음)의 판 두께 방향 인성이 우수한 강판에 관한 것이다.

고층 건축 구조물에 적용되는 기둥은, 4장의 긴 강판(스킨 플레이트)을 박스 기둥 형상으로 되도록 긴 변 각부를 용접하고, 또 들보가 용접될 예정으로 되어 있는 개소에는, 강도를 확보하기 위해 기둥 내에 다이어프램(diaphragm)을 용접해 둠으로써 제조된다. 이들의 용접을 행하는 경우, 시공 효율의 향상이나 시공 시간의 단축을 도모하기 위해서, 1패스(pass)로의 용접이 요망된다. 그래서, 스킨 플레이트간의 용접으로 되는 각부 용접에서는 입열량이 400~600kJ/㎝ 정도인 대입열 서브머지 아크 용접을 행하고, 스킨 플레이트와 다이어프램의 용접에서는 입열량이 400~1200kJ/㎝ 정도인 대입열 일렉트로슬래그 용접이 행해져 오고 있다. 그러나, 대입열 용접을 행하면 용접 열영향부(HAZ)의 금속 조직이 조대화됨으로써, 용접부의 인성(靭性)이 열화된다. 내진성을 향상시키기 위해서는, 오히려 용접부의 인성 향상이 요망된다. 특히, 입열량이 400kJ/㎝ 이상인 대입열 용접은, 일부의 건축 구조에서 행해지고 있는 일렉트로가스 용접과는 달리, 입열량이 높고 냉각 속도도 느리기 때문에, 인성이 보다 열화되기 쉽다.

대입열 용접 열영향부에서의 인성을 개선하기 위한 금속 조직학적인 연구, 예컨대 1) TiN을 활용한 연구, 2) 산화물을 활용한 연구, 3) 황화물을 활용한 연구 등이 종래부터 행해지고 있다.

1) TiN을 활용한 연구에서는, 예컨대 일본 특허공개 평5-186848호에, TiN과 VN을 활용한 HAZ 인성 개선 기술이 제안되어 있다. 또한, 일본 특허공개 2002-266050호에서는, Ti와 N의 양 비율 [Ti]/[N] 비를 3.5~5.0으로, N량에 비하여 Ti량을 많게 한 제안이 이루어져 있다. 그러나, 용접 금속과 용접 열영향부(HAZ)의 계면(퓨전 라인) 근처는 1400℃를 초과하는 온도로 된다. 특히 건축에서의 용접은 초대입열(超大入熱) 용접이 행해지기 때문에, 고온에서의 체류 시간이 길어진다. 고온에서의 체류 시간이 길어질수록, TiN 입자가 용해되어 버려, HAZ 인성 개선 효과가 저감된다. 또한, 이러한 TiN 입자의 용해를 방지하기 위해서, Ti량을 많게 하여 TiN 입자를 크게 하면, TiN 입자의 조대화에 의해 오히려 인성이 열화된다.

2) 산화물을 활용한 연구로서, 예컨대 일본 특허공개 2000-80436호, 일본 특허공개 2000-80437호 및 일본 특허공개 2003-293077호는 Mg를 첨가한 산화물 입자를 활용한 기술을 제안하고 있다. 그러나, 미세한 산화물을 균일하게 분산하는 기술은 어려워, 공업적으로 안정하게 제조하기 위해서는 한층더 개선이 필요하게 된다.

3) 황화물을 활용한 연구로서는, REM을 첨가함으로써 황화물, 산화물 및 황산화물의 입자를 분산시키는 기술(예컨대, 일본 특허공개 2004-176100호, 일본 특허공개 2004-10951호, 일본 특허공개 2003-286540호); CaS의 입자를 활용하기 위해서, Ca와 S와 O의 함유량을, ACR이라는 정식화한 파라미터의 범위 내로 제어하는 기술(예컨대, 일본 특허공개 2005-220379호, 일본 특허공개 2005-68478호 공보) 등이 제안되어 있다. 그러나, 황화물을 활용하는 이들 기술에서는, 어느 정도의 S량을 필요로 하기 때문에, 황화물이 조대화되어 인성이 열화되거나, MnS계의 개재물에 의해 판 두께 방향의 인성이 열화된다.

그런데 지진시에는, 건축 구조물이 변형되어 용접 접합부에는 기둥재의 판 두께 방향으로 인장 응력이 작용한다. 강판은 판면 내(판면에 평행한 방향)에 작용하는 응력에 대해서는 강하지만, 판면의 수직 방향인 판 두께 방향의 응력에 대한 강도는 저하된다. 따라서, 건축 구조물의 내진성을 향상시키기 위해서는, 판 두께 방향의 인성도 고려할 것이 요구된다. 상술한 종래기술은, 반드시 안정하게 고(高)인성을 만족할 수 있는 것은 아니며, 또한 판 두께 방향의 인성을 고려한 것도 아니다. 판 두께 방향의 인성을 평가하기 위해서는, 동(同) 방향을 길이 방향으로 하는 샤르피 시험편을 채취해야 하지만, 통상의 맞대기 용접한 강판으로부터는 판 두께 방향을 길이 방향으로 하는 시험편을 채취할 수 없다.

본 발명은 상기와 같은 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 건축 구조물의 철골로서 사용되는 박스 기둥의 내진성을 향상시키는 것에 있다. 보다 구체적으로는, 스킨 플레이트간의 용접으로 되는 박스 기둥 각부의 서브머지 아크 용접이나, 스킨 플레이트와 다이어프램의 일렉트로슬래그 용접의 용접 열영향부(HAZ)에서, 스킨 플레이트의 판 두께 방향(Z 방향)의 인성을 개선하는 것에 있다.

상기 과제를 해결한 본 발명의 강판은, C: 0.02~0.10%(질량%의 의미. 이하 동일.), Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cu: 0.05~1.5%, Ni: 0.05~1.5%, Ti: 0.003~0.02%, B: 0.0005~0.0030%, Ca: 0.0015~0.0030%, N: 0.0040~0.008%, 및 O: 0.0005~0.0030%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이며, P: 0.015% 이하, 및 S: 0.0010% 이하로 규제되고, 상기 Ti, B, N의 함유량(질량%)이 하기 수학식 1~3을 만족하고, 강판의 종단면에서, Ca를 함유하는 원 상당 직경 5㎛ 이상의 개재물이 5개/㎟ 이하이고, 길이 50㎛ 이상의 MnS계 개재물이 2개/㎠ 이하이며, 강판의 중심 편석부의 C 농도가 강판 전체의 평균 C 농도의 1.2배 이하이다.

수학식 1

1.0≤[Ti]/[N]≤3.0

수학식 2

0.0003≤[N]-[Ti]/3.4≤0.0035

수학식 3

-0.0005≤[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}≤0.0015

(단, [Ti], [N], [B]는 각각 Ti, N, B의 함유량(질량%)을 나타낸다.)

여기서 말하는 원 상당 직경이란, 대상물과 동일 면적의 원의 직경을 의미한다.

본 발명의 스킨 플레이트용 강판은 Cr: 0.05~1.5% 및/또는 V: 0.005~0.05%를 더 함유하고 있어도 좋다.

본 발명의 스킨 플레이트용 강판은, 상기 성분 조성을 만족하고, 또한 상기 수학식 1~3을 만족하는 강 슬래브를, 1) 950~1250℃로 가열하고, 2) 압연 마무리 온도가 800~900℃로 되도록 압연한 후, 3) 30초 이상의 공냉을 행하고, 4) 그 후 1~100℃/s의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 냉각함으로써 제조할 수 있다.

상기 제조 방법에서는, 4) 300℃ 이하의 냉각 후, 5) 450~600℃로 더 재가열하고, 공냉하여도 좋다. 또한 이 4) 300℃ 이하의 냉각과, 5) 450~600℃의 재가열 및 공냉 사이에서, 700~850℃의 재가열과, 그것에 계속되는 1℃/s 이상의 냉각 속도에서의 200℃ 이하까지의 냉각을 실시하여도 좋다.

본 발명의 스킨 플레이트용 강판에서는, 각 원소의 양을 각각 제어하고, Ti, B, N의 함유량의 상호 관계도 적절히 제어하여 TiN이나 BN 등의 질화물을 미세 분산시킴과 아울러, 조대(粗大)한 Ca 함유 개재물 및 판 두께 방향 인성에 유해한 전신(展伸)된 MnS계 개재물을 억제하고, 또한 C의 중심 편석을 억제하고 있기 때문에, 서브머지 아크 용접이나 일렉트로슬래그 용접 등의 초대입열 용접을 행한 경우에도, 용접 열영향부(HAZ)에서의 판 두께 방향(Z 방향)의 인성을 확보할 수 있다.

통상, 선박 제조사 등에서 행해지는 강판과 강판의 맞대기 일렉트로가스 용접 이음이나 맞대기 서브머지 아크 용접 이음에서는, 강판의 압연 방향(L 방향) 또는 압연 직각 방향(C 방향, 판 폭 방향)의 HAZ 인성 평가를 행하고 있다. 그러나, 맞대기 용접 이음에서는, 판 두께 방향(Z 방향)을 길이 방향으로 하는 시험편을 채취할 수 없어, 판 두께 방향(Z 방향)의 HAZ 인성을 평가할 수 없다. 또한, 통상 행해지고 있는, 대입열 용접에서의 열 이력을 모의한 재현 열 사이클 시험에서도, 시험편의 채취 방향은 L 방향 또는 C 방향에서 행해질 뿐이고, Z 방향의 HAZ 인성을 평가한 것은 없었다.

압연된 강판은 압연 방향(L 방향), 압연 직각 방향(C 방향), 및 판 두께 방향(Z 방향)에서 각각 상이한 상태를 나타내며, 예컨대 압연에 의해 전신된 개재물이 존재하거나, 압연 이력을 받은 금속 조직이 존재하는 경우 등은, 판 두께 방향(Z 방향)의 HAZ 인성은 L 방향이나 C 방향의 인성에 비하여 열화되기 때문에, 판 두께 방향(Z 방향)의 인성을 향상시키기 위해서는, 개재물 제어나 조직 제어의 관점도 필요하다.

그래서, 본 발명자는 L 방향, C 방향뿐만 아니라, 판 두께 방향(Z 방향)의 대입열 HAZ 인성을 향상시키는 것에 주안을 두고 연구를 거듭한 바, (ⅰ) 개재물 제어나 조직 제어의 관점에서 성분 조성을 고도로 제어함과 아울러, (ⅱ) 개재물이나 조직 상태를 직접적으로 제어함으로써, 대입열 용접의 용접 열영향부에서 판 두께 방향 인성을 확보할 수 있다는 것을 발견하였다.

(ⅰ) 개재물이나 조직을 제어하는 관점에서의 성분 제어

개재물이나 조직을 제어하는 관점에서 말하면, (ⅰ-1) TiN, BN 등의 석출 상태와 고용(固溶) B량을 제어하기 위해서 Ti, N, B의 양을 제어하는 것, (ⅰ-2) Ca를 함유하는 개재물, 전신에 의해 판 두께 방향의 인성을 낮추는 MnS계 개재물(A계 개재물)을 제어하기 위해서 Ca량이나 S량을 제어하는 것, (ⅰ-3) MA(martensite austenite constituent, 섬 형상 마르텐사이트)를 억제하기 위해서 C량을 제어하는 것 등의 성분 제어를 하는 것이 중요하다. 또, HAZ 인성에 유해한 Nb를 첨가하지 않는 것, Cu, Ni, B 첨가에 의해 강도를 확보하는 것도 중요하다.

특히 (ⅰ-1) Ti량, N량, B량의 제어는 중요하기 때문에, 이하, 보다 상세하게 설명한다.

본 발명에서는, TiN, BN 등의 석출 상태와 고용 B량을 제어하기 위해서, Ti량, N량, B량을 하기 수학식 1~3의 관계를 모두 만족하도록 제어한다.

수학식 1

1.0≤[Ti]/[N]≤3.0

수학식 2

0.0003≤[N]-[Ti]/3.4≤0.0035

수학식 3

-0.0005≤[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}≤0.0015

(단, [Ti], [N], [B]는 각각 Ti, N, B의 함유량(질량%)을 나타낸다.)

상기 수학식 1~3의 관계를 결정한 이유에 대하여, 도 1~3을 참조하면서 설명한다. 도 1~3은 기본 성분을 0.04% C-0.15% Si-1.35% Mn-0.008% P-0.001% S-0.030% Al-0.6% Cu-0.6% Ni-0.6% Cr-0.0020% Ca-0.0015% O로 하고, 표 1에 나타내는 바와 같이 Ti, N, B량을 변화시킨 강판에 대하여, HAZ 인성을 평가하여 Ti-N-B의 성분 제어와의 관계를 정리한 것이다. 이하에, 도 1~3에 이용한 강판의 제조 방법 및 HAZ 인성의 평가 순서에 대하여 설명한다.

우선, 도 1~3에 이용한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 표 1에 나타내는 양으로 성분 조정한 강을 연속 주조하여 두께 280㎜의 슬래브를 얻었다(탈산은 전로(轉爐)에서 Al 탈산 및 RH 탈가스 처리를 행하였다). 또, 연속 주조시, 응고 완료 위치 근방에서 압하(壓下) 롤 간극(상측 롤과 하측 롤의 거리)을 좁혀서 압하하였다. 다음으로, 슬래브를 1200℃로 재가열한 후, 압하하여 두께 230㎜의 브레이크다운 슬래브로 하고, 실온까지 냉각하였다. 또한, 상기 브레이크다운 슬래브를 가열 온도 1100℃, 마무리 온도 850℃에서 판 두께 60㎜까지 압연하고, 그 후 냉각 속도 9℃/s로 가속 냉각하였다.

다음으로, HAZ 인성의 평가 순서에 대하여 설명한다. 우선 처음에 상기 요령으로 제조된 강판으로부터 열 사이클 시험편을 제작하였다. 이어서, 일렉트로슬래그 용접의 입열량 800kJ/㎝에 상당하는 용접 용융선(Fusion Line) 근방의 최취화(最脆化) 영역의 조직을 재현하기 위해서, 재현 용접 열 사이클 시험을 실시하였다. 이 재현 용접 열 사이클 시험에서는, 열 사이클 시험편을 1400℃에서 30초 유지한 후, 800~500℃까지의 냉각 시간이 730초로 되도록 하는 냉각 속도로 냉각하였다. 열 사이클 시험편으로부터, 판 두께 방향(Z 방향)을 길이 방향으로 하는 V 노치 표준 시험편(JIS Z 2242)을 채취하고, 시험 온도 0℃에서 샤르피 충격 시험(JIS Z 2242; 충격 칼날 반경 2㎜)을 행하여 흡수 에너지 vE₀을 구하였다.

도 1은 「[Ti]/[N]」과 vE₀의 관계를 나타내는 그래프이고, 도 2는 「[N]- [Ti]/3.4」와 vE₀의 관계를 나타내는 그래프이며, 도 3은 「[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}」와 vE₀의 관계를 나타내는 그래프이다.

수학식 1: 1.0≤[ Ti ]/[N]≤3.0

도 1에 근거하여, 「[Ti]/[N]」을 1.0 이상 3.0 이하로 정하였다. 「[Ti]/[N]」은 TiN 입자의 분산 상태와 관계가 있다. TiN 입자는 오스테나이트 입자의 조대화 방지 작용과, 냉각 과정에서의 오스테나이트립 내로부터의 변태 촉진 작용이 있어, 이들 작용에 의해 HAZ 인성이 개선된다. TiN 입자를 미세하게 많이 분산시킬수록, HAZ 인성이 향상된다. [Ti]/[N]을 1.0 이상으로 함으로써, 미세한 TiN 입자를 증가시킬 수 있어, HAZ 인성이 향상된다. 한편, 「[Ti]/[N]」이 3.0을 초과하면, TiN 입자가 조대화되어 TiN 입자의 개수가 감소하여, HAZ 인성이 급격히 저하된다. 「[Ti]/[N]」의 바람직한 하한은 1.5(특히 2.0), 바람직한 상한은 2.9(특히 2.8)이다.

수학식 2: 0.0003≤[N]-[ Ti ]/3.4≤0.0035

도 2에 근거하여, 「[N]-[Ti]/3.4」를 0.0003 이상 0.0035 이하로 정하였다.

도 2는 「[N]-[Ti]/3.4」와 vE₀의 관계를 나타낸 것이다. 「[Ti]/3.4」는 Ti와 N이 화학량론비로 결합했을 때의, TiN에 사용되는 N량을 나타낸다. 따라서, 「[N]-[Ti]/3.4」는 전체 N량으로부터 TiN에 사용된 N량을 뺀 것, 즉 TiN이 생성된 후에 잔존하는 프리 N량을 의미한다. N은 Ti와의 결합력이 강하여, 주조시에는 TiN이 우선적으로 생성된다. 그리고 용접시의 고온으로 가열된 후의 냉각 과정에서 프리 N(TiN이 생성된 후에 잔존하는 N)은 B와 결합하여 BN으로서 석출된다. 바꿔 말하면, 「[N]-[Ti]/3.4」는 BN의 석출에 유효하게 작용할 수 있는 잔존 N량을 의미하고 있다고도 말할 수 있다. BN도 TiN과 마찬가지로, 적절히 분산시키면, 오스테나이트립 내로부터의 변태를 촉진하여 HAZ 인성을 향상시킨다.

「[N]-[Ti]/3.4」의 값이 작을 때는, 프리 N량이 적기 때문에, BN이 부족하여 HAZ 인성은 낮다. 「[N]-[Ti]/3.4」의 값이 0.0003 이상으로 되면, BN이 적절히 분산되게 되어, HAZ 인성이 급격히 향상된다. 한편, 「[N]-[Ti]/3.4」가 0.0035를 초과하면 프리 N이 과잉으로 되어, BN으로서 고정할 수 없는 프리 N이 증가하여, HAZ 인성이 열화된다. 「[N]-[Ti]/3.4」의 바람직한 하한은 0.0005(특히 0.0008)이고, 바람직한 상한은 0.0025(특히 0.0020)이다.

수학식 3: -0.0005≤[B]-{([N]-[ Ti ]/3.4)×11/14}≤0.0015

도 3에 근거하여, 「[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}」(이하, BK값이라고 칭하는 경우가 있음)를 -0.0005 이상 0.0015 이하로 정하였다. BK값은 전체 B량으로부터 BN으로서 석출된 B량을 뺀 것이며, BN이 석출된 후에 잔존하는 고용 B량을 의미하고 있다. 단, BK값은 고용 B량의 절대값을 나타내는 것이 아니라, 상대적으로 고용 B량의 대소를 나타내는 것이다. 고용 B량(BK값)이 많아질수록, HAZ 인성이 향상되고, 또한 모재 강도도 향상된다. 따라서, BK값은 -0.0005 이상으로 정하였다. 한편, 고용 B량(BK값)이 지나치게 많으면, 오스테나이트립 내로부터의 변태 촉진을 저해한다. BK값이 0.0015를 초과하면 인성이 급격히 열화되므로, BK값을 0.0015 이하로 정하였다. BK값의 바람직한 하한은 -0.0003(특히 0.0000)이며, 바람직한 상한은 0.0012(특히 0.0010)이다.

(ⅰ-2) Ca량, S량 제어, (i-3) C량 제어, 및 Cu, Ni, B 등의 첨가에 대해서는 후술한다.

(ⅱ) 개재물이나 조직 상태의 직접적 제어

판 두께 방향의 HAZ 인성을 향상시키는 관점에서 하면, (ⅱ-1) 조대한 Ca 함유 개재물을 저감하고, (ⅱ-2) 전신된 MnS계 개재물을 저감하며, (ⅱi-3) 중심 편석을 경감하는 것이 중요하다.

(ⅱ-1) 조대한 Ca 함유 개재물의 저감

입경이 큰 Ca 함유 개재물, 특히 입경(원 상당 직경)이 5㎛ 이상인 Ca 함유 개재물은 HAZ 인성에 악영향을 준다. 따라서, 본 발명에서는 원 상당 직경 5㎛ 이상의 개재물을 5개/㎟ 이하, 바람직하게는 4개/㎟ 이하, 더 바람직하게는 3개/㎟ 이하로 한다. 또 개재물 개수의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 0.1개/㎟ 정도(특히 0.5개/㎟ 정도)이더라도 좋다.

조대화의 방지 대상으로 하는 Ca를 함유하는 개재물로서는, Ca를 함유하는 모든 개재물이 포함되며, 특히 조대화되기 쉬운(따라서, 중점적으로 제어해야 할) 개재물로서는, CaS 등의 황화물계 개재물 외에, 산화물과의 복합 개재물, 질화물과의 복합 개재물 등을 들 수 있다.

조대한 Ca 함유 개재물을 저감하기 위해서는, 강재 성분(특히 Ca량, S량), 산소 함유량의 제어 외에, 탈가스 처리 시간을 제어하는 것이 유효하다.

또, 조대한 Ca 함유 개재물의 개수는 강판의 종단면의 관찰 결과에 근거한다. 즉, 조대한 Ca 함유 개재물의 개수는, 해당 단면을 EPMA나 FE-SEM 등으로 관찰하여 Ca를 포함하는 개재물을 추출해서, 그 입경(원 상당 직경)을 측정함으로써 구해진다.

(ⅱ-2) 전신된 MnS계 개재물의 저감

압연에 의해 전신된 MnS계 개재물(A계 개재물), 특히 길이 50㎛ 이상의 MnS계 개재물이 존재하면, 그 개재물과 강재의 지철(地鐵)의 계면이 박리하여 그 부분이 파괴 발생의 기점으로 되어, 판 두께 방향의 인성을 열화시킨다. 이것을 방지하기 위해서, 길이 50㎛ 이상의 MnS계 개재물을 2개/㎠ 이하, 바람직하게는 1개/㎠ 이하, 더 바람직하게는 0.5개/㎠ 이하로 한다.

전신된 MnS계 개재물(A계 개재물)이 존재하면, 용접시에 라멜라 티어(lamellar tear) 균열이 생기는 것은 잘 알려져 있다(예컨대, 「새로운 건축 구조용 강재」, 강 구조 출판, p.88~92). 그러나, 판 두께 방향의 HAZ 인성 개선이라는 관점에서는 MnS계 개재물의 영향은 정량적으로 명확해져 있지 않고, 본 발명에서 처음으로 밝혀졌다.

전신된 MnS계 개재물을 저감하기 위해서는, 강재 성분(특히 Ca량, S량)을 제어하는 것이 유효하다. Ca는 MnS계의 장대(長大)한 개재물을 CaS 단독 또는 CaS와의 복합 개재물로 변화시킴으로써 구상화(球狀化)하여 길이를 짧게 하는 작용을 갖는다.

전신된 MnS계 개재물의 개수는 강판의 종단면을 광학 현미경(배율은 예컨대 100배 정도)에 의해 측정함으로써 구해진다.

(ⅱ-3) 중심 편석의 경감

강판의 화학 성분이 중심 편석되어 있으면, 용접 열영향이 판 두께 중심 근방까지 미쳤을 때, 이 판 두께 중심의 편석부(화학 성분 농화부)의 조직이 크게 변화되어, 섬 형상 마르텐사이트(MA), 마르텐사이트, 베이나이트 등의 경질 상(相)이, 판면과 평행한 면에 많이 생성된다. 판 두께 방향에 응력이 걸렸을 때에 이 MA로부터 파괴가 발생하기 때문에, 판 두께 방향의 HAZ 인성이 크게 열화된다. HAZ 인성의 열화를 방지하기 위해서는, 중심 편석을 경감할 필요가 있다. 이 편석의 정도는 C의 편석도로 평가할 수 있으며, (중심 편석부의 C 농도)/(강판 전체의 평균 C 농도)의 비가 1.2를 초과하면 MA의 생성이 많아져 HAZ 인성이 열화된다. 그래서 (중심 편석부의 C 농도)/(강판 전체의 평균 C 농도)의 비의 상한을 1.2로 정하였다. (중심 편석부의 C 농도)/(강판 전체의 평균 C 농도)의 비의 바람직한 범위는 1.1 이하이다.

전신된 MnS계 개재물(A계 개재물)과 마찬가지로, 중심 편석이 생긴 경우에도 용접시에 라멜라 티어 균열이 생기는 것이 잘 알려져 있다(상기 「새로운 건축 구조용 강재」, 강 구조 출판, p.88~92). 그러나, 판 두께 방향의 HAZ 인성 개선이라는 관점에서는 중심 편석의 영향은 정량적으로 명확해져 있지 않으며, 본 발명에서 처음으로 밝혀졌다.

중심 편석의 정도는 연속 주조의 주조 온도, 주조 롤 간극 제어, 주조 슬래브의 재가열 브레이크다운 등에 의해 변화시킬 수 있다. 보다 상세하게는, 주형으로의 주입(鑄入) 온도와 응고 온도의 차가 작을수록 중심 편석을 경감할 수 있고, 주조 롤 간극에 대해서는, 용강(溶鋼)의 응고 완료 위치 근방에서 압하 롤 간극(상측 롤과 하측 롤의 거리)을 좁혀 압하함으로써 중심 편석을 경감할 수 있다. 또한, 주조 슬래브를 재가열하여 고온에서 숙열(熟熱)함으로써 중심 편석 성분이 확산되고, 브레이크다운 압연함으로써 중심부의 응고 틈을 더 압착할 수 있어 중심 편석을 경감할 수 있다.

중심 편석부의 C 농도는 측정 방법에 따라 상이한 값으로 된다. 따라서, 정량적인 제어를 행하기 위해서는, 측정 방법을 통일해 둘 필요가 있다. 예컨대, EPMA에 의하면, 매우 미소한 영역을 분석하기 때문에, 분석값에 편차가 생기기 쉬워진다. 그래서 본 발명에서는, 이하와 같은 방법으로 중심 편석부의 C 농도를 측정한다.

강판의 종단면을 잘라내어 매크로 에칭해서 중심 편석부를 현출(現出)시키고, 그 농화(濃化) 부위로부터 특정한 두께로 강재를 절삭하고, 절삭 가루를 화학 분석함으로써 중심 편석부의 C 농도를 결정한다. 절삭 두께는 판 두께×0.02로 한다. 예컨대, 판 두께가 100㎜이면, 절삭 두께는 100×0.02=2㎜로 한다. 절삭에는, 절삭 두께와 동일한 직경의 드릴을 사용하는 것이 편리하다. 단, 판 두께와의 관계에서 절삭 두께를 결정했을 때, 그 두께에 따라서는 적절한 드릴 직경의 공구를 입수할 수 없는 경우가 있고, 또한 판 두께마다 드릴 직경을 변경하면 작업 효율이 저하되어 절삭이 곤란해지는 경우가 있다. 그래서, 판 두께 50~100㎜의 강판이면, 절삭 두께(드릴 직경)를 1~1.2㎜로 설정하여도 좋다. 또한 중심 편석부가 표면으로 나가도록 절삭하여, 그 표면을 발광 분석(퀀트백(Quantvac))하여 중심 편석부의 C 농도를 결정하여도 좋다.

상술한 바와 같이, 본 발명에서는 (ⅰ-1) Ti-B-N 사이의 성분량을 제어하거나, (ⅱ) 개재물이나 조직 상태를 직접적으로 제어하는 점에 큰 특징을 갖는데, 또한 (ⅰ-2) Ca량, S량, 및 (ⅰ-3) C량, Cu량, Ni량, B량을 제어하는 것도 중요하고, 이들의 제어를 포함하여 강판의 성분 조성을 적절히 설계하는 것도 중요하다. 본 발명의 강판의 성분 조성 및 그 한정 이유는 이하와 같다.

[C: 0.02~0.10%]

C는 강판의 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. C량이 0.02% 미만이면, 강도를 확보할 수 없어진다. 한편, C량이 0.10%를 초과하면, 대입열 용접시의 용접 열영향부(HAZ)에, 섬 형상 마르텐사이트(MA)라고 불리는 경질 조직이 생기기 쉬워져, HAZ 인성이 열화된다. 그래서 C량을 0.02~0.10%로 정하였다. C량의 바람직한 하한은 0.03%이고, 바람직한 상한은 0.09%이다.

[Si: 0.05~0.5%]

Si는 탈산에 필요한 원소이다. Si량이 0.05% 미만이면, 탈산의 효과가 유효하게 발휘될 수 없다. 한편, Si량이 0.5%를 초과하면 용접성이 열화된다. 그래서 Si량을 0.05~0.5%로 정하였다. Si량의 바람직한 하한은 0.1%이고, 바람직한 상한은 0.4%이다.

[Mn: 1.0~2.0%]

Mn은 강판의 강도를 확보함과 아울러, 인성의 향상에 유효한 원소이다. Mn량이 1.0% 미만이면, 강판의 강도 및 인성을 확보할 수 없다. 한편, Mn량이 2.0%를 초과하면, 용접성이 열화된다. 그래서 Mn량을 1.0~2.0%로 정하였다. Mn량의 바람직한 하한은 1.2%이고, 바람직한 상한은 1.8%이다.

[P: 0.015% 이하]

P는 불순물 원소로서 불가피적으로 혼입되는 원소이지만, P량이 0.015%를 초과하면 인성을 열화시키기 때문에, 상한을 0.015%로 하였다. P량의 바람직한 상한은 0.013%이다.

[S: 0.0010% 이하]

S는 불순물 원소로서 불가피적으로 혼입되는 원소이다. S는 MnS계나 CaS계의 개재물로 되어 판 두께 방향의 모재 성능을 열화시킴과 아울러, 이들 개재물이 파괴 발생의 기점으로 되어 HAZ 인성을 열화시킨다. MnS계 개재물은, 압연 후, 판 두께 중심부 및 판 두께 방향의 여러 위치에서 전신된 상태로 존재한다. 그리고 대입열 용접을 행한 경우, 용접 열영향에 의해, 전신된 MnS계 개재물과 강판의 지철의 계면이 박리되어 파괴 발생의 기점으로 되어, 판 두께 방향의 HAZ 인성을 열화시킨다. 또한, 전신된 MnS계 개재물은 중심 편석부와 공존하기 쉬워, 섬 형상 마르텐사이트(MA)와 인접하면 HAZ 인성이 더 열화된다. S량이 과잉으로 되면, 전술한 MnS계나 CaS계의 개재물이 조대화되고, 개재물의 개수도 증가하기 때문에, 파괴 발생의 기점으로 되는 개소가 증가되어, HAZ 인성이 열화된다. 그래서 S량의 상한을 0.0010%로 하였다. S량의 바람직한 상한은 0.009%이다.

[Al: 0.01~0.05%]

Al은 탈산제로서 작용하는 원소이다. Al량이 0.01% 미만이면 탈산의 효과가 유효하게 발휘되지 않는다. 한편, Al량이 0.05%를 초과하면 인성을 열화시킨다. 그래서 Al량을 0.01~0.05%로 정하였다. Al량의 바람직한 하한은 0.02%이고, 바람직한 상한은 0.04%이다.

[Cu: 0.05~1.5%]

Cu는 강도의 상승에 유효하고, HAZ 인성의 열화가 작은 원소이다. Cu량이 0.05% 미만이면 강도를 확보할 수 없다. 한편, Cu량이 1.5%를 초과하면, 용접성이 열화된다. 그래서 Cu량을 0.05~1.5%로 정하였다. Cu량의 바람직한 하한은 0.2%, 바람직한 상한은 1%이다.

[Ni: 0.05~1.5%]

Ni는 강도의 상승에 유효하고, HAZ 인성의 열화가 작은 원소이다. Ni량이 0.05% 미만이면 강도를 확보할 수 없다. 한편, Ni량이 1.5%를 초과하면, 용접성이 열화된다. 그래서 Ni량을 0.05~1.5%로 정하였다. Ni량의 바람직한 하한은 0.2%, 바람직한 상한은 1.3%이다.

[Ti: 0.003~0.02%]

Ti는 HAZ 인성의 향상에 매우 유효한 원소이다. TiN을 미세하게 많이 분산시킴으로써 용융점 가까이까지 용접 열이 가해졌을 때, 오스테나이트 입경의 조대화를 핀 정지 효과에 의해 방지하고, 한편 냉각시에는 오스테나이트립 내의 페라이트/베이나이트 핵 생성 사이트로서 작용하여, HAZ 조직을 미세화한다. Ti량이 0.003% 미만이면, 이러한 효과를 발휘시키기 위한 TiN의 개수를 충분히 확보할 수 없다. 한편, Ti량이 0.02%를 초과하면, TiN이 조대화되어, TiN의 개수가 감소한다. 그래서 Ti량을 0.003~0.02%로 정하였다. Ti량의 바람직한 하한은 0.005%, 바람직한 상한은 0.018%이다.

[B: 0.0005~0.0030%]

B는 미량으로 강도 상승에 유효함과 아울러, Ti와 마찬가지로 HAZ 인성의 향상에 유효한 원소이다. 압연 후의 냉각시에 오스테나이트립계에 고용 편석되어 담금질성을 향상시켜, 강도를 향상시킨다. 또한, 용접 열영향부에서, TiN 입자는 용융선 근방의 1400℃ 이상의 고온에서 일단 용해되어 입자수가 감소하면 재석출되지 않은 데 반하여, B는 용접 가열 후의 냉각 과정에서 BN으로서 석출되어, 오스테나이트립 내의 페라이트/베이나이트 핵 생성 사이트로서 작용하여, HAZ 조직을 미세화한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, B량의 하한은 0.0005%로 하였다. 한편, 0.0030%를 초과하여 함유하면, B의 고용량이 과잉으로 되어 용접성, HAZ 인성이 열화되기 때문에, B량의 상한은 0.0030%로 하였다. B량의 바람직한 하한은 0.001%이고, 바람직한 상한은 0.0025%이다.

[Ca: 0.0015~0.0030%]

Ca는 MnS계의 장대한 개재물을 CaS 단독 또는 CaS의 복합 개재물로 변화시킴으로써 구상화하여 길이를 짧게 하는 작용을 가지며, 판 두께 방향 특성의 개선에 기여하는 원소이다. 또한 Ca는 TiN과의 복합 개재물을 형성하여, 고온에서 안정한 미세 개재물로 되어, HAZ 인성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서, Ca량의 하한은 0.0015%로 하였다. 한편, Ca량이 0.0030%를 초과하면, Ca를 포함하는 개재물이 조대화되고 수도 증가하여 HAZ 인성이 열화되기 때문에, Ca량의 상한을 0.0030%로 하였다. Ca량의 바람직한 하한은 0.0017%이고, 바람직한 상한은 0.0029%이다.

[N: 0.0040~0.008%]

N은 TiN이나 BN의 질화물 입자로 되어 HAZ 인성의 개선에 유효한 원소이다. N량이 0.0040% 미만이면, HAZ 인성을 개선하는 효과를 발휘할 수 없다. 한편, N량이 0.008%를 초과하면, 고용 N이 과잉으로 되어 HAZ 인성이 열화된다. 그래서 N량을 0.0040~0.008%로 하였다. N량의 바람직한 하한은 0.0045%, 바람직한 상한은 0.007%이다.

[O: 0.0005~0.0030%]

O는 과잉으로 첨가하면 알루미나계 개재물이 증가함과 아울러, Ca를 포함하는 산화물이 조대화되고 수도 증가하기 때문에 HAZ 인성을 열화시킨다. 그래서 O량의 상한을 0.0030%로 하였다. O량의 바람직한 상한은 0.0025%이다. 또한, O는 제강 과정에서 불가피적으로 잔존하기 때문에, 하한을 0.0005%로 하였다.

본 발명의 강판의 성분 조성은 상기와 같으며, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다.

본 발명에서는 다른 원소로서, Cr: 0.05~1.5% 및/또는 V: 0.005~0.05%를 더 포함하고 있어도 좋다. 이하, 이들 성분에 대하여 설명한다.

[Cr: 0.05~1.5%]

Cr은 강도 상승에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, Cr량은 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.5% 이상인 것이 추장(推奬)된다. 한편, Cr량이 과잉이면 용접성이 열화되기 때문에, 바람직하게는 1.5% 이하, 더 바람직하게는 1% 이하로 하는 것이 좋다.

[V: 0.005~0.05%]

V는 강도와 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, V량은 바람직하게는 0.005% 이상, 더 바람직하게는 0.01% 이상인 것이 추장된다. 한편, V량이 과잉이면 HAZ 인성이 열화되기 때문에, 바람직하게는 0.05% 이하, 더 바람직하게는 0.04% 이하로 하는 것이 좋다.

본 발명의 강판은, 상기 화학 성분량과, Ti, N, B에 대하여 상기 수학식 1~3식의 요건을 만족하는 강 슬래브를, 950~1250℃로 가열하고, 압연 마무리 온도가 800~900℃로 되도록 압연한 후, 30초 이상의 공냉을 행하고, 그 후 1~100℃/s의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 냉각함으로써 제조할 수 있다.

[압연시의 가열 온도: 950~1250℃]

강 슬래브의 압연시의 가열 온도는, 균일하게 오스테나이트 조직으로 변태시킬 필요가 있기 때문에 950℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 가열 온도가 지나치게 높으면 오스테나이트 결정 입경이 조대화되어 인성이 열화되기 때문에 상한을 1250℃로 하였다. 가열 온도의 바람직한 하한은 1000℃이고, 바람직한 상한은 1200℃이다.

[압연 마무리 온도: 800~900℃]

압연 마무리 온도는 인성을 확보하기 위해서, 미(未)재결정역에서 오스테나이트립 내에 왜곡(변형 띠)을 도입할 수 있는 온도가 바람직하며, 상한을 900℃로 하였다. 한편, 압연 마무리 온도가 지나치게 저온으로 되면 초음파 탐상(探傷) 시험에서의 음향 이방성이 커져, 용접부의 검사 효율에 폐해가 생기기 때문에, 하한을 800℃로 하였다. 압연 마무리 온도의 바람직한 하한은 820℃이고, 바람직한 상한은 870℃이다.

[압연 후의 30초 이상의 공냉]

압연 완료 후, 가속 냉각(직접 담금질(DQ))의 냉각(빙냉 등)을 개시하기까지의 사이에, 30초 이상 공냉할 필요가 있다. 이 공냉에 의해, 강판의 표면 온도를 균일화하여 강판 내의 재질 편차를 저감함과 아울러, 냉각 개시 온도를 저하시켜 항복비(YR)를 저감시킬 수 있다. 바람직한 공냉 시간은 60초 이상이다.

[냉각 속도: 1~100℃/s]

압연 후의 냉각 속도가 빠를수록 강도가 상승하기 때문에, 냉각 속도는 1℃/s 이상으로 한다. 한편, 냉각 속도가 지나치게 빠르면 경질 조직으로 되어, 인성이 열화되기 때문에 상한은 100℃/s로 한다. 냉각 속도의 바람직한 하한은 3℃/s이고, 바람직한 상한은 30℃/s(특히 15℃/s)이다.

[냉각 정지 온도: 300℃ 이하]

냉각 정지 온도가 낮을수록 저온 변태 조직으로 되어 강도가 상승하기 때문에, 냉각 정지 온도는 300℃ 이하로 한다. 바람직한 냉각 정지 온도는 200℃ 이하이다.

[템퍼링(T)]

본 발명의 제조 방법에서는, 상기와 같이 하여 가속 냉각(직접 담금질)한 강판을, 예컨대 오프라인에서 템퍼링하여도 좋다. 템퍼링에 의해 경질 조직을 연화시켜, 인성을 더 개선할 수 있다.

템퍼링 조건은 재가열 온도: 450~600℃, 냉각 수법: 공냉으로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도가 450℃ 미만이면, 경질 조직의 연화가 충분하지 않고, 한편 600℃를 초과하면 인장 강도(TS)가 저하되어 규격 강도를 하회하는 경우가 있음과 아울러, 인장 강도(TS)의 저하값에 비하여 항복 강도(YS)의 저하가 작아 항복비(YR)가 상승한다.

[2상역으로부터의 담금질(Q')]

상기 가속 냉각(직접 담금질)과 템퍼링 사이에, 페라이트-오스테나이트 2상역으로부터의 담금질(Q')을 실시하여도 좋다. 2상역으로부터의 담금질(Q')은 특히 저YR화에 유효한 방법이다.

재가열 온도는 Ac₁점 이상(예컨대 700℃ 이상) Ac₃점 이하(예컨대 850℃ 이하)이다. 강판을 2상역(Ac₁점 이상 Ac₃점 이하)으로 재가열함으로써, 강판 조직의 일부가 오스테나이트화되고, 나머지는 연화되거나 페라이트화된다. 이어서 담금질함으로써 오스테나이트가 경질 상으로 되어 경질 상과 페라이트 상을 적절히 밸런스시킬 수 있어, 저YR화할 수 있다. 바람직한 재가열 온도는 700℃ 이상 850℃ 이하이다. 바람직한 담금질 조건은 냉각 속도: 1℃/s 이상, 냉각 종료 온도: 200℃ 이하이다. 2상 담금질한 강판은 담금질한 채로는 인성이 열화되기 때문에, 통상, 상기와 마찬가지의 템퍼링 처리를 한다.

또한 개재물의 형태 제어 및 중심 편석을 경감하기 위해서는, 상기 제조 방법에서, RH 탈가스의 처리 시간의 제어, 주조 온도의 제어, 주조 롤 간극의 제어, 재가열 브레이크다운을 행하는 것도 또한 중요하다.

RH 탈가스의 처리 시간의 제어는 산화물계 개재물의 크기의 제어에 유효하며, 바람직한 처리 시간은 20~30분 정도이다.

주조 온도의 제어, 주조 롤 간극의 제어, 재가열 브레이크다운은 중심 편석의 제어에 유효하다. 주조 온도에 대해서는, 주형으로의 주입(鑄入) 온도와 응고 온도의 차(ΔT)가 작을수록 중심 편석을 경감할 수 있으며, 바람직한 ΔT의 범위는 15~25℃ 정도이다. 주조 롤 간극에 대해서는, 용강의 응고 완료 위치 근방에서 압하 롤 간극(상측 롤과 하측 롤의 거리)을 좁혀서 압하함으로써 중심 편석을 경감할 수 있다. 압하 롤 간극의 좁힘 정도는, 압하 롤이 배치되는 전장(全長)에 걸쳐 서서히 좁혀 가는 경우(즉 압하 구배(句配)가 작은 경우)를 「소(小)」, 응고 완료 직전에 단숨에 좁히는 경우(즉 압하 구배가 큰 경우)를 「대(大)」, 이들의 중간을 「표준」이라고 하면, 「대」 또는 「표준」으로 좁히는 것이 바람직하다. 또한, 특히 매우 두꺼운 강판(판 두께 80㎜ 이상)에서는, 주조 슬래브를 재가열하여 확산 균열 처리를 행하고, 브레이크다운 압연함으로써 중심 편석을 경감할 수 있다. 브레이크다운 압연의 바람직한 가열 온도는 1200℃ 정도이고, 바람직한 압하율은 10~20% 정도이다.

본 발명의 강판은 대입열 용접을 했을 때의 판 두께 방향의 HAZ 인성, 인장 강도(TS)가 우수하고, 항복비(YR)가 낮다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 건축 철골로서 사용되는 박스 기둥의 스킨 플레이트에 이용하면, 박스 기둥의 내진성을 현저히 향상시킬 수 있다.

본 발명의 강판의 판 두께는 예컨대 30~100㎜ 정도, 바람직하게는 40~80㎜ 정도이다. 인장 강도는 예컨대 490~740㎫ 정도이다. 항복비(YR)는 예컨대 65~80% 정도이다.

[실시예]

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 2에 나타내는 조성의 강을 전로에서 용제한 후, 표 3에 나타내는 방법으로 탈산하여, 표 3에 나타내는 조건에서 연속 주조한 후, 표 3에 나타내는 조건에서 주조 슬래브를 재가열하여 중간 슬래브 두께까지 브레이크다운 압연하고, 그 후, 표 3에 나타내는 조건에서 소정의 판 두께까지 열간 압연·가속 냉각을 행하였다. 일부의 강판은 그대로 또는 2상 담금질을 행한 후, 템퍼링하였다.

상기와 같이 제조한 강판에 대하여, 하기의 요령으로 측정하였다.

[Ca 함유 개재물의 측정]

Ca 함유 개재물의 측정에는 FE-SEM을 이용하였다. 강판의 종단면의 t/4 위치(t: 판 두께)에서의 임의의 측정 영역(약 300㎛×300㎛)을 배율 1000배로 측정하여, Ca를 함유하는 개재물을 추출해서, 원 상당 입경 5㎛ 이상의 개재물의 개수를 카운트하였다. 측정은 10시야에 대하여 행하고, 얻어진 개재물의 개수(10시야분의 합계)를 1㎟당의 개수로 환산하였다.

[MnS계 개재물의 측정]

MnS계 개재물의 측정에는 광학 현미경을 이용하였다. 강판의 종단면의 t/4 위치와 t/2 위치(t: 판 두께)에서의 임의의 측정 영역(약 15㎜×15㎜)을 배율 100배로 관찰하여, 길이 50㎛ 이상의 MnS계 개재물의 개수를 카운트하였다. 측정은 강판의 종단면의 t/4 위치와 t/2 위치(t: 판 두께)에 대하여 각각 5시야씩, 합계 10시야에 대하여 행하고, 얻어진 MnS계 개재물의 개수(10시야분의 합계)를 1㎠당의 개수로 환산하였다.

[중심 편석부의 C 농도의 측정]

강판을 횡단하여 폭 방향 중앙으로부터 샘플을 절취해서 매크로 에칭하여 편석부를 현출시켰다. 매크로 에칭은 질산과 알코올의 혼합액(질산 5~15% 정도)을 이용하여 행하였다. 이 매크로 에칭에 의해 편석부를 검게 부상시킬 수 있었다. 그 편석부를 드릴 직경 1~1.2㎜의 드릴로 절삭하고, 그 절삭 가루를 습식 분석에 의해 화학 분석하였다. 그리고 (중심 편석부의 C 농도)/(강판 전체의 평균 C 농도)를 계산에 의해 구하여 중심 편석도로 하였다.

[HAZ 인성의 측정]

용접 이음부의 인성 평가에서는, 상기 실험예에서 얻어진 강판을 스킨 플레이트로 선정하였다. 도 4에 나타내는 바와 같이 하여, 판 두께 50㎜의 다이어프램과, 스킨 플레이트를 T자형으로 배치하고, 이들을 이하에 나타내는 조건에서 일렉트로슬래그 용접하였다. 다이어프램판 두께의 1/2의 연장(延長) 상(上)으로서 스킨 플레이트와 용접 금속의 접속 부분으로부터, 스킨 플레이트의 판 두께 방향이 길이 방향으로 되는 샤르피 표준 충격 시험편(JIS Z 2242)을 채취하였다. 시험편의 용접 용융선(Fusion Line) 상에, 노치 길이 방향이 용접 방향으로 되는 V 노치를 넣고, JIS Z 2242에 따라 시험 온도 0℃에서 샤르피 충격 시험을 행하였다. 3개의 시험편에 대하여 흡수 에너지(vE₀)를 측정해서 그 평균값을 구하였다. 흡수 에너지(vE₀)가 70J 이상인 용접 이음부를 합격으로 하였다.

(일렉트로슬래그 용접 조건)

입열량: 850kJ/㎝

용접 전류: 380A

용접 전압: 52V

용접 속도: 14㎜/분

[인장 강도의 측정]

강판의 t(판 두께)/4 부위로부터 JIS Z 2201의 4호 시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 따라 인장 강도(TS), 항복 강도(YS)를 측정해서 항복비(YR)를 구하였다. 인장 시험시의 시험 속도는 10N/㎟·초로 하였다. 인장 강도(TS) 490㎫ 이상이 합격이며, 항복비(YR) 80% 이하가 합격이다.

이들 결과를 표 4에 나타낸다.

표 4의 강판 No. 1, 7~10, 12~14는, 본 발명의 성분 조성 및 Ti, B, N 상호의 관계식인 수학식 1~3을 만족하는 강 A~E를 이용하여 본 발명의 제조 방법에 의해 제조된 것이며, Ca 함유 개재물, MnS계 개재물의 개수 및 중심 편석부의 C 농도에서 본 발명의 요건을 만족하기 때문에, 양호한 판 두께 방향 HAZ 인성을 나타내고, 모재 특성(인장 강도, 항복비)도 양호하다.

표 4의 강판 No. 2는 압연시의 가열 온도가 낮기 때문에, 모재의 인장 강도가 낮고, 강판 No. 3은 압연 마무리 온도가 낮기 때문에, 모재의 인장 강도가 낮은 예이다. 강판 No. 4와 11은 압연 종료 후 냉각까지의 공냉 시간이 짧기 때문에, 냉각 개시 온도가 높아져, 모재의 YR이 높아져 있다. 강판 No. 5는 압연 종료 후, 수냉이 아니라 공냉하고 있기 때문에 냉각 속도가 느리고, 모재의 인장 강도가 낮다. 강판 No. 6은 냉각 정지 온도가 높기 때문에, 모재의 인장 강도가 낮다.

강판 No. 15, 16은 중심 편석도(중심 편석부의 C 농도/강판 전체의 평균 C 농도)가 높기 때문에, Z 방향 용접 이음 인성이 낮은 예이다. 강판 No. 17~19는 길이가 긴 MnS형 개재물이 많이 존재하기 때문에, Z 방향의 용접 이음 인성이 낮다. 또한, 강판 No. 19, 24는 조대한 Ca 함유 개재물이 많이 존재하기 때문에, Z 방향의 용접 이음 인성이 낮다. 강판 No. 20~23, 25~27은 Ti, N, B의 밸런스(상기 수학식 1~3)가 본 발명에서 규정하는 범위에 없기 때문에, Z 방향의 용접 이음 인성이 낮아져 있다.

도 1은 「[Ti]/[N]」과 HAZ 인성의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 2는 「[N]-[Ti]/3.4」와 HAZ 인성의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 3은 「[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}」와 HAZ 인성의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 4는 용접 방법 및 샤르피 시험편의 채취 요령을 모식적으로 나타낸 개략 단면도이다.

Claims

강판으로서,

C: 0.02~0.10%(질량%의 의미. 이하, 동일.),

Si: 0.05~0.5%,

Mn: 1.0~2.0%,

Al: 0.01~0.05%,

Cu: 0.05~1.5%,

Ni: 0.05~1.5%,

Ti: 0.003~0.02%,

B: 0.0005~0.0030%,

Ca: 0.0015~0.0030%,

N: 0.0040~0.008%, 및

O: 0.0005~0.0030%

를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이며,

P: 0.015% 이하, 및

S: 0.0010% 이하

로 규제되고,

상기 Ti, B, N의 함유량(질량%)이 하기 수학식 1~3을 만족하고,

강판의 종단면에서, Ca를 함유하는 원 상당 직경 5㎛ 이상의 개재물이 5개/ ㎟ 이하이고, 길이 50㎛ 이상의 MnS계 개재물이 2개/㎠ 이하이며,

강판의 중심 편석부의 C 농도가 강판 전체의 평균 C 농도의 1.2배 이하인 강판.

수학식 1

1.0≤[Ti]/[N]≤3.0

수학식 2

0.0003≤[N]-[Ti]/3.4≤0.0035

수학식 3

-0.0005≤[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}≤0.0015

(단, [Ti], [N], [B]는 각각 Ti, N, B의 함유량(질량%)을 나타낸다.)
제 1 항에 있어서,

Cr: 0.05~1.5%를 더 함유하는 강판.
제 1 항에 있어서,

V: 0.005~0.05%를 더 함유하는 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 제조하는 방법으로서,

강 슬래브를, 950~1250℃로 가열하고, 압연 마무리 온도가 800~900℃로 되도록 압연한 후, 30초 이상의 공냉을 행하고, 그 후 1~100℃/s의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 각 공정을 포함하는 강판 제조 방법.
제 4 항에 있어서,

상기 300℃ 이하의 냉각 후, 450~600℃로 더 재가열하고, 공냉하는 강판 제조 방법.
제 4 항에 있어서,

상기 300℃ 이하의 냉각 후,

(1) 700~850℃의 재가열과, 그것에 계속되는 1℃/s 이상의 냉각 속도에서의 200℃ 이하까지의 냉각,

(2) 450~600℃의 재가열과, 그것에 계속되는 공냉

을 순차적으로 행하는 강판 제조 방법.