KR101542709B1 - 강판 - Google Patents

Abstract

이 강판은, A값이 4.5％ 이하이며, Pcm값이 0.25％ 이하이며, 항복 강도가 460N/㎟∼580N/㎟, 또한, 인장 강도가 550N/㎟∼670N/㎟이며, 표면으로부터 판 두께 방향을 따라 판 두께의 1/8의 위치인 1/8t부의 경도와, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향을 따라 상기 판 두께의 1/2의 위치인 1/2t부의 경도의 차가, 비커스 경도로 20 이하이며, 상기 1/8t부에 있어서의 평균 결정립경이 35㎛ 이하이다.

Description

강판{STEEL PLATE}

본 발명은 건축물, 건설 기계, 해양 구조물, 선박용 대형 크레인, 토목 구조물 등의 용접 구조물에의 적용에 적합한 강도인 항복 강도 460N/㎟∼580N/㎟, 인장 강도 550N/㎟∼670N/㎟의 강도를 갖고, 또한, 판 두께 방향으로 균일한 특성을 갖고, 용접성과 모재 인성과 용접 열영향부 인성이 우수하고, 판 두께 80㎜ 이상에 적합한 두꺼운 고장력 강판에 관한 것이다.

최근, 건축물, 건설 기계, 해양 구조물, 선박용 대형 크레인, 토목 구조물 등의 용접 구조물에서는, 구조물의 대형화에 수반하여 두꺼운 고장력 강판의 적용이 진행되고 있다.

두꺼운 고장력 강판을 대형 구조물에 적용하는 경우, 판 두께 방향에 있어서의 강도차 및 인성차는, 복잡한 용접 구조물을 구축, 설계하는 데 있어서, 그들의 변형 거동이나 파괴 거동을 예측하여 고도이며 또한 합리적인 안전성을 구축하는 경우에 바람직한 것은 아니다. 그로 인해, 판 두께 방향으로 균일한 특성을 갖는 두꺼운 고장력 강판이 요구되고 있다.

두꺼운 고장력 강판은, 대형 해양 구조물이나 대형 크레인 등에 있어서, 고도의 안전성이 요구되는 부위에 사용되는 경우가 많다. 구조물의 파괴에서 가장 우려되는 것은, 용접 결함 등의 용접 조인트부로부터, 취성 파괴가 발생하는 것이다. 따라서, 용접부에 있어서는 결함의 발생을 방지하기 위해 우수한 용접성이 요구됨과 함께, 취성 파괴에 대해서는 높은 용접 열영향부 인성(이하, HAZ 인성으로 함)이 요구되는 경우가 많다.

특히, 판 두께가 80㎜ 이상으로 되는 두꺼운 고장력 강판은, 통상, 판 두께 중심부까지 소정의 강도를 부여하는 것을 목적으로 하여, 켄칭성을 향상시키는 C, Mn, Cr, Mo, V 등의 합금 원소가 적량 첨가되고, 켄칭 및 템퍼링 처리에 의해 제조된다. 켄칭 처리 시에 있어서는, 판 두께 방향에 있어서의 냉각 속도의 차에 기인하여, 표층으로부터 판 두께 중심부에 걸쳐, 판 두께 방향 깊이에 따라 강도나 인성이 변화하는 것이 잘 알려져 있다. 또한, 판 두께가 두꺼워지면, 켄칭 처리 시의 냉각 속도의 차뿐만 아니라, 켄칭 처리의 가열 시에 있어서도, 표층과 판 두께 중심부의 가열 속도의 차가 커진다. 강판의 표층부에서는, 판 두께 중심부에 비해 고온에서 유지되는 시간이 길어지고, 판 두께 중심부에 비해 결정립이 조대해지기 쉽다. 표층 부근과 판 두께 중심부에서 결정립에 차이가 발생하면, 강도를 비롯한 재질에 차이가 발생하는 경우가 있다.

일반적으로, 대부분의 강재 규격에서는 강판의 표면으로부터 판 두께 방향을 따라 판 두께의 1/4의 위치, 바꿔 말하면, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 중심부를 향해 판 두께의 1/4 진행한 위치(이하, 1/4t부)의 특성이 규정되어 있다. 그러나, 해양 구조물 등에 있어서 판 두께가 두꺼워지고, 또한, 파괴에 대해 고도의 안전성이 요구되게 되면, 강판의 표면으로부터 판 두께 중심부 방향을 향해 판 두께의 1/2의 위치(이하, 1/2t부)에 있어서도 안정적으로 높은 특성이 필요해진다.

이상과 같은 관점에서, 앞으로의 대형 구조물에 적용되는 두꺼운 고장력 강판으로서는, 용접성이 우수하고, 모재 인성 및 용접 열영향부 인성이 높을 뿐만 아니라, 두꺼운 고장력 강판 특유의 판 두께 방향의 불균일성을 배제한 것인 것이 중요하다. 용접성은, 많은 연구로부터 합금 조성에 의해 결정되는 것이 명확해져 있고, 예를 들어 Pcm값 등의 지표로 평가할 수 있다. 대부분의 경우, Cr, Mo 등의 켄칭성이 높은 합금 원소의 함유량을 제한하고, Pcm값을 예를 들어 0.25％ 이하로 함으로써, 예열이 불필요한 양호한 용접성을 달성할 수 있다. 따라서, 우수한 용접성을 확보하는 데 있어서, 상술한 바와 같이, 켄칭성을 상승시키는 원소를 최대한 첨가하지 않고 강도를 확보하는 것이 중요하다. 그러한 선행 기술의 하나로서, Cu를 많이 포함하는 고장력 강판의 발명이 종래부터 개시되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 및 특허문헌 2에는, Cu를 각각 0.6％∼1.5％ 및 0.5％∼2.0％ 함유하는 고장력 강판의 제조 방법에 관한 발명이 개시되어 있다. 이들 발명은, 열간 압연 시에 제어 압연을 실시하고, 원칙적으로 압연 후의 가속 냉각을 수반하는 열 가공 제어의 적용을 전제로 한 것이다. 그로 인해, 특허문헌 1 및 2에 개시된 제조 방법은, 80㎜ 이상을 대상으로 하는 두꺼운 고장력 강판의 제조에는 적합하지 않다. 또한, 이들 제조 방법을 이용한 경우, 제어 압연 등의 효과에 의해 판 두께 표층부 근방과 중심부의 마이크로 조직 등이 크게 다르므로, 필연적으로 판 두께 방향의 특성도 크게 변화해 버릴 우려가 있다.

특허문헌 3에는, Cu를 0.5％∼4.0％ 함유하는, 연신 특성이 우수하고 또한 인장 강도가 686㎫ 이상인 고인성 고강도 강(고장력 강판)의 제조법이 개시되어 있다. 특허문헌 3에서 대상으로 되어 있는 것은, 인장 강도가 본 발명의 상정을 초과하는 686㎫ 이상인 고강도 강이며, Cr, Mo, V 등의 합금 원소의 첨가가 허용된 켄칭성이 높은 고강도 강이다. 그로 인해, 특허문헌 3에 기재된 제조 방법은, 판 두께 방향의 재질 균일성에의 우려로부터, 본 발명에서 의도하고 있는 과제를 해결하기 위한 수단으로서는 채용할 수 없다.

특허문헌 4에는, Cu를 0.8％∼1.5％ 함유하는, 용접부 인성이 우수한 고장력 강판이 개시되어 있다. 이 고장력 강판은, Cu 및 Ni가 첨가되어 있지만, 판 두께의 상정이 문헌 4의 실시예로부터 알 수 있는 바와 같이 77㎜이며, 80㎜ 이상의 판 두께에 적합한 본 발명과는 그 의도가 다르다. 또한, 특허문헌 4에서는, 고장력 강판의 제조에 있어서, 900℃ 이하에서의 총압하량을 규제하면서 압연하고, 압연 후에 직접 수냉 처리를 행하는 것이 명기되어 있다. 그로 인해, 판 두께 방향의 재질 균일성에 있어서, 큰 우려가 있다. 또한, N/Al비가 0.3∼3.0의 범위라고 규정되어 있지만, 실시예에 개시되어 있는 바와 같이, Al의 함유량은 0.013％ 이하이다. 그 결과, 통상의 Al에 의한 탈산을 할 수 없고, 종래의 일반적인 제조 방법으로부터 약간 일탈하고, 안정성이 결여되거나, 비용이 높아질 우려가 있다.

특허문헌 5, 특허문헌 6 및 특허문헌 7에는, 모두 Cu를 0.2％∼2.0％ 함유하는 저온 인성이 우수한 대입열 용접용 강의 제조법에 대해 개시되어 있다. 이들 강판의 특징은, S 함유량을 0.003％∼0.008％로 되도록 제어하는 것이다. S를 첨가하고, S 함유량을 상기한 범위로 함으로써, 강 중에 미세한 MnS가 석출되고, 대입열 용접에 대해 우수한 HAZ 인성이 얻어지고 있다. 이들 기술은, 대입열 용접에 대해서는 일정한 효과가 있지만, 대상으로 되는 판 두께는 32㎜ 정도의 얇은 재료이며, 본 발명의 의도와는 크게 다르다. 또한 S의 첨가는, 특히 두꺼운 고장력 강판에 있어서, 인성에 악영향을 미칠 가능성이 높은 MnS 개재물의 생성을 촉진한다. 그로 인해, 특허문헌 5∼7에 개시된 기술은, 두꺼운 고장력 강판의 제조를 전제로 하면 우수한 방법은 아니다.

특허문헌 8에는, Cu를 0.70％∼1.75％ 함유하는, CTOD 특성이 우수한 고강도 후강판이 개시되어 있다. 그러나, 이들 강판의 강도 레벨은 780㎫급(인장 강도 780㎫ 이상)이며, 본 발명이 의도하는 강도와는 현저하게 다르다. 또한, 이들 강판은, B가 0.005％∼0.0015％ 함유되어 있으므로, 판 두께 표층부 근방의 경도의 상승이 극히 커진다. 그로 인해, 특허문헌 8에 개시된 강판에서는, 판 두께 방향에 있어서의 강도차가 크다고 추정된다. 또한, 이들 강판은, Al의 함유량이 0.01％ 이하로 극히 적고, 통상의 Al에 의한 탈산을 할 수 없다. 그로 인해, 종래의 일반적인 제조 방법으로부터 약간 일탈하고, 안정성에 드는 비용이 높은 것으로 되는 등, 본 발명의 과제를 해결하기 위해서는, 적합하지 않은 것이다.

상술한 바와 같이, Cu 첨가는 종래부터 많은 발명에 적용되어 온 기술이다. 그러나, 예를 들어 80㎜를 초과하는 두꺼운 고장력 강판에 대해, Cr, Mo, V 등의 합금 원소를 실질적으로 함유시키지 않아도 판 두께 방향의 재질 균일성을 확보할 수 있는 종래 기술은 없었다.

일본 특허 공고 평7-81164호 공보 일본 특허 출원 공개 평5-179344호 공보 일본 특허 출원 공개 평5-186820호 공보 일본 특허 제4432905호 공보 일본 특허 출원 공개 평2-254118호 공보 일본 특허 출원 공개 평2-250917호 공보 일본 특허 출원 공개 평3-264614호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-335884호 공보

본 발명은 종래의 발명에서는 달성할 수 없었던, 항복 강도 460N/㎟∼580N/㎟, 인장 강도 550N/㎟∼670N/㎟를 갖는, 예를 들어 80㎜ 이상의 두꺼운 고장력 강판이며, 판 두께 방향으로 균일한 특성을 갖고, 용접성, 모재 인성 및 HAZ 인성이 우수한 두꺼운 고장력 강판을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 두꺼운 고장력 강판의 제조법에 대해 많은 실험을 거듭하였다. 그 결과, 모재의 높은 용접성과 HAZ 인성을 확보하기 위해서는, Pcm값을 0.25％ 이하의 범위로 제어하고, 켄칭성이 높은 Cr, Mo, V 및 B를 실질적으로 함유시키지 않는 것이 중요한 것을 발견하였다. 또한, 본 발명에 있어서, 높은 용접성이라 함은, 실제의 용접에 있어서 0℃에서도 용접 균열이 발생하지 않는 것을 나타낸다. 이 경우, 용접 시에 예열이 불필요해진다.

또한, 응력 제거 어닐링 후의 특성이나 HAZ 인성을 확보하기 위해서는, 높은 농도의 Cu와 동시에 높은 농도의 Ni를 함유하는 것이 유효한 것을 발견하였다. 또한, 판 두께 방향의 재질 균일성을 갖는 두꺼운 고장력 강판으로 하기 위해서는, Cu, Ni의 함유량을 특정한 높은 농도 범위로 제한한 후에, 종래의 Cu 첨가 강의 주류였던 TMCP 처리(Thermo Mechanical Control Process)가 아니라, 켄칭 및 템퍼링 처리를 적용하는 것이 유효한 것을 발견하였다.

도 1은 Cu를 1.15％ 함유하고, Ni를 1.81％ 또는 3.22％ 함유하는 2종류의 판 두께 110㎜의 강판에 있어서의, 켄칭 및 템퍼링 처리 후의 판 두께 방향의 단면 경도 분포를 나타낸 도면이다. 일반적으로 두꺼운 고장력 강판의 판 두께 방향 단면 경도는, 내부로부터 표층부 근방을 향해 경도가 상승하는 경향을 나타내고, 그 정도는, 켄칭성을 향상시키는 합금 원소의 함유량이 많을수록 현저해진다. 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, 1.81％ Ni 함유 강(Ni 함유량이 1.81％인 강)에 비해, 3.22％ Ni 함유 강의 경우, 표층부로부터 판 두께 내부에 걸쳐 경도가 높은 범위가 퍼져 있고, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향을 따라 판 두께의 1/8의 위치(이하 1/8t부)에서의 비커스 경도와 1/2t부에서의 비커스 경도의 차(ΔHv)는, 38로 된다. 3.22％ Ni 함유 강의 ΔHv는, 1.81％ Ni 강보다 현저하게 높은 값을 나타내고 있다. 여기서, 강판의 표면이라 하는 것은, 압연 시의 특정한 표면을 의미하는 것이 아니라, 단순히 강판의 어느 한쪽의 표면을 의미하고 있다.

상기한 바와 같이, ΔHv는, 합금 원소의 함유량에 의존한다. ΔHv와 합금 원소의 함유량의 관계를 실험적으로 구한 결과를 도 2에 나타낸다. 도 2는 Cu 및 Ni의 함유량을 변화시킨 판 두께 100㎜의 강판에 있어서, 강판의 1/8t부에서의 경도와 1/2t부에서의 경도의 차인 ΔHv를 나타낸 것이다. 도면 중의 원 중의 숫자가, ΔHv이다. 강판의 판 두께 방향 단면의 경도를 측정하는 경우, 판 두께의 중심부 부근에서는, 주조편의 상태에 따라, 중심 편석에 기인하는 국소적으로 경도가 높은 영역이 나타나는 경우가 있다. 이러한 국소적으로 경도가 높은 영역(국소적인 경화부)은, 두꺼운 고장력 강판의 판 두께 전체에 대해 극히 미소한 영역이므로, 강의 강도에는 거의 영향을 미치지 않는다고 생각된다. 그로 인해, 강판의 단면의 경도 분포를 측정하는 경우, 상술한 바와 같은 국소적인 경화부의 데이터는 제외하는 쪽이 바람직하다. 이 도 2로부터 알 수 있는 바와 같이, Cu 함유량 및 Ni 함유량의 합계인 A값(A＝Cu＋Ni)과, ΔHv 사이에는 상관이 있고, A값이 4.5％를 초과해 버리면, ΔHv가 20을 초과하는 것을 알 수 있었다. 또한, Cu 함유량이 1.5％ 이하의 낮은 값이어도 Ni 함유량이 3.0％를 초과해 버리면 역시 ΔHv가 20을 초과해 버릴 우려가 있는 것을 알 수 있었다. 한편, A값의 하한값에 대해서는, 특별히 제약을 설정하는 것은 아니다. 그러나, 이후에 설명하는 HAZ 인성 및 강도의 확보의 관점에서 Ni 함유량 및 Cu 함유량에 대해서는, 각각 1.2％ 및 0.7％가 하한으로 된다. 따라서, A값의 하한값은, Cu 함유량과 Ni 함유량의 각각의 하한값의 합계인 1.9％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명자들은, 본 발명의 큰 요소인 HAZ 인성[vE(HAZ)]에 미치는 Cu 함유량 및 Ni 함유량의 영향을 조사하기 위해, －40℃에 있어서의 용접 열영향부를 모의한 충격 시험도 행하였다. 그 결과를 도 3에 나타낸다. 통상의 대형 구조물에 있어서, －40℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 42J 이상이면, 취성 파괴의 발생을 저지할 수 있다고 여겨지고 있다. 그로 인해, －40℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 42J 이상인지 여부를 합격 여부의 판정 기준으로 하였다. 도 3에 있어서의 도면 중의 원 중의 수치가, －40℃에서의 샤르피 흡수 에너지이다. 도 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, Ni 함유량의 증가에 의해 강재의 인성이 크게 개선되고, 후술하는 바와 같은 충격 시험값으로 42J 이상을 확보하기 위해서는, 1.2％ 이상의 Ni 함유량이 필요한 것을 알 수 있었다. 그러나, Cu 함유량이 2.5％를 초과하면, Ni 함유량이 1.2％ 이상이라도 인성이 저하되는 것도 판명되었다.

상기한 바와 같이, HAZ 인성은, 합금 조성(합금 성분의 함유량)에 강하게 영향을 받는다. 한편, 모재의 인성에 대해서는, 합금 조성에 더하여, 마이크로 조직, 구체적으로는 결정립경을 고려한 검토가 필요해진다. 특히 80㎜를 초과하는 두꺼운 고장력 강판의 판 두께 위치마다, 결정립경이 어떻게 되는지를 검토할 필요가 있다. 본 발명에서 상정되는 바와 같은 인장 강도가 550N/㎟∼670N/㎟인 강에서는, 일반적으로, 마이크로 조직이, 페라이트 및 베이나이트가 혼재한 조직으로 된다. 그로 인해, 종래 실시되고 있는 광학 현미경을 사용한 마이크로 조직 관찰로부터 결정립경을 평가하는 것은 용이하지는 않다. 따라서, 본 발명에서는, 결정 방위 해석에 많이 이용되는 EBSD법(전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석법)을 이용하고, 그 결정 방위차가 30°이상의 각도를 갖는 입계에 의해 둘러싸이는 영역을 결정립이라고 정의하고, 그 결정립의 원 상당 입경을 결정립경이라고 정의하였다. 그리고, 측정된 결정립경의 빈도 분포를 산출하고, 세립측으로부터의 누적 빈도가 70％로 되는 결정립경을 평균 결정립경이라고 정의하였다. 실제로 측정된 예를 도 4에 나타낸다. 도 4는 0.08％ C-0.15％ Si-1.51％ Mn-0.008％ P-0.0010％ S-1.15％ Cu-1.23％ Ni-0.012％ Ti-0.012％ Nb-0.035％ Al-0.0039％ N을 성분으로서 갖는 강의, 결정립경에 대한 누적 빈도(％)를 나타낸 것이다. 누적 빈도를 구하는 데 있어서, 우선, 상기 성분에 용제된 강을, 판 두께가 140㎜로 되도록 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 후에 켄칭 템퍼링을 행하였다. 그리고, 켄칭 템퍼링 후의 강판에 있어서의 강판의 표층부(즉, 표면부 또는 최표층), 1/8t부, 2/8t부(1/4t부) 및 3/8t부의 각 판 두께 위치에서의 결정립경을 구하고, 결정립경에 대한 누적 빈도(％)를 얻었다. 누적 빈도가 70％에 상당하는 결정립경이 평균 결정립경이다. 도 4로부터 알 수 있는 바와 같이, 이 실험 결과에서는 각 판 두께 위치에 있어서의 평균 결정립경은, 강판의 판 두께 방향의 채취 위치에 의해 변화하고, 대략, 최표층 및 1/8t부에 있어서, 20㎛ 이상인 것에 반해, 2/8t부 및 3/8t부에서는 15㎛ 이하였다.

또한, 본 발명자들은, 상기한 바와 같이 정의한 결정립에 대해 인성이 어떻게 변화하는지에 대해 조사하였다. 도 5에는, 앞서 나타낸 0.08％ C-0.15％ Si-1.51％ Mn-0.008％ P-0.0010％ S-1.15％ Cu-1.23％ Ni-0.012％ Ti-0.012％ Nb-0.035％ Al-0.0039％ N을 성분으로 한 판 두께 140㎜의 켄칭 템퍼링 강에 있어서의, 결정립경과, 시험 온도를 20℃ 간격으로 변화시키면서 실시한 샤르피 시험에서 얻어진 인성의 관계를 나타낸다. 인성의 지표로서는, 샤르피 시험에서 얻어진 파면 천이 온도(vTrs)를 사용하였다. 여기서, vTrs라 함은, 시험편의 파단면의 특징으로부터 연성 파면과 취성 파면을 식별하고, 전체 파면의 면적에 대한 취성 파면의 면적률을 측정하고, 그 취성 파면의 면적률과 시험 온도의 관계를 구하였을 때의, 취성 파면의 면적률이 50％를 나타내는 온도를 말한다. vTrs는, 그 값이 작을수록 인성이 좋은 것을 나타낸다. 또한, 샤르피 시험편의 채취 위치는, 결정립경을 측정한 부위와 동일한 위치이며, 채취 방향은 압연 방향에 대해 직각 방향이다.

도 5에 있어서, 종축이 vTrs(인성), 횡축의 d^－1/2이 평균 결정립경의 평방근의 역수이다. 이 도면에 있어서는, 횡축의 d^－1/2×100의 값이 클수록 결정립경이 미세한 것을 나타내고 있다.

도 5로부터 명백해진 바와 같이, vTrs와 d^－1/2에는 대략 직선의 상관 관계가 인정된다. 이것은, 종래부터 홀·페치의 관계라고 불리는 관계에 상당한다. 또한, 종축의 vTrs는, 성분계에도 영향을 받고, 특히 Ni 함유량이 증가하면 인성이 향상되는 것이 알려져 있다. 도 5는 Ni 함유량이 1.23％인 경우이며, 이 Ni량은 HAZ 인성의 향상을 도모하기 위해 필요한 Ni량의 하한값인 1.2％에 가깝다. 그로 인해, 이 도 5를 사용하면 인성에 미치는 영향이 가장 큰 합금 성분인 Ni의 함유량이 본 발명 범위의 하한값에 가까운 경우에, 어느 정도의 결정립경이 필요한 것인지를 예측하는 것이 가능해진다. 이하, 상세하게 설명한다.

통상의 대형 구조물에 있어서의 파괴는 용접 조인트부로부터 발생하므로, 강재로서는 HAZ 인성이 중요하다. 그러나, 보다 구조물의 안전성을 높이기 위해서는, HAZ 인성뿐만 아니라 모재(용접 열영향을 받고 있지 않은 부분)에 있어서도 높은 인성이 필요하다. 일반적으로, 취성 파괴는 용접 결함 등으로부터 발생하는 경우가 상정되지만, 그들 결함의 대부분은, 발견이 용이한 표면에 존재하는 결함이 아니라, 강판 내부에 존재하는 결함인 경우에 취성 파괴에 가장 크게 영향을 미친다. 이것은, 강판 내부의 결함이, 발견될 가능성이 낮아지는 동시에, 작용 응력 상태에도 의존하지만, 균열의 진전에 대해 가장 엄격한 응력 상태로 될 수 있다고 상정되기 때문이다.

용접부의 결함으로부터의 파괴를 상정한 경우, 만일, 취성 균열이 발생하였다고 해도, 모재에서 그것을 저지하기 위해서는, 결함 근방의 모재의 인성이 높아야 한다. 이러한 엄격한 응력 상태로 되는 것은, 주로 강판의 내부측인 1/8t부∼7/8t부의 영역이라고 상정된다. 그러므로, 모재에 대해 필요한 인성은, 판 두께의 표층 근방보다도 오히려 1/8t부보다 강판의 중심에 가까운 내부측에서 규정되어야 한다.

이상의 이유로부터, 일반적으로 요구되는 －40℃에 있어서의 샤르피의 흡수 에너지(vE-40)로서 요구되는 42J 이상의 에너지값은, 강판 표면으로부터 1/8t부보다 강판의 내측에 있어서 필요하다. 따라서, 본 발명에 있어서는, 1/8t부보다 내부측의 결정립경을 규정한다.

그런데, 종래의 강판에서 얻어진 천이 곡선으로부터 생각하면, －40℃에서의 흡수 에너지 42J을 만족하기 위해서는 vTrs가 －10℃ 이하인 것이 필요하다.

도 5로부터, vTrs가 －10℃(도면 중의 파선)에 상당하는 평균 결정립경은, 35㎛이다. 따라서, 평균 결정립경이 35㎛ 이하이면, vTrs≤－10℃를 만족할 수 있는 것을 알 수 있었다. 도 5 중의 각 점은, () 내의 표시로 나타내어진 판 두께 위치로부터 채취된 것이다. 상술한 바와 같이, 강판 표층부는 실제의 구조물의 파괴에 그다지 영향을 미치지 않는다고 생각되므로, 본 발명에서는, 최표층부로부터 1/8t부까지의 영역을 제외한 위치에서의 평균 결정립경을 규정한다. 두꺼운 강판은 장시간에 걸쳐 열처리로 내에서 보유 지지되므로, 강판 표층부측 쪽이 판 두께 중심부에 비해 결정립경이 조대해지는 경향이 있다. 그로 인해, 특히 판 두께의 1/8t부의 평균 결정립경을 35㎛ 이하로 하는 것이 중요하다. 또한, 판 두께의 3/8t부의 평균 결정립경을 35㎛ 이하로 함으로써, 판 두께의 1/8t부 및 3/8t부의 양쪽의 평균 결정립경을 35㎛ 이하로 해도 지장 없다.

또한, 상기한 바와 같이 평균 결정립경은 세립일수록 인성이 향상되지만, 세립으로 하는 것은 용이하지는 않다. 그로 인해, 평균 결정립경의 하한값을 5㎛, 10㎛ 또는 15㎛로 해도 된다.

강 구조물의 안전성을 향상시키기 위해, 변형 시효 등을 고려하고, 모재에 대해 보다 높은 인성을 필요로 하는 사고 방식이 있다. 특히 변형 시효의 경우, 발명자들의 검토에 의하면, 5％ 정도의 변형을 냉간에 의해 부여하고, 그 후, 250℃(2시간 유지)에서 시효 처리를 실시한 경우, 샤르피 천이 온도가, －15℃ 정도 상승하는 것이 판명되어 있다. 따라서, 변형 시효를 고려하여 더욱 높은 인성이 요구되는 경우에는, vTrs는, 15℃ 더 낮은, －25℃ 이하인 것이 바람직하다. 이를 위해서는, 동일하게 도 5로부터, 판 두께의 1/8t부의 평균 결정립경을 25㎛ 이하로 하면 되는 것을 알 수 있었다. 즉, 상기한 바와 마찬가지의 이유에 의해, 판 두께의 3/8t부의 평균 결정립경도 25㎛ 이하로 해도 된다.

또한, 강판의 표층 부근은 강판 내부보다 켄칭 시의 냉각 속도가 높아지므로, 충분한 켄칭 조직이 얻어지기 쉬운 반면, 강도가 높아지는 경향이 있다. 그로 인해, 표층 부근의 인성은 강판 내부(예를 들어, 1/4t부)에 비해, 반드시 높다고는 할 수 없다. 그러나, 상술한 바와 같이, 구조물로서의 취성 파괴에 대한 안전성을 고려한 경우, 극단적인 굽힘 변형이 발생하지 않는 조건하에서는, 용접 결함 등의 잠재적인 균열의 발견이 용이하고, 또한, 구속력이 낮은 표층 근방보다 판 두께 내부(1/8t보다 내부) 쪽이 보다 취성 균열의 발생에 대해서는 보다 엄격해지는 경향이 있다. 이로 인해, 본 발명에 있어서는, 1/8t보다 내부의 인성을 고려하면, 구조물의 안전성의 확보에 대해 충분하다고 생각하고, 1/8t보다 내부의 평균 결정립경을 규정하는 것으로 하였다.

이상과 같은 기술에 기초하여 제조된 강판은, 그 판 두께 방향의 균일성을 확보하면서, 우수한 용접성, 모재 인성 및 용접 열영향부 인성을 나타낸다. 특히, 판 두께가 80㎜ 이상인 강판에 있어서 그 효과는 크다. 그러나, 판 두께가 200㎜를 초과하는 강판에서는, 판 두께 중심부의 냉각 속도가 현저하게 저하되고, 마이크로 조직의 조대화를 초래함으로써, 소정의 강도 및 인성을 만족할 수 없게 될 가능성이 높다. 따라서, 본 발명에 의해 제조하는 강판의 판 두께는 200㎜ 이하로 해도 된다. 필요에 따라, 판 두께의 상한을 175㎜, 150㎜ 또는 125㎜로 해도 된다. 판 두께의 하한을 90㎜ 또는 100㎜로 해도 된다.

이와 같이, 본 발명은 종래 Cr, Mo 등의 합금 원소가 많이 함유되어 있었던 예를 들어 80㎜ 이상의 두꺼운 고장력 강판에 대해, 실질적으로 이들 원소를 함유하지 않고, Cu 및 Ni의 함유량을 적절하게 제어함으로써 판 두께 방향으로 균일하며 또한, 용접성 및 모재 인성과 HAZ 인성이 우수한 강을 제조할 수 있는 조건을 특정한 것을 기본으로 하여 구성된 것이다.

(1) 즉, 본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C:0.03％∼0.12％, Si:0.05％∼0.30％, Mn:1.20％∼1.65％, Cu:0.7％∼2.5％, Ni:1.2％∼3.0％, Nb:0.005％∼0.030％, Ti:0.005％∼0.030％, Al:0.015％∼0.065％, N:0.0020％∼0.0060％, Mo:0％∼0.04％, Cr:0％∼0.08％, V:0％∼0.01％, B:0％∼0.0005％, P:0.010％ 이하, S:0.002％ 이하, Ca:0％∼0.0030％, Mg:0％∼0.0030％, REM:0％∼0.0030％, 잔량부:Fe 및 불순물이며, 하기 (a)식으로 나타내어지는 A값이 4.5％ 이하이며, 하기 (b)식으로 나타내어지는 Pcm값이 0.25％ 이하이며, 항복 강도가 460N/㎟∼580N/㎟, 또한, 인장 강도가 550N/㎟∼670N/㎟이며, 표면으로부터 판 두께 방향을 따라 판 두께의 1/8의 위치인 1/8t부의 경도와, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향을 따라 상기 판 두께의 1/2의 위치인 1/2t부의 경도의 차가, 비커스 경도로 20 이하이며, 전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석법을 이용한 결정 방위 해석을 행하고, 결정 방위차가 30° 이상인 입계로 둘러싸이는 영역을 결정립이라고 정의하고, 상기 결정립의 원 상당 입경을 결정립경이라고 정의하고, 상기 결정립경의 빈도 분포를 산출한 경우의 누적 빈도가 세립측으로부터 70％로 되는 상기 결정립경을, 평균 결정립경이라고 정의하였을 때, 상기 1/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 35㎛ 이하이다.

여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B는, 각 원소의 함유량이며, 그 단위는 질량％이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 또한, 상기 강판의 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향을 따라 상기 판 두께의 3/8의 위치인 3/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 35㎛ 이하여도 된다.

(3) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 또한, 상기 1/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 25㎛ 이하여도 된다.

(4) 상기 (3)에 기재된 강판에서는, 또한, 상기 강판의 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향을 따라 상기 판 두께의 3/8의 위치인 3/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 25㎛ 이하여도 된다.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 강판에서는, 상기 강판의 상기 판 두께가, 80㎜ 이상이어도 된다.

본 발명에 따르면, 판 두께 방향의 모재 재질의 균일성이 우수하고, 용접성, 모재 인성 및 HAZ 인성이 우수한 두꺼운 고장력 강판의 제공이 가능해진다.

도 1은 0.12％ C-0.08％ Si-1.45％ Mn-1.15％ Cu를 기본의 성분계로 하고, Ni 함유량이 1.81％ 또는 3.22％, 그 밖의 성분은 모두 본 실시 형태의 범위 내인 판 두께 110㎜의 2종류의 강판에 대해 켄칭 및 템퍼링 후의 강판의 판 두께 방향 단면에서의 경도 분포를 측정한 결과를 나타낸 도면이다.
도 2는 0.13％ C-0.12％ Si-1.55％ Mn을 기본의 성분계로 하고, 또한, Cu 함유량이 0.3％∼3.6％, Ni 함유량이 0.57％∼3.5％, 그 밖의 성분계가 본 실시 형태의 범위 내인, 열간 압연 후에 켄칭 및 템퍼링 처리한 판 두께 100㎜의 강판에 대해, 표층으로부터 12.5㎜(1/8t부)의 경도와, 1/2t부의 경도의 차(Hv:98N)를 구하고, Cu 및 Ni량의 영향을 나타낸 도면이다.
도 3은 0.13％ C-0.12％ Si-1.55％ Mn-0.012％ Ti-0.013％ Nb를 기본 성분계로 하고, Cu 함유량이 0.3％∼3.6％, Ni 함유량이 0.57％∼3.5％, 그 밖의 성분이 본 실시 형태의 범위 내인, 판 두께 100㎜의 켄칭 및 템퍼링 처리 강의 1/2t부에 대해, 용접 시에 받는 입열(3.5kJ/㎜)에 상당하는 용접 열사이클을 부여하고, 그 후, －40℃에서의 충격 시험을 실시하였을 때의 샤르피 흡수 에너지(J)와, Cu 및 Ni 함유량의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 0.08％ C-0.15％ Si-1.51％ Mn-0.008％ P-0.0010％ S-1.15％ Cu-1.23％ Ni-0.012％ Ti-0.012％ Nb-0.035％ Al-0.0039％ N의 성분을 갖는 판 두께 140㎜의 강판의, 켄칭 템퍼링 후에 있어서의 판 두께 최표층부, 1/8t부∼3/8t부의 각 판 두께 위치에 있어서의 결정립경과 누적 빈도(％)의 관계를 나타낸 도면이다.
도 5는 0.08％ C-0.15％ Si-1.51％ Mn-0.008％ P-0.0010％ S-1.15％ Cu-1.23％ Ni-0.012％ Ti-0.012％ Nb-0.035％ Al-0.0039％ N의 성분을 갖는 판 두께 140㎜의 강판의, 켄칭 및 템퍼링 처리 후에 있어서의, 판 두께 최표층부(6㎜ 아래를 시험편의 중심으로 함) 및 1/8t부∼3/8t부의 각 판 두께 위치로부터 압연 방향에 직각으로 채취한 시험편을 사용한 시험으로부터 얻어진 vTrs와, 각 판 두께 위치에서의 평균 결정립경의 평방근의 역수의 관계(홀·페치의 관계)를 나타낸 도면이다.
도 6은 0.06％ C-0.18％ Si-1.35％ Mn-1.05％ Cu-1.35％ Ni-0.013％ Ti-0.015％ Nb를 기본 성분계로 하고, Mo 함유량을 0.12％까지 변화시킨 판 두께 100㎜의 강판에 있어서, 입열 25kJ/㎜로 다층 용접을 실시한 후, 용접선에 대해 직각 방향으로 전체 두께의 CTOD 시험편을 채취하고, 노치 위치로서, 용접 금속과 모재의 융합선(FL) 및 FL로부터 3㎜의 위치(FL＋3㎜)에 있어서 시험 온도 －10℃에서 3개씩 CTOD 시험을 실시하였을 때의, 한계 CTOD값(δc)의 평균값과, Mo 함유량의 관계를 나타낸 도면이다.
도 7은 0.05％∼0.06％ C-0.15％∼0.18％ Si-1.30％∼1.35％ Mn-1.05％∼1.10％ Cu-1.30％∼1.35％ Ni-0.012％∼0.013％ Ti-0.012％∼0.015％ Nb를 기본 성분계로 하고, Cr 함유량이 0.05％∼0.14％인 성분을 갖고, 900℃의 켄칭 및 580℃의 템퍼링을 실시한 후에 입열 25kJ/㎜로 다층 용접된 판 두께 100㎜의 강판에 있어서, 채취 방향이 용접선에 대해 직각 방향이며 노치 위치가 용접 금속과 모재의 융합선(FL)으로부터 3㎜의 위치(FL＋3㎜)인 전체 두께의 CTOD 시험편을 사용하여, 시험 온도 －10℃에서 3개씩 실시한 CTOD 시험으로 얻어진 한계 CTOD값(δc)의 평균값과, Cr의 함유량의 관계를 나타낸 도면이다.
도 8은 0.05％∼0.06％ C-0.15％∼0.18％ Si-1.30％∼1.35％ Mn-1.05％∼1.10％ Cu-1.30％∼1.35％ Ni-0.012％∼0.013％ Ti-0.012％∼0.015％ Nb를 기본 성분계로 하고, V 함유량이 0.005％∼0.05％인 성분을 갖고, 900℃의 켄칭 및 580℃의 템퍼링을 실시한 후에 입열 25kJ/㎜로 다층 용접된 판 두께 100㎜의 강판에 있어서, 채취 방향이 용접선에 대해 직각 방향이며 노치 위치가 용접 금속과 모재의 융합선(FL)으로부터 3㎜의 위치(FL＋3㎜)인 전체 두께의 CTOD 시험편을 사용하여, 시험 온도 －10℃에서 3개씩 실시한 CTOD 시험으로 얻어진 한계 CTOD값(δc)의 평균값과, V의 함유량의 관계를 나타낸 도면이다.
도 9는 0.08％ C-0.15％ Si-1.51％ Mn-0.008％ P-0.0010％ S-1.15％ Cu-1.23％ Ni-0.012％ Ti-0.012％ Nb-0.035％ Al-0.0039％ N인 성분을 갖고, 압연, 유지 온도가 450℃ 및 550℃이며, 유지 시간을 변화시킨 예비 열처리, 920℃에서 120분 유지한 후에 수냉하는 켄칭 처리, 및 590℃에서 100분 유지한 후에 공냉하는 템퍼링 처리가 행해진 판 두께 140㎜의 강판에 있어서, 예비 열처리의 유지 온도와 1/8t부의 평균 결정립경의 관계를 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판(본 실시 형태에 관한 강판)에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성의 한정 이유를 설명한다.

C:0.03％∼0.12％

C는, 모재의 강도를 향상시키는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, C 함유량을, 0.03％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도의 향상을 위해, C 함유량의 하한을 0.04％, 0.05％, 0.06％ 또는 0.07％로 해도 된다. 한편, C 함유량이 0.12％를 초과하면 켄칭성의 증가에 의해 판 두께 방향의 재질 균일성이 손상된다. 또한, 용접부의 경도가 상승하는 동시에 HAZ 인성이 저하된다. 그로 인해, C 함유량의 상한을 0.12％로 한다. HAZ 인성의 개선을 위해, C 함유량의 상한을 0.11％, 0.10％, 0.09％ 또는 0.08％로 해도 된다.

Si:0.05％∼0.30％

Si는, 탈산에 유효한 원소임과 함께, 강도를 향상시키는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량을 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도의 향상을 위해, Si 함유량의 하한을 0.06％, 0.08％, 0.10％ 또는 0.13％로 해도 된다. 한편, Si 함유량이 0.30％를 초과하면, HAZ 인성이 저하되므로, Si 함유량의 상한을 0.30％로 한다. HAZ 인성의 향상을 위해, Si 함유량의 상한을 0.25％, 0.22％, 0.20％ 또는 0.18％로 해도 된다.

Mn:1.20％∼1.65％

Mn은, 탈산에 유효한 원소임과 함께, 강도를 향상시키는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.20％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도의 향상을 위해, Mn 함유량의 하한을 1.25％, 1.28％, 1.30％, 1.33％, 1.35％ 또는 1.37％로 해도 된다. 한편, Mn 함유량이 1.65％를 초과하면, 켄칭성의 증가에 의해 판 두께 방향의 재질 균일성이 손상됨과 함께, 주조편에서의 편석이 현저해져 HAZ 인성을 저하시킨다. 그로 인해, Mn 함유량의 상한을 1.65％로 한다. HAZ 인성의 향상을 위해, Mn 함유량의 상한을 1.60％, 1.58％, 1.55％, 1.52％, 1.50％ 또는 1.47％로 해도 된다.

Cu:0.7％∼2.5％

Cu는, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 주요한 합금 원소이며, 용접성 및 HAZ 인성을 손상시키지 않고 모재의 강도를 향상시키는 몇 안 되는 원소이다. Cu 함유량을 0.7％ 이상으로 함으로써 강도의 상승에 현저한 효과가 있다. 이로 인해, Cu 함유량의 하한은 0.7％로 한다. 강도의 향상을 위해, Cu 함유량의 하한을 0.75％, 0.8％, 0.85％, 0.9％, 0.95％, 1.0％, 1.05％ 또는 1.1％로 해도 된다. 한편, Cu 함유량이 2.5％를 초과한 경우, 켄칭성의 상승을 초래하고, 도 3에 나타내어진 바와 같이 HAZ 인성이 저하되는 것이 우려된다. 그로 인해, Cu 함유량의 상한을 2.5％로 한다. HAZ 인성의 향상을 위해, Cu 함유량의 상한을 2.3％, 2.1％, 1.9％, 1.7％, 1.6％, 1.5％ 또는 1.4％로 해도 된다.

Ni:1.2％∼3.0％

Ni도, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 주요한 합금 원소이며, 모재 강도 및 인성의 개선, 및 HAZ 인성 개선에 유효한 원소이다. Ni 함유량은, HAZ 인성의 관점에서, 도 3에 나타내어진 바와 같이, 1.2％ 이상이 필요하다. 상기한 특성의 개선을 위해, Ni 함유량의 하한을 1.25％, 1.3％, 1.35％, 1.4％, 1.45％, 1.5％, 1.55％ 또는 1.6％로 해도 된다. 한편, Ni 함유량이 3.0％를 초과하면, 도 2에 나타내어진 바와 같이, 판 두께 방향의 재질차를 발생시킨다. 그로 인해, Ni 함유량의 상한을 3.0％로 제한한다. 판 두께 방향의 재질차를 보다 작게 하기 위해, Ni 함유량의 상한을 2.8％, 2.6％, 2.4％, 2.2％, 2.0％, 1.9％ 또는 1.8％로 해도 된다.

Nb:0.005％∼0.030％

Nb는, 강도를 향상시킴과 함께, 모재 결정립의 세립화에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도 향상과 결정립의 미세화를 위해, Nb 함유량의 하한을 0.007％, 0.010％, 0.012％, 0.013％ 또는 0.015％로 해도 된다. 한편, Nb 함유량이, 0.030％를 초과하면 HAZ 인성이 저하되므로, Nb 함유량의 상한을 0.030％로 한다. HAZ 인성의 향상을 위해, Nb 함유량의 상한을 0.027％, 0.025％, 0.022％ 또는 0.020％로 해도 된다.

Ti:0.005％∼0.030％

Ti는 질화물을 형성하고 용접 열영향부에 있어서의 결정립의 세립화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. HAZ 인성의 향상을 위해, Ti 함유량의 하한을 0.007％, 0.010％, 또는 0.012％로 해도 된다. 한편, Ti 함유량이 0.030％를 초과하면, 질화물이 조대화되어 버려 오히려 HAZ 인성의 저하를 초래하는 것이 우려된다. 그로 인해, Ti 함유량의 상한을 0.030％로 한다. HAZ 인성의 저하 방지를 위해, Ti 함유량의 상한을 0.025％, 0.020％, 또는 0.018％로 해도 된다.

Al:0.015％∼0.065％ 이하

Al은 탈산에 유효한 동시에, 질화물을 형성하고 모재 및 HAZ 결정립의 세립화에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량을 0.015％ 이상으로 할 필요가 있다. 모재 및 HAZ 결정립의 세립화를 위해, Al 함유량의 하한을 0.020％, 0.025％, 0.028％, 0.031％ 또는 0.035％로 해도 된다. 한편, Al 함유량이 0.065％를 초과하면 조대한 질화물이 형성되어 인성이 저하되는 경향이 있다. 그로 인해, Al 함유량의 상한을 0.065％로 한다. 인성 저하 방지를 위해, Al의 함유량의 상한을 0.060％, 0.055％, 0.052％, 0.050％ 또는 0.048％로 해도 된다.

N:0.0020％∼0.0060％

N은 Ti, Al 등의 원소와 결합하고, 질화물을 형성하는 원소이다. 질화물의 형성의 관점에서는 N 함유량을 0.0020％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 보다 확실하게 질화물을 형성시키기 위해, N의 함유량의 하한을 0.0024％ 또는 0.0028％로 해도 된다. 한편, N 함유량이 0.0060％를 초과하면, HAZ 인성이 저하되므로, N 함유량의 상한을 0.0060％로 한다. HAZ 인성의 저하 방지를 위해, N의 함유량의 상한을 0.055％, 0.050％ 또는 0.045％로 해도 된다.

Cr:0％∼0.08％

Mo:0％∼0.04％

V:0％∼0.01％

Cr, Mo 및 V는, 켄칭성을 증가시키고, 두꺼운 고장력 강판에 있어서는, 표층부와 판 두께 중심부의 경도의 차를 크게 하는 원소이다. 또한 Cr, Mo 및 V를 함유하면, HAZ 인성이 저하되는 것이 우려된다. 그로 인해, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는 이들 원소를 저감할 필요가 있다.

전술한 바와 같이, HAZ 인성의 평가는, 대부분의 경우 샤르피 시험이 이용되지만, 요즘은 보다 파괴 역학을 고려한 설계에 반영할 수 있는 CTOD값을 구하는 CTOD 시험도 실시된다. CTOD값이라 함은 균열 개구 변위를 말하며, 피로 균열 선단으로부터의 취성 파괴가 발생하였을 때의 균열 선단의 개구량이다. 이 CTOD값을 실험적으로 구하는 방법이 CTOD 시험이다. CTOD 시험은, 통상, 구조물이 실제로 운용되는 설계 온도에서 실시된다. CTOD값은, 피로 균열 선단의 강판의 마이크로 조직, 즉, 경도나 결정립경, 탄화물의 상태, 취화 조직의 유무 등에 영향을 받으므로, 샤르피 시험보다 이들의 야금학적인 요인에 민감하다고 일컬어지고 있다. 또한, 대부분의 경우, CTOD값이 0.1㎜ 이상이면, 그 강판은, 취성 파괴에 대한 충분한 저항성을 갖는다고 판단된다.

본 발명자들은, 특히 켄칭성이 높은 원소인 Cr, Mo, V의 함유량이, CTOD값에 미치는 영향을 검증하였다. 도 6은 Mo량을 변화시킨 복수의 강판의 실 용접 조인트부에 대해 CTOD 시험을 실시하고, Mo량의 영향을 평가한 결과를 나타내는 도면이다. 이 시험 시에는, 우선 0.06％ C-0.18％ Si-1.35％ Mn-1.05％ Cu-1.25％ Ni-0.013％ Ti를 기본 성분계로 하고, 그것에 Mo 함유량을 무첨가(불순물로서 포함되는 함유량)로부터 0.12％까지 변화시킨 강을 용제하고, 열간 압연에 의해 판 두께 100㎜의 강판을 제조하였다. 그 후, 강판에 대해, 900℃의 켄칭 및 580℃의 템퍼링을 실시한 후, 입열 25kJ/㎜로 다층 용접을 실시하였다. 용접된 강판으로부터, 용접선에 대해 직각 방향으로 전체 두께의 CTOD 시험편을 채취하였다. CTOD 시험의 노치 위치는, 용접 금속과 모재의 융합선(FL) 및 FL로부터 3㎜의 위치(FL＋3㎜)로 하였다. 그리고, 채취한 시험편에 대해 시험 온도 －10℃에서 3개씩 CTOD 시험을 실시하였다.

도 6은 종축이 －10℃에서의 한계 CTOD값 δc(δc －10℃라고 기재하는 경우가 있음)의 3개의 평균값이며, 횡축이 Mo 함유량이다. 도 6으로부터, Mo는, 용접 조인트의 CTOD 특성, 그 중에서도 FL＋3㎜의 위치 및 FL 위치에서의 CTOD 특성을 저하시키는 것을 알 수 있다. 또한, δc≥0.1㎜를 합격의 기준으로 하면, Mo 함유량을 0.04％ 이하로 할 필요가 있는 것을 알 수 있다.

Mo 함유량에 대해서는, 적은 쪽이 바람직하지만, 완전히 함유하지 않도록 하는 것은 비용의 상승을 초래하므로 바람직하지 않다. 또한, 불순물로서 또는 의도적으로 함유되는 경우를 고려하고, Mo의 함유량의 상한을 0.04％로 한다. 보다 바람직한 함유량의 상한은 0.03％, 0.02％ 또는 0.01％이다.

마찬가지로, Cr 함유량 및 V 함유량의 HAZ 인성에의 영향을 조사하였다. 그 결과를 도 7, 도 8에 나타낸다. 이 양 도면은, 도 6과 마찬가지로 용접 조인트를 작성한 후에, FL＋3㎜의 위치에 노치를 넣어 시험 온도 －10℃에서 CTOD 시험을 실시하고, 얻어진 δc와 Cr 및 V의 함유량의 관계를 나타낸 도면이다. Cr, V 모두 함유량이 증가해 가면, 어느 함유량에서 δc가 0.1㎜를 하회하는 결과로 되어 있다. δc가 0.1㎜를 하회하지 않는 양자의 함유량의 상한값을 도 7, 도 8로부터 구하면, Cr 함유량의 상한은 0.08％, V 함유량의 상한은 0.01％로 된다. 그로 인해, 불순물로서 또는 의도적인 함유에 상관없이, Cr 함유량의 상한은 0.08％로 한다. HAZ 인성의 향상을 위해, Cr의 함유량의 상한을 0.06％, 0.05％, 0.04％ 또는 0.03％로 해도 된다. 또한, V 함유량의 상한은, 불순물로서 또는 의도적인 함유에 상관없이, 0.01％로 한다. HAZ 인성의 향상을 위해, V의 함유량의 상한을 0.008％, 0.005％, 0.003％ 또는 0.001％로 해도 된다.

또한, Cr, Mo, V는 용강 제조 시에 스크랩 등으로부터 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

B도 또한 Cr, Mo, V와 마찬가지로 미량의 함유량으로 켄칭 처리 후의 경도를 상승시키고, 켄칭성의 향상에 유효한 원소이다. 그러나, 두꺼운 고장력 강판의 경우, B의 함유에 의해 표층부와 판 두께 중심부의 켄칭 경도의 차가 확대되어 버린다. 따라서, 판 두께 방향의 균일성의 관점에서, B의 함유는 바람직하지 않다. 그러나 이들을 완전히 함유하지 않는 것으로 하는 것은 기술적으로 곤란하다. 따라서, 불순물로서 함유되는 경우를 고려하고, B 함유량의 상한을 0.0005％로 한다. 또한, 의도적으로 함유시킨 경우라도 상한은, 0.0005％이다. 판 두께 방향의 가일층의 균일성을 위해, B의 함유량의 상한을 0.0004％, 0.0003％, 0.0002％ 또는 0.0001％로 해도 된다. B는 용강 제조 시에 스크랩 등으로부터 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

P 및 S는, 강 중에 포함되는 불순물 원소이며, 모재 인성 및 HAZ 인성을 저하시키므로, 그 함유량은 적을수록 바람직하다. 본 발명에 있어서는, P의 상한은, 0.010％ 이하, 바람직하게는 0.007％, 0.005％ 이하 또는 0.003％, 및 S의 상한은 0.002％ 이하로 제한한다. S의 상한을 0.001％ 또는 0.0008％로 제한해도 된다. P량 및 S량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

Ca는, 강판의 황화물을 구상화하여, 인성에 있어서 유해한 MnS의 영향을 경감하는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해, 0.0001％ 이상 함유해도 된다. 그러나 Ca 함유량이 과잉으로 되면 용접성이 손상되므로, Ca 함유량을 0.0050％ 이하로 제한한다. 용접성의 개선을 위해, Ca의 함유량의 상한을 0.0040％, 0.0035％ 또는 0.0030％로 해도 된다. Ca는 용강 제조 시에 스크랩이나, 내화물 등으로부터 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

Mg 및 REM은, 강판 중에서 산화물을 형성하여, HAZ 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, 0.0001％ 이상 함유해도 된다. 그러나 Mg, REM의 함유량이 과잉이면, 조대한 산화물이 생성되고, 인성의 저하를 초래한다. 그로 인해, Mg 함유량, REM 함유량은, 각각 0.0030％ 이하로 제한한다. 필요에 따라, 이들의 함유량의 상한을 0.0025％ 또는 0.0020％로 해도 된다. Mg, REM은 용강 제조 시에 스크랩이나, 내화물 등으로부터 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

여기서, REM이라 함은, 란타노이드의 15원소에 Y 및 Sc를 합한 17원소의 총칭을 말하며, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시킬 수 있다. 또한, REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다.

또한, 하한의 규정이 없는 합금 원소(예를 들어, Mo, Cr, V, B, P, S, Ca, Mg, REM)가 의도적으로 첨가되었다고 해도, 또는 불순물로서 혼입되었다고 해도, 그 함유량이 청구범위 내에 있으면, 그 강판은 본 발명의 청구범위 내라고 해석한다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔량부가 철 및 불순물이다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 강판에는, 상기 성분 외에, 강재 자체의 강도, 인성 등을 한층 더 개선하는 목적으로, 혹은 스크랩 등의 부원료로부터의 불순물로서, Sb, As, Sn, Pb, Zr, Zn, W, Co를 더 함유해도 된다. 그러나, 그 함유량의 상한은, 이하와 같이 하는 것이 바람직하다.

Sb는 HAZ의 인성을 손상시키므로, Sb 함유량의 상한을 0.02％로 해도 된다. HAZ 인성을 향상시키기 위해, Sb 함유량의 상한을, 0.01％, 0.005％ 또는 0.002％로 해도 된다.

As 및 Sn은 HAZ의 인성을 손상시키므로, As 및 Sn의 함유량의 상한을 0.02％로 해도 된다. 필요에 따라, As 및 Sn의 함유량의 상한을, 0.01％, 0.005％ 또는 0.002％로 해도 된다.

또한, 강도 및 인성의 향상을 위해, Pb, Zr, Zn 및 W의 함유량을, 각각 0.1％ 이하, 0.01％ 또는 0.005％ 이하로 해도 된다. 이들의 하한을 특별히 결정할 필요는 없고, 0％이다.

Co는, Ni 중에 불순물로서 포함되는 경우가 있다. Co는 HAZ 인성을 손상시키므로, Co 함유량의 상한을 0.3％, 0.1％ 또는 0.05％로 해도 된다. 그 하한을 특별히 결정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

A값(＝Cu＋Ni):4.5％ 이하

본 실시 형태에서는 모재의 판 두께 방향에 대해, 주로 강도의 균일성을 나타내는 지표인 ΔHv를 제어할 필요가 있다. 도 2로부터 알 수 있는 바와 같이, Cu＋Ni, 즉, Cu 함유량과 Ni 함유량의 합계이며, 하기 식 (1)로 나타내어지는 A값이, 4.5％를 초과하면 1/8t부에서의 비커스 경도와 1/2t부에서의 비커스 경도의 차인 ΔHv가 20을 초과하고, 판 두께 방향에 있어서의 특성이 불균일해진다. 이 결과로부터, 상기한 개개의 원소의 범위의 한정에 더하여, A값의 상한을 4.5％로 한다. 판 두께 방향의 경도의 차를 보다 저감하기 위해, 필요에 따라, A값의 상한을 4.2％, 4.0％, 3.8％, 3.5％, 3.3％ 또는 3.0％로 해도 된다. A값의 하한은 특별히 한정할 필요가 없지만, Cu 함유량 및 Ni 함유량의 각각의 하한의 합계의 1.9％가 실질적인 하한으로 된다.

여기서, 상기 식 (1) 중의 Cu 및 Ni는 각 원소의 함유량이며, 그 단위는 질량％이다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강판에서는 용접성을 확보하기 위해, 개개의 원소의 범위의 한정에 더하여, 하기의 식 (2)에서 구해지는 Pcm값이 0.25％ 이하로 되도록 화학 조성을 한정한다. Pcm값은 탄소 당량(Ceq)과 마찬가지로 용접 균열 감수성을 나타내는 지표로서 많이 적용되고 있고, 강에 포함되는 합금의 함유량으로부터 계산된다. 식 (2)에는 본 발명에 있어서 실질적으로 함유하지 않는 Cr, Mo, V, B 등의 원소도 포함되어 있다. 그러나, 이들 원소는, 공업적으로 제조되는 과정에서 각종 합금 원료로부터 불순물로서 혼입되어 버릴 가능성이 있으므로, 용접성을 평가하는 경우에는 이러한 불순물도 포함한 합금 원소의 함유량을 평가할 필요가 있다. 또한, 각 합금 원소가 함유되지 않는(검출되지 않는) 경우에는, 그 항을 0으로 하여 계산하면 된다.

여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B는 각 원소의 함유량이며, 그 단위는 질량％이다.

본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, Pcm값이 0.25％를 초과하면 0℃에서 용접하였을 때의 저온 균열이 발생하기 쉬워지므로, Pcm값의 상한을 0.25％로 하고 있다. Pcm값의 하한을 특별히 규정할 필요는 없지만, 그 하한을 0.15％ 또는 0.18％로 해도 된다.

다음으로 본 실시 형태에 관한 강판은, 이하의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.

우선, 상술한 범위로 조정한 강 성분(화학 조성)을 갖는 용강을, 연속 주조 또는 조괴 분괴법에 의해 슬래브로 한다(주조 공정:S1). 그 후, 얻어진 슬래브를 가열한다(가열 공정:S2). 또한, 가열 공정에 있어서 목표로 하는 가열 온도는, 두꺼운 고장력 강판을 압연할 때에 판 두께 중심부까지 충분히 압하의 효과를 얻는 목적으로, 그 하한을 950℃로 하는 것이 바람직하다. 한편, 가열 온도가 1250℃를 초과하면, 강판의 스케일을 박리할 수 없어, 강판 표면 흠집이 발생해 버리는 경우가 있으므로, 그 상한을 1250℃로 하는 것이 바람직하다.

가열 공정 후, 가열된 슬래브를 열간 압연하여 강판으로 한다(열간 압연 공정:S3). 열간 압연 공정 후, 강판을 그대로 350℃ 이하까지 냉각한다(냉각 공정:S4). 냉각 공정 후에 Ac3 변태점 이상으로 재가열하기 위해, 냉각 장소 등의 제약이 있으면, 필요에 따라, 가속 냉각을 행해도 된다. 또한, 냉각 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 350℃를 초과하면, 질화 알루미늄 등 조대한 석출물 등에 의한 취화가 발생할 우려가 있으므로, 바람직하지 않다.

또한, 여기서 말하는 Ac1 변태점이라 함은, 강을 실온의 페라이트상으로부터 승온한 경우, 오스테나이트가 국부적으로 발생하기 시작하는 온도를 말한다. 또한, 더욱 승온한 경우에는, 페라이트와 오스테나이트의 2상 상태로부터 오스테나이트 단상으로 된다. 이 오스테나이트 단상으로 될 때의 온도를 Ac3 변태점이라 한다. 이들 변태점은, 통상, 페라이트와 오스테나이트의 열팽창률의 차를 이용하여 실험적으로 구할 수 있다. 즉, 강을 일정한 가열 속도(예를 들어 2.5℃/min 등)로 가열하여 얻어지는 팽창-온도 곡선을 측정하고, 열팽창의 변화점으로부터 실험적으로 구할 수 있다.

냉각 공정 후, Ac3 변태점 이상으로 가열하고 수냉하는 켄칭 처리, 및 Ac1 변태점 이하의 온도로 가열하고 공냉하는 템퍼링 처리를 행한다(켄칭 템퍼링 공정:S5).

켄칭 시의 가열 온도가 Ac3 변태점 미만이면, 충분한 켄칭 조직이 얻어지지 않으므로, 강도 또는 인성이 저하된다. 한편, 결정립의 조대화를 방지하는 점에서, 켄칭 시의 가열 온도는 낮은 쪽이 바람직하다. 이로 인해, 가열 온도의 상한을 930℃, 910℃ 또는 890℃로 해도 된다. 또한, 템퍼링 시의 가열 온도가 Ac1 변태점 초과이면, 강도 또는 인성이 현저하게 저하되는 경우가 있다.

최근, 본 실시 형태와 같이 압연 후에 냉각된 강판을 재가열하고 켄칭 처리 및 템퍼링 처리를 하는 방법이 아니라, 압연 후에 직접 냉각을 실시하고, 그것을 템퍼링하는 방법(직접 켄칭＋템퍼링 처리)이, 고장력 강판의 제조에 있어서도 적용되는 예가 있다. 그러나, 이 방법은, 본 실시 형태에 관한 강판에는 적합하지 않다. 그 이유는, 이하와 같다.

압연 후에 직접 켄칭 처리를 한 강판의 결정립경은, 가열 및 압연 온도에 의존한다. 결정립경의 세립화를 도모하기 위해, 저온 가열을 실시하거나, 저온에서 압연을 실시하면, 냉각되기 쉬운 강판 표면측에 있어서 압연 온도가 낮아진다. 그 결과, 압연 직후에는, 판 두께 표면측이 열간 압연에 의해 편평한 세립의 오스테나이트 조직으로 되고, 중심부측이 압연의 영향을 받기 어려운, 재결정에 의해 생성된 등방적이며 약간 조립(粗粒)의 오스테나이트 조직으로 되는 경우가 많다. 이들 오스테나이트 조직을 갖는 강판에 직접 켄칭을 실시하면, 압연의 영향을 받는 표층으로부터 1/8t부 부근까지의 영역은, 가공된 오스테나이트로부터 변태한 세립 페라이트 및 베이나이트 조직을 주체로 하는 마이크로 조직으로 되고, 반대로 2/8t부로부터 내측에서는, 조립의 페라이트 및 베이나이트 조직으로 된다. 이 결과, 3/8t부의 평균 결정립경이 35㎛ 이상으로 된다.

즉, 이와 같이 직접 켄칭 처리가 행해진 강판(직접 켄칭 강)의 결정립은, 표층으로부터 1/8t측이 판 두께 중심부측보다 세립으로 되고, 본 실시 형태에 관한 강판과는 전혀 반대의 마이크로 조직의 구성으로 된다. 즉, 직접 켄칭 강에 있어서, 1/8t부에 있어서의 모재의 결정립경을 규정하였다고 해도, 그것보다 강판 내부에서의 결정립경이 1/8t부에서의 결정립경보다도 조대하므로, 본 발명 범위에 있어서의 제약으로 모재의 인성을 규정할 수는 없다. 또한, 표층측의 결정립이 세립이므로, 판 두께 방향의 경도 분포에 있어서도 표층측이 경화되는 경향이 높고, ΔHv≤20을 만족할 수 없다.

이상과 같이, 두꺼운 고장력 강판에 있어서, 판 두께 방향의 재질 균일성을 확보하고, 또한 우수한 인성을 부여하는 수단으로서는, 직접 켄칭＋템퍼링법은 적합하지 않다. 판 두께 방향의 재질 균일성을 확보하고, 1/8t부의 평균 결정립경을 35㎛ 이하로 하기 위해서는, 일단 냉각 후에 켄칭 처리 및 템퍼링 처리를 행할 필요가 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 열간 압연 공정 후와 켄칭 템퍼링 공정 사이에, 켄칭 시의 판 두께 방향의 결정립경의 균일화를 도모하는 목적으로, 강판의 온도가 550℃ 이상, Ac1 변태점 이하이며 또한, 이 온도 영역에서의 유지 시간이 5시간 이상, 500시간 이내로 되는 예비 열처리를 실시하는 공정(예비 열처리 공정:S6)을 더 갖는 것이 바람직하다. 이 예비 열처리 공정을 행함으로써, 도 4에 나타내어진 바와 같은 판 두께 방향의 결정립경의 차이를 작게 할 수 있다. 즉, 이 예비 열처리라 함은, 상술한 바와 같은 두꺼운 고장력 강판의 켄칭 처리 시의 가열 공정에 있어서, 표층∼1/8t부의 가열 시간이 장시간에 걸치는 경우에 발생하는 결정립의 조대화를 방지하기 위해, 켄칭에 앞서 행하는 처리이다. 이 예비 열처리의 야금학적인 의미는, 열간 압연 후에 미세하게 석출되어 있는 Ti 및 Nb의 탄질화물 또는 질화 알루미늄 석출물을, 오스왈드 성장에 의해, 켄칭 시에 피닝 입자로서 작용하도록, 적당한 크기로 조대화시키는 것에 있다. 도 9는 0.08％ C-0.15％ Si-1.51％ Mn-0.008％ P-0.0010％ S-1.15％ Cu-1.23％ Ni-0.012％ Ti-0.012％ Nb-0.035％ Al-0.0039％ N의 성분을 갖는 강을 140㎜로 압연 후, 450℃ 및 550℃의 각 온도에서 유지 시간을 바꾸어 예비 열처리를 실시하고, 그 후, 920℃에서 120분 유지된 후에 수냉하는 켄칭 처리 및 590℃에서 100분 유지하고 공냉하는 템퍼링 처리를 행한 강판의, 1/8t부의 평균 결정립경의 변화를 나타내는 도면이다.

도 9로부터 알 수 있는 바와 같이, 예비 열처리의 온도가 450℃인 경우에는, 유지 시간이 장시간으로 되면 서서히 평균 결정립경이 작아지는 경향이 있지만, 평균 결정립경을 25㎛ 이하로 하기 위해서는, 100시간 이상으로 매우 긴 유지 시간이 필요하다. 한편, 예비 열처리의 온도가 550℃인 경우에는, 유지 시간이 5시간 이상에서, 평균 결정립경이 25㎛ 이하로 되고, 명백한 세립화가 인정되었다. 이상의 내용으로부터, 조대화되기 쉬운 판 두께의 1/8t부 근방의 평균 결정립경의 미세화를 도모하기 위해서는, 예비 열처리로서, 550℃ 이상에서 5시간 이상의 유지를 행하는 것이 바람직한 것을 알 수 있었다. 평균 결정립경이 세립화됨으로써, 보다 인성이 향상되었다. 또한, 상술한 예비 열처리에 의한 결정립 미세화 효과는, 표층측의 결정립에 대한 쪽이 보다 효과가 크므로, 판 두께 중앙부와의 인성의 차이가 작아져 판 두께 방향도 인성이 균일화되는 경향이 있다. 그러나, 예비 열처리에 있어서의 유지 시간이 500시간 이상으로 되면, 예비 열처리 중에 석출 입자의 조대화가 현저하게 진행됨과 함께, 그에 수반하여 입자의 개수 밀도가 감소함으로써 피닝 효과는 오히려 작아진다. 따라서, 그 유지 시간의 상한을 500시간으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 예비 열처리 온도가 Ac1 변태점을 초과하면 강판 내에서 오스테나이트 변태가 부분적으로 발생한다. 이 경우, 페라이트와 오스테나이트에서 석출물의 성장 속도가 다르므로, 강판 내에서 균일한 석출물의 성장을 기대할 수 없다. 그로 인해, 예비 열처리 시의 가열 온도(유지 온도)는, Ac1 변태점 이하로 하는 것이 바람직하다.

예비 열처리 공정 후, 강판을 350℃ 이하까지 냉각한 후, 켄칭 처리가 실시된다. 켄칭 처리는, Ac3 변태점을 초과하는 온도로 가열된 강판에 수냉을 행하는 처리이다. 결정립의 조대화를 방지하는 점에서, 켄칭 시의 가열 온도가 낮은 쪽이 바람직하다. 이로 인해, 가열 온도의 상한을 930℃, 910℃ 또는 890℃로 해도 된다.

켄칭 처리에 이어서, 템퍼링 처리가 실시된다. 템퍼링 처리는, 강도 및 인성을 소정의 범위로 제어하는 목적에서 중요한 처리이다. 본 실시 형태에 있어서는, 템퍼링 처리는, 판 두께 방향의 재질의 균일성을 확보하는 것을 목적으로 하여, Ac1 변태점 이하의 온도에서 실시된다. 그 온도 범위는, 바람직하게는 500℃∼650℃의 범위이며, 보다 바람직하게는 550℃∼610℃이다. 판 두께 방향의 경도 분포에 있어서 표면으로부터의 판 두께의 1/8t부와 1/2t부에서의 비커스 경도의 차 ΔHv를 20 이하로 하기 위해서는, 상기 온도에서 템퍼링 처리를 행하는 것이 유효하다.

실시예

표 1, 표 2에 나타내는 성분 조성을 갖는 A1∼A10 및 B1∼B29의 강을 용제하여 얻어진 강편을, 표 3, 표 4에 나타내는 제조 조건에 의해, 판 두께 80∼200㎜의 강판으로 하였다.

제조에 있어서는, 가열 온도는, 950℃∼1250℃, 그 후, 열간 압연을 실시한 후, 공냉 혹은 수냉하였다. 그 후, 시험 번호 5, 10, 15 및 26에 대해서는, 켄칭 처리 전에 예비 열처리를 실시하였다. 시험 번호 1∼51의 강판에 대해, 시험 번호 18 이외는, 켄칭 및 템퍼링 처리를 실시하였다. 또한, 시험 번호 18은, 압연 후 즉시 100℃까지 수냉을 실시하고, 켄칭을 행하지 않고, 템퍼링만을 실시하였다. 그 후, 모재의 강도 특성을 평가하기 위해, JIS Z 2201에 규정된 14호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 규정된 인장 시험을 행하였다. 그리고, 그 시험의 결과, 항복 강도 460N/㎟∼580N/㎟, 또한, 인장 강도 550N/㎟∼670N/㎟를 합격이라고 판정하였다. 또한, JIS Z 2242에 준거하여 충격 시험편을 채취하고, 시험을 실시하였다. 모재 인성의 평가로서 실시한 충격 시험에 대해서는, －40℃에서의 3개의 흡수 에너지의 평균값을 vE-40(모재)으로서 기재하고, 42J 이상을 합격으로 하였다. 또한, 인장 시험편에 대해서는, 통상의 강재 규격에서도 규정되는 일이 많은 판 두께의 1/4t부로부터 채취하였다. 충격 시험편은 1/8t부, 1/4t부, 1/2t부의 3개소로부터 채취하였지만, 표 3, 표 4에는, 가장 인성이 낮아진 1/2t부(판 두께 중심부)의 시험 결과만 기재하였다. 채취 방향은, 모두 압연 방향에 대해 직각 방향으로 하였다. Ac1 및 Ac3 변태점에 대해서는, 판 두께의 1/4t부로부터, 직경이 3㎜φ, 길이가 10㎜인 원기둥형 시험편을 기계 가공에 의해 채취하고, 열전대를 시험편의 단부에 장착한 후, 고주파 유도 가열에 의해 2.5℃/min의 가열 속도로, 실온으로부터 950℃까지 가열되었을 때의 시험편의 길이 방향의 열팽창량의 변화로부터 판독하였다.

또한, 판 두께의 1/8t부 및 3/8t부로부터 압연 방향에 대해 직각 방향으로 마이크로 조직 시험편을 채취하고, 경면 연마한 후, EBSD법을 이용하고, 그 결정 방위가 30° 이상의 각도를 갖는 입계에 의해 둘러싸이는 영역을 결정립이라고 정의하고, 그 결정립의 원 상당 직경을 결정립경이라고 정의하였다. 그리고, 각 시료의 결정립경에 대한 빈도 분포를 측정하고, 세립측으로부터 계산된 누적 빈도가 70％로 되는 결정립경을 평균 결정립경이라고 정의하였다.

또한, 판 두께 방향 단면의 비커스 경도 분포(하중 98N)를 측정하고, 판 두께의 1/8t부와 1/2t부의 경도의 차를 재질 균일성의 지표로 하여 ΔHv로 기재하였다. 또한, ΔHv가 20 이하인 경우를 합격으로 하였다. 여기서, 판 두께의 1/8t부라 함은, 강판 중에 있어서 2개소 존재하지만(즉, 한쪽의 표면에서 본 경우에는, 1/8t부와 7/8t부로 되는 위치), ΔHv는 어느 1/8t부와 1/2t부의 경도의 차 중 큰 쪽이다.

용접성의 평가로서, JIS Z 3158에 규정된 y형 용접 균열 시험에 의한 평가를 행하였다. 용접은 CO₂ 용접에 의해 입열 1.5kJ/㎜로 실시하고, 공시 강판으로서 판 두께 중심부를 중심으로 50㎜ 두께로 되도록, 표리면이 절삭 가공된 강판을 사용하였다. 시험의 결과, 루트 균열율이 0％로 되는 시험 온도를 구하고, 0℃이면 합격으로 하였다.

한편, HAZ 인성의 평가를 목적으로 하여, 잠호 용접에 의해 입열 3.5kJ/㎜∼4.5kJ/㎜의 개선(開先) 형상이 K형인 맞댐 조인트를 작성하였다. 그리고, 이 맞댐 조인트로부터, 절결 위치를 퓨전 라인으로서 JIS Z3128에 준거한 충격 시험편을 3개 채취하고, 시험 온도 －40℃에서 충격 시험을 행하였다. 3개의 시험편의 평균값을 vE-40(HAZ)으로 하여, 표 3, 표 4에 기재하였다.

또한, 동일한 맞댐 조인트로부터, 노치 위치를 CGHAZ(Coarse grain HAZ)라고 불리는 퓨전 라인으로서, BS7448에 준거한 전체 두께 CTOD 시험편(B×B 타입)을 채취하고, 시험 온도 －10℃에서, API(American Petroleum Institue) 규격 RP 2Z 및 BS(British Standards) 규격 7448에 준거한 CTOD 시험을 각각 3개 행하였다. 이들의 최저값을 δc －10℃로 하여 표 3, 표 4에 기재하였다. 또한, 충격 시험에 있어서는 42J 이상을, CTOD 시험(δc)에서는 0.1㎜ 이상을 합격으로 하여 평가하였다.

또한, 충격 시험의 결과와 CTOD 시험의 결과에는, 대략적인 상관이 있다고 여겨지고 있지만, 한쪽이 양호하여도 다른 한쪽이 낮은 경우도 있다. 그로 인해, 파괴에 대해 요구가 엄격한 구조물에서는, HAZ 인성으로서 양자를 만족할 필요가 있다.

또한, 표 1, 표 2 중에서 밑줄을 부여한 강 성분, A값(Cu＋Ni) 및 Pcm값은, 그 값이 본 발명 밖인 것을 나타내고, 표 3, 표 4 중에서 밑줄을 부여한 수치는, 특성이 불충분한 것을 나타내고 있다. 또한, 표 1, 표 2 중의 잔량부는 Fe 및 불순물이다.

표 3의 시험 번호 1∼17에 있어서는, 강 성분 및 제조 조건이 모두 본 발명 범위 내이다. 이들 강은 모두 모재의 인장 특성 및 인성(충격 특성), 또한 판 두께 방향의 균일성의 지표인 ΔHv에 있어서, 모두 목표값을 만족하고 있다. 또한, 용접성도, 모두 0℃에서 균열 발생이 인정되지 않고, HAZ 인성도, 흡수 에너지(vE-40) 및 CTOD값(δc －10℃) 모두 목표값을 만족하고 있다.

또한, 그 중에서도, 본 발명 범위의 예비 열처리가 실시된 시험 번호 5, 10 및 15에 대해, 평균 결정립경을 보면, 그 밖의 것에 비해, 판 두께의 1/8t부 및 3/8t부의 평균 결정립경이 모두 25㎛ 이하로 되어 있다. 또한, 그 결과, 시험 번호 5, 10 및 15는 다른 강에 비해 모재의 인성이 양호하다.

이에 반해, 표 4 중의 시험 번호 18∼22는, 성분이 본 발명 범위 내이지만, 제조 조건이 바람직한 것이 아니라, 모재 특성 및/또는 판 두께 방향의 균일성이 목표값을 만족하고 있지 않다. 또한, 시험 번호 23∼51은, 화학 조성이 본 발명의 범위를 일탈하고 있는 강을 사용하여 제조한 강판이다. 시험 번호 23∼51은, 표 4에 나타내어진 바와 같이, 모재의 강도 및 인성, ΔHv, 균열 정지 온도, vE-40(HAZ) 및 δc －10℃ 중 적어도 하나에 대해 목표값을 만족하지 않는 결과로 되었다.

시험 번호 18은, 압연 후 즉시 수냉 처리(직접 켄칭)된 강판에 대해, 템퍼링 처리만을 행한 것이며, 켄칭 처리가 생략되어 제조되어 있다. 이 강판에 있어서는, 모재 인성이 29J로 낮은 것에 더하여 ΔHv가 29로 높다. 시험 번호 19는, 켄칭 온도가 2상 영역 켄칭 처리로 된 결과, 모재의 인장 특성이 목표값을 만족하고 있지 않은 예이다. 시험 번호 20은, 템퍼링 온도가 705℃이며, Ac1 변태점을 초과한 결과, 항복 강도가 낮고, ΔHv도 목표값을 만족하고 있지 않은 예이다. 시험 번호 21은, 압연 후의 냉각 정지 온도가, 395℃로 높고, 그로부터 켄칭을 위한 가열을 개시한 예이다. 이 예에서는, 냉각 정지 온도가 고온이므로, 다음 공정인 켄칭 공정의 가열 단계에서 석출물의 조대화가 발생하고, 모재의 인성이 낮아졌다.

또한, 시험 번호 22는, 켄칭 온도가 950℃로 바람직한 범위를 일탈하여 실시된 예이다. 시험 번호 22는, 결정립경이 조대하며, 모재 인성이 낮게 되어 있다.

시험 번호 23, 25 및 27은, 각각 C, Si 및 Mn의 함유량이 본 발명 범위를 낮게 벗어난 예이다. 이들은 모재의 인장 강도가 목표값을 만족하고 있지 않고, 또한 시험 번호 23, 25에서는 항복 강도도 낮다.

반대로, 시험 번호 24는, C가 0.14％로 본 발명 범위를 높게 벗어나고 또한, Pcm값도 0.27％로 벗어난 예이다. 그 결과, 모재 인성이 낮고, ΔHv가 32로 판 두께 방향의 균일성이 떨어지고, 균열 정지 온도도 25℃로 높고, 용접부의 흡수 에너지도 δc도 낮다. 마찬가지로, 시험 번호 28은, Mn이 1.89％, 시험 번호 46은 Cr이 0.11％ 및 시험 번호 49는 B가 0.0006％로 모두 본 발명 범위를 높게 일탈하고 있다. 이들 원소는 모두 모재의 켄칭성을 상승시키는 원소이므로, 시험 번호 28, 46, 49는, 모두 ΔHv가 20을 초과하는 값이며, 항복 강도 및 모재 인성이 본 발명 범위를 만족하지 않는 것도 있다.

한편, 시험 번호 26은 Si가 0.37％, 시험 번호 29는 P가 0.012％, 시험 번호 30은 S가 0.004％, 시험 번호 40은 Nb가 0.038％, 시험 번호 42는 Ti가 0.036％, 시험 번호 44는 Al이 0.077％, 시험 번호 45는 N이 0.0075％, 시험 번호 47은 Mo가 0.05％, 시험 번호 48은 V가 0.012％로 모두 본 발명 범위를 높게 일탈하고 있다. 이들 원소가, 본 발명 범위를 초과하여 함유되면, HAZ 인성이 저하된다. 따라서, vE-40(HAZ) 혹은 δc －10℃의 값 중 어느 하나 또는 양자가 목표값을 만족하고 있지 않다.

다음으로, 본 발명 강에 있어서, 주요한 원소인 Cu, Ni의 효과에 대해 설명한다. 시험 번호 31, 시험 번호 37 및 시험 번호 38은, Cu가 모두 본 발명 범위를 낮게 벗어나고 있다. 그로 인해, 시험 번호 31에서는, 인장 강도가 낮고, 시험 번호 37, 38에서는, 인장 강도 및 항복 강도가 낮다. 또한, 시험 번호 37은, Ni가 3.29％로 본 발명 범위를 높게 벗어나고 있으므로, ΔHv도 55로 높고, 시험 번호 38은 반대로 Ni가 1.11로 낮게 벗어나고 있고, 용접부의 인성이 모두 낮다.

또한, 시험 번호 32, 35 및 36은, Cu가 본 발명 범위를 높게 벗어나고, 또한 Pcm값도 0.25％를 초과한 예이다. 그 결과, 이들 모두에서 균열 정지 온도가 25℃로 되어 있어 목표를 만족하고 있지 않고, HAZ 인성도 낮다. 그 중에서도 시험 번호 35는, Ni도 1.05％로 본 발명 범위를 낮게 일탈하고 있고, vE-40(HAZ) 및 δc －10℃가 낮다. 또한, 시험 번호 36은, 반대로 Ni가 본 발명 범위를 높게 벗어난 예이므로, Cu＋Ni가 6.00％로 발명 범위인 4.5％를 벗어나고 있고, 그 결과 ΔHv가 59로 목표를 만족하고 있지 않다.

시험 번호 33 및 시험 번호 34는, Cu가 본 발명 범위 내에서 함유된 것이지만 Ni가 본 발명 범위를 일탈한 예이다. 즉, 시험 번호 33은, Ni가 0.92％로 본 발명 범위를 낮게 벗어나고 있고, 그 결과, 모재 및 용접부의 인성이 목표를 만족하고 있지 않다. 한편, 시험 번호 34는, 반대로 Ni가 3.15％로 본 발명 범위를 높게 벗어난 예이며, 동시에 Cu＋Ni도 4.63％로 본 발명 범위인 4.5％를 일탈하고 있으므로, ΔHv가 45로 높게 되어 있다.

시험 번호 39는, Nb가 낮게 벗어난 예이며, 모재의 항복 강도 및 인장 강도가 낮다. 시험 번호 41은 Ti가 0.003％로 낮게 벗어난 예이며 vE-40(HAZ)이 낮다. 시험 번호 43은, Al이 0.014％로 낮게 벗어난 예이며, 모재의 결정립의 세립화가 불충분하며, 모재의 인성이 낮다. 시험 번호 50 및 51은, 개개의 성분 범위에 대해서는 본 발명 범위이지만, A값 또는 Pcm값이 각각 단독으로 벗어난 예이다. 시험 번호 50은, A값이 4.60％로 본 발명 범위인 4.5％를 일탈한 예인 이 경우, ΔHv가 31로 되어 본 발명 범위를 만족하지 않는다. 시험 번호 51은 Pcm값이 0.27％로 본 발명 범위를 일탈하고 있고, 그 결과, 균열 정지 온도가 25℃로 높아 목표값을 만족하고 있지 않다.

본 발명에 따르면, 판 두께 방향의 모재 재질의 균일성이 우수하고, 모재의 인성, 용접성 및 HAZ 인성이 우수한 두꺼운 고장력 강판의 제공이 가능해진다.

Claims (5)

1. 화학 조성이, 질량％로,
   C:0.03％∼0.12％,
   Si:0.05％∼0.30％,
   Mn:1.20％∼1.65％,
   Cu:0.7％∼2.5％,
   Ni:1.2％∼3.0％,
   Nb:0.005％∼0.030％,
   Ti:0.005％∼0.030％,
   Al:0.015％∼0.065％,
   N:0.0020％∼0.0060％,
   Mo:0％∼0.04％,
   Cr:0％∼0.08％,
   V:0％∼0.01％,
   B:0％∼0.0005％,
   P:0.010％ 이하,
   S:0.002％ 이하,
   Ca:0％∼0.0030％,
   Mg:0％∼0.0030％,
   REM:0％∼0.0030％,
   잔량부:Fe 및 불순물이며,
   하기 (1)식으로 나타내어지는 A값이 4.5％ 이하이며,
   하기 (2)식으로 나타내어지는 Pcm값이 0.25％ 이하이며,
   항복 강도가 460N/㎟∼580N/㎟, 또한, 인장 강도가 550N/㎟∼670N/㎟이며,
   표면으로부터 판 두께 방향을 따라 판 두께의 1/8의 위치인 1/8t부의 경도와, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향을 따라 상기 판 두께의 1/2의 위치인 1/2t부의 경도의 차가, 비커스 경도로 20 이하이며,
   전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석법을 이용한 결정 방위 해석을 행하고, 결정 방위차가 30° 이상인 입계로 둘러싸이는 영역을 결정립이라고 정의하고, 상기 결정립의 원 상당 입경을 결정립경이라고 정의하고, 상기 결정립경의 빈도 분포를 산출한 경우의 누적 빈도가 세립측으로부터 70％로 되는 상기 결정립경을, 평균 결정립경이라고 정의하였을 때, 상기 1/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 35㎛ 이하이고,
   상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향을 따라 상기 판 두께의 3/8의 위치인 3/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 35㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
   

   

   
   

   

   
   여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B는, 각 원소의 함유량이며, 그 단위는 질량％이다.
2. 삭제
3. 제1항에 있어서, 또한, 상기 1/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 25㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
4. 제3항에 있어서, 또한, 상기 강판의 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향을 따라 상기 판 두께의 3/8의 위치인 3/8t부에 있어서의 상기 평균 결정립경이 25㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
5. 제1항, 제3항 및 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 상기 판 두께가, 80㎜ 이상 200㎜ 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.

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