KR101588258B1

KR101588258B1 - 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101588258B1
Application number: KR1020147017473A
Authority: KR
Inventors: 요시코 다케우치; 카즈쿠니 하세; 신지 미타오; 요시아키 무라카미
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-05-18
Publication date: 2016-01-25
Also published as: BR112014015779A8; BR112014015779A2; CN104024462A; KR20140097463A; EP2799584A4; EP2799584A1; JP2013151732A; WO2013099318A1; JP5304925B2; BR112014015779B1; EP2799584B1; CN104024462B

Abstract

선박에 이용하기에 적합한 판두께 50㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 금속 조직이 베이나이트 주체이며, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도 I가 1.5 이상의 집합 조직을 갖고, 또한 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs가 ―40℃ 이하인 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수하고, 보다 바람직하게는, 판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도 및 RD/(110)면의 집적도 I가, 하기 (1)식을 총족하는 후강판이다.
vTrs_(1/2t)－12×I_RD _{//(110)[1/2t]}≤－70…(1),
vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부의 파면 전이 온도(℃),
I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부의 RD//(110) 집적도

Description

취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH THICK STEEL PLATE FOR STRUCTURAL USE WITH EXCELLENT BRITTLE CRACK ARRESTABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 취성 균열 전파 정지 특성(brittle crack arrestability)이 우수한 구조용(for structural use) 고강도 후강판(high-strength thick steel plate) 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 선박에 이용하기에 적합한 판두께 50㎜ 이상의 것에 관한 것이다.

선박 등의 대형 구조물에 있어서는, 취성 파괴(brittle fracture)에 수반하는 사고가 경제나 환경에 미치는 영향이 크기 때문에, 안전성의 향상이 항상 요구되며, 사용되는 강재에 대해서는, 사용 온도에 있어서의 인성(toughness)이나, 취성 균열 전파 정지 특성이 요구되고 있다.

컨테이너선이나 벌크 캐리어 등의 선박은 그 구조상, 선체 외판(outer plate of ship's hull)에 고강도의 후육재(厚肉材)를 사용하지만, 최근에는 선체의 대형화에 수반하여 더 한층의 고강도 후육화가 진전되고 있다. 일반적으로, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성은 고강도 혹은 후육재일수록 열화되는 경향이 있기 때문에, 취성 균열 전파 정지 특성으로의 요구도 한층 고도화되고 있다.

강재의 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서, 종래부터 Ni 함유량을 증가시키는 방법이 알려져 있다. 액화 천연 가스(Liquefied Natural Gas)의 저조(貯槽) 탱크에 있어서는, 9％ Ni 강(鋼)이 상업 규모로 사용되고 있다.

그러나, Ni량의 증가는 비용의 대폭적인 상승을 부득이하게 시키기 때문에, LNG 저조 탱크 이외의 용도에는 적용이 어렵다.

한편, LNG와 같은 극저온(ultra low temperature)에까지 이르지 않는, 선박이나 라인 파이프에 사용되는, 판두께가 50㎜ 미만의 비교적 얇은 강재에 대해서는, TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)법에 의해 세립화(細粒化)를 도모하고, 저온 인성을 향상시켜, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 부여할 수 있다.

또한, 합금 비용을 상승시키는 일 없이, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해 표층부의 조직을 초미세화(ultra fine crystallization)한 강재가 특허문헌 1에서 제안되고 있다.

특허문헌 1 기재의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강재는, 취성 균열이 전파할 때, 강재 표층부에 발생하는 시어립(소성 변형 영역 shear-lips)이 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 효과가 있는 것에 착안하여, 시어립 부분의 결정립을 미세화시켜, 전파하는 취성 균열이 갖는 전파 에너지를 흡수시키는 것을 특징으로 한다.

제조 방법으로서, 열간 압연 후의 제어 냉각에 의해 표층 부분을 A_r3 변태점(transformation point) 이하로 냉각하고, 그 후 제어 냉각(controlled cooling)을 정지하여 표층 부분을 변태점 이상으로 복열(recuperate)시키는 공정을 1회 이상 반복하여 행하고, 그 동안에 강재에 압하를 가함으로써, 반복 변태시키거나 또는 가공 재결정시켜, 표층 부분에 초미세한 페라이트 조직(ferrite structure) 또는 베이나이트 조직(bainite structure)을 생성시키는 것이 기재되어 있다.

또한, 특허문헌 2에서는, 페라이트-펄라이트(pearlite)를 주체의 마이크로 조직으로 하는 강재에 있어서 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해서는, 강재의 양 표면부는 원 상당 입경(circle-equivalent average grain size): 5㎛ 이하, 애스펙트비(比)(aspect ratio of the grains): 2 이상의 페라이트립을 갖는 페라이트 조직을 50％ 이상 갖는 층으로 구성하여, 페라이트 입경의 불균일을 억제하는 것이 중요하고, 불균일을 억제하는 방법으로서 마무리 압연 중의 1패스당의 최대 압하율(rolling reduction)을 12％ 이하로 하여 국소적인 재결정 현상을 억제하는 것이 기재되어 있다.

그러나, 특허문헌 1, 2에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강재는, 강재 표층부만을 일단 냉각한 후에 복열시키고, 또한 복열 중에 가공을 가함으로써, 특정의 조직을 얻는 것으로, 실생산 규모에서는 제어가 용이하지 않고, 특히 판두께가 50㎜를 초과하는 후육재에서는 압연, 냉각 설비로의 부하가 큰 프로세스이다.

한편, 특허문헌 3에는, 페라이트 결정립의 미세화뿐만 아니라 페라이트 결정립 내에 형성되는 서브그레인(subgrain)에 착안하여, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는, TMCP의 연장상에 있는 기술이 기재되어 있다.

구체적으로는, 판두께 30∼40㎜에 있어서, 강판 표층의 냉각 및 복열 등의 복잡한 온도 제어를 필요로 하지 않고, (a) 미세한 페라이트 결정립을 확보하는 압연 조건, (b) 강재 판두께의 5％ 이상의 부분에 미세 페라이트 조직을 생성하는 압연 조건, (c) 미세 페라이트에 집합 조직(texture)을 발달시킴과 함께 가공(압연)에 의해 도입한 전위(dislocation)를 열적 에너지에 의해 재배치하여 서브그레인을 형성시키는 압연 조건, (d) 형성한 미세한 페라이트 결정립과 미세한 서브그레인립의 조대화(粗大化)를 억제하는 냉각 조건에 의해 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시킨다.

또한, 제어 압연에 있어서, 변태한 페라이트에 압하를 가하여 집합 조직을 발달시킴으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 방법도 알려져 있다. 강재의 파괴면 상에 세퍼레이션(separation)을 판면과 평행한 방향으로 발생시켜, 취성 균열 선단의 응력을 완화시킴으로써, 취성 파괴에 대한 저항을 높인다.

예를 들면, 특허문헌 4에는, 제어 압연에 의해 (110)면 X선 강도비(X-ray plane intensity ratio in the (110) plane showing a texture developing degree)를 2 이상으로 하고, 또한 원 상당 지름(diameter equivalent to a circle in the crystal grains) 20㎛ 이상의 조대립을 10％ 이하로 함으로써, 내(耐)취성 파괴 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 5에는 조인트부의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 용접 구조용 강으로서, 판두께 내부의 압연면에 있어서의 (100)면의 X선 면 강도비가 1.5 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강판이 개시되어 있다. 당해 집합 조직 발달에 의한 응력 부하 방향과 균열 전파 방향의 각도의 어긋남에 의해 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 것이 기재되어 있다.

일본특허공고공보 평7-100814호 일본공개특허공보 2002-256375호 일본특허공보 제3467767호 일본특허공보 제3548349호 일본특허공보 제2659661호

이노우에 등: 두꺼운 조선용 강에 있어서의 장대 취성 균열 전파 거동, 일본 선박 해양 공학회 강연 논문집 제3호, 2006, pp359-362

그런데, 최근의 6,000TEU(Twenty-foot Equivalent Unit)를 초과하는 대형 컨테이너선에서는 판두께 50㎜를 초과하는 후강판이 사용된다. 비특허문헌 1은, 판두께 65㎜의 강판의 취성 균열 전파 정지 성능을 평가하여, 모재의 대형 취성 균열 전파 정지 시험에서 취성 균열이 정지하지 않는 결과를 보고하고 있다.

또한, 공시재의 표준 ESSO 시험(ESSO test compliant with WES 3003)에서는 사용 온도 ―10℃에 있어서의 Kca의 값(이하, Kca(―10℃)라고도 기재함)이 3000N/㎜^3/2에 충족하지 않는 결과가 나타나고, 50㎜를 초과하는 판두께의 강판을 적용한 선체 구조의 경우, 안전성 확보가 과제로 되는 것이 시사되어 있다.

전술한 특허문헌 1∼5에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강판은, 제조 조건이나 개시되어 있는 실험 데이터로부터 판두께 50㎜ 정도까지가 주된 대상이며, 50㎜를 초과하는 후육재에 적용한 경우, 소정의 특성이 얻어질지 불명하고, 선체 구조에서 필요한 판두께 방향의 균열 전파에 대한 특성에 대해서는 전혀 검증되어 있지 않다.

그래서 본 발명은, 압연 조건을 최적화하여, 판두께 방향에서의 집합 조직을 제어하는 공업적으로 매우 간이한 프로세스로 안정적으로 제조할 수 있는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제의 달성을 위해 예의 연구를 거듭하여, 후육 강판에서도 우수한 균열 전파 정지 특성을 갖는 고강도 후강판에 대해서 이하의 인식을 얻었다.

1. 판두께 50㎜를 초과하는 후강판에 대해서, 표준 ESSO 시험을 행하여, 도 1(a)에 개략적으로 나타내는 바와 같은, 짧은 균열의 분기(3a)가 확인된 경우에, 높은 어레스트성이 얻어지는 것을 확인했다. 균열의 분기(3a)에 의해 응력이 완화되기 때문이라고 추측된다. 도 1(a), 도 1(b)는 표준 ESSO 시험편(1)의 노치(2)로부터 돌입한 균열(3)이 모재(5)에 있어서 선단 형상(4)으로 전파를 정지한 것을 개략적으로 나타낸다.

2. 상기의 파면 형태를 얻기 위해서는, 균열을 분기시키는 조직 형태로 할 필요가 있다. 페라이트를 주체로 하는 강 조직보다도, 내부에 패킷 등이 존재하는 베이나이트를 주체로 하는 강 조직의 편이 유리하다. 또한, 벽개면(cleavage plane)인 (100)면을 균열의 진전 방향인 압연 방향 혹은 판폭 방향에 대하여 비스듬하게 집적시키는 것이 유효하다.

3. 표준 ESSO 시험의 파면을 상세하게 관찰·해석한 결과, 균열의 선단부가 되는 판두께 중앙부의 재질을 제어하는 것이 어레스트 성능 개선에 효과적이다. 특히 판두께 중앙부의 인성 및 집합 조직에 관한 지표로서 하기 (1)식을 충족하는 것이 유효하다.

vTrs_(1/2t)―12×I_RD _{//(110)[1/2t]}≤―70…(1)

vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부의 파면 전이 온도(℃)

I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부의 RD//(110)면의 집적도

t: 판두께(㎜)

4. 또한, 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서 누적 압하율을 20％ 이상으로 하는 압연을 실시함으로써 조직의 세립화를 도모한다. 그 후, 오스테나이트 미(未)재결정 온도역에 있는 상태에 있어서 누적 압하율을 40％ 이상으로 한다. 또한, 최초의 패스의 압연 온도와 최후의 패스의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내에서 압연함으로써, 판두께 중앙부의 집합 조직을 제어하여, 전술의 조직을 실현할 수 있다.

본 발명은 얻어진 인식을 기초로 추가로 검토를 더하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명은,

1. 금속 조직이 베이나이트 주체이며, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면(Rolling Direction parallel to (110) plane)의 집적도 I가 1.5 이상의 집합 조직을 갖고, 또한 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도가 vTrs≤―40℃인 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

2. 판두께 중앙부의 샤르피 인성값 및 RD//(110)면의 집적도 I가, 하기 (1)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 1에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

vTrs_(1/2t)―12×I_RD _{//(110)[1/2t]}≤―70…(1)

vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부의 파면 전이 온도(℃)

I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부의 RD//(110)면의 집적도

t: 판두께(㎜)

3. 강 조성이, 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.5％, Mn: 0.5∼2.5％, Al: 0.005∼0.08％, P: 0.03％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0% 초과 0.0050％ 이하, Ti: 0.005∼0.03％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 1 또는 2 중 어느 하나에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

4. 강 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.05％, Cu: 0.01∼0.5％, Ni: 0.01∼1.0％, Cr: 0.01∼0.5％, Mo: 0.01∼0.5％, V: 0.001∼0.10％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.010％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 3에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

5. 3 또는 4 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강 소재(slab)를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서의 누적 압하율의 합계가 65％ 이상의 압연을 실시한다. 이때, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는 누적 압하율이 20％ 이상이다. 이어서, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는, 누적 압하율이 40％ 이상, 또한, 상기 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서의 압연 중 최초의 패스의 압연 온도와 최후의 패스의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내에서 압연한다. 그 후, 4℃/s 이상의 냉각 속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판의 제조 방법.

6. 450℃ 이하로 가속 냉각한 후, 추가로, A_c1점 이하의 온도로 템퍼링하는 공정을 갖는, 5에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 판두께 방향으로 집합 조직이 적절하게 제어되고, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한, 판두께 50㎜ 이상의 고강도 후강판 및 그의 제조 방법이 얻어지고, 바람직하게는 판두께 50㎜를 초과하는, 보다 바람직하게는 판두께 55㎜ 이상의 강판에 적용하는 것이 유효하다. 그리고, 조선 분야에서는 대형의 컨테이너선, 벌크 캐리어의 강력 갑판부 구조에 있어서 해치 사이드 코밍(hatch side coaming)이나 갑판 부재에 적용함으로써 선박의 안전성 향상에 기여하는 등, 산업상 매우 유용하다.

도 1은 판두께 50㎜를 초과하는 후강판의 표준 ESSO 시험의 파면 형태를 개략적으로 나타내는 도면으로, 도 1(a)는 시험편을 평면측으로부터 관찰한 도면이고, 도 1(b)는 시험편의 파면을 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명에서는, 1. 판두께 중앙부의 인성 및 집합 조직, 2. 금속 조직을 규정한다.

1. 인성 및 집합 조직

본 발명에서는, 압연 방향 또는 압연 직각 방향 등 수평 방향(강판의 면내 방향)으로 진전하는 균열에 대하여 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 그 판두께 중앙부에서의 인성과 RD//(100)면의 집적도 I를 소망하는 취성 균열 전파 정지 특성에 따라서 적절하게 규정한다.

우선, 모재 인성이 양호한 것이 균열의 진전을 억제하기 위한 전제가 되기 때문에, 본 발명에 따른 강판에서는 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도를 ―40℃ 이하로 규정한다. 또한, 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도가 ―50℃ 이하인 것이 바람직하다.

RD//(100)면의 집적도 I를 발달시킴으로써, 벽개면을 균열 주방향에 대하여 비스듬하게 집적시키고, 미세한 균열 분기를 발생시키는 것에 의한 취성 균열 선단의 응력 완화의 효과에 의해 취성 균열 전파 정지 성능이 향상된다.

최근의 컨테이너선이나 벌크 캐리어 등 선체 외판에 이용되게 된 판두께 50㎜를 초과하는 후육재로, 구조 안전성을 확보하는 데에 있어서 목표로 여겨지는 취성 균열 전파 정지 성능: Kca(－10℃)≥6000N/㎜^3/2를 얻는 경우, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도 I를 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상으로 할 필요가 있다.

여기에서, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도 I란, 다음의 것을 가리킨다. 우선, 판두께 중앙부로부터 판두께 1㎜의 샘플을 채취하고, 판면에 평행한 면을 기계 연마(mechanical polishing)·전해 연마(electrolytic polishing)함으로써, X선 회절용의 시험편을 준비한다. 이 시험편을 이용하고, Mo선원을 이용하여, X선 회절 측정(X-ray diffraction measurement)을 실시하여, (200), (110) 및 (211) 정극점도(pole figures)를 구하고, 얻어진 정극점도로부터 3차원 결정 방위 밀도 함수(three dimensional orientation distribution function)를 Bunge법으로 계산하여 구한다. 다음으로, 얻어진 3차원 결정 방위 밀도 함수로부터, Bunge 표기로 ψ₂＝0°∼90°까지, 5° 간격으로 합계 19매의 단면도에 있어서, 압연 방향에 대하여 (110)면이 평행이 되는 방위의 3차원 결정 방위 밀도 함수의 값을 적산하여 적산값(integrated value)을 구한다. 이 적산값을 상기 적산한 방위의 개수로 나눈 값을, RD//(110)면의 집적도 I라고 칭한다.

전술의 모재 인성 및 집합 조직의 규정에 더하여, 판두께 중앙부의 샤르피 인성값 및 RD//(110)면의 집적도 I가, 하기 (1)식을 충족하는 것이 바람직하다. 하기 (1)식이 만족됨으로써, 더욱 우수한 취성 균열 전파 정지 성능을 얻을 수 있다.

vTrs_(1/2t)―12×I_RD _{//(110)[1/2t]}≤―70…(1)

vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부의 파면 전이 온도(℃)

I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부의 RD//(110) 집적도

t: 판두께(㎜)

2. 금속 조직

본 발명에서는, 금속 조직을 베이나이트 주체로 한다. 금속 조직이 베이나이트 주체라는 것은, 베이나이트상(相)의 면적분율이 전체의 80％ 이상인 것으로 한다. 잔부는, 페라이트, 마르텐사이트(섬 형상 마르텐사이트를 포함함), 펄라이트 등이 합계의 면적분율로 20％ 이하이다.

상기의 인성 및 집합 조직을 얻기 위해서는, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 제어 압연을 행한 후에, 베이나이트로 변태시키는 것이 유효하다. 압연 후에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태하는 경우는, 목적으로 하는 인성은 얻어지기는 하지만, 오스테나이트로부터 페라이트로 변태할 때에 변태 시간이 충분히 존재하기 때문에, 얻어지는 집합 조직이 랜덤이 되어 버려, 목표로 하는 RD//(110)면의 집적도 I가 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상을 달성할 수 없다. 이에 대하여, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 압연된 조직이 베이나이트로 변태하는 경우는 변태 시간이 충분하지 않고, 특정 방위의 집합 조직이 우선적으로 형성되는, 소위 베리언트(variant)의 선택이 행해짐으로써, RD//(110)면의 집적도 I가 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상을 얻을 수 있다. 이 때문에 압연·냉각 후에 얻어지는 금속 조직은 베이나이트 주체가 된다.

3. 화학 성분

이하, 본 발명에 있어서의 바람직한 화학 성분에 대해서 설명한다. 설명에 있어서 ％는 질량％이다.

C: 0.03∼0.20％

C는 강의 강도를 향상하는 원소로서, 본 발명에서는, 소망하는 강도를 확보하기 위해서는 0.03％ 이상의 함유를 필요로 하지만, 0.20％를 초과하면, 용접성이 열화될 뿐만 아니라 인성에도 악영향이 있다. 이 때문에, C는, 0.03∼0.20％의 범위로 규정하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.05∼0.15％이다.

Si: 0.03∼0.5％

Si는 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하지만, 0.03％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 없다. 한편, 0.5％를 초과하면 강의 표면 성상(性狀)을 손상시킬 뿐만 아니라 인성이 극단적으로 열화된다. 따라서 그 첨가량을 0.03％ 이상, 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.5∼2.5％

Mn은, 강화 원소로서 첨가한다. 0.5％보다 적으면 그 효과가 충분하지 않고, 2.5％를 초과하면 용접성이 열화되어, 강재 비용도 상승하기 때문에, 0.5％ 이상, 2.5 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005∼0.08％

Al은, 탈산제로서 작용하고, 이를 위해서는 0.005％ 이상의 함유를 필요로 하지만, 0.08％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킴과 함께, 용접한 경우에, 용접 금속부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Al은, 0.005∼0.08％의 범위로 규정하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는, 0.02∼0.04％이다.

N: 0.0050％ 이하

N은, 강 중의 Al과 결합하여 AIN을 형성함으로써, 압연 가공시의 결정립 지름을 조정하여, 강을 강화하지만, 0.0050％를 초과하면 인성이 열화되기 때문에, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

P, S

P, S는, 강 중의 불가피 불순물이지만, P는 0.03％를 초과하면, S는 0.01％를 초과하면 인성이 열화되기 때문에, 각각, 0.03％ 이하, 0.01％ 이하가 바람직하고, 각각, 0.02％ 이하, 0.005％ 이하가 더욱 바람직하다.

Ti: 0.005∼0.03％

Ti는 미량의 첨가에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하여 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그 효과는 0.005％ 이상의 함유에 의해 얻어지지만, 0.03％를 초과하는 함유는, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키기 때문에, Ti는 0.005∼0.03％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성이지만, 더욱 특성을 향상시키기 위해, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B, Ca, REM 중 1종 이상을 함유하는 것이 가능하다.

Nb: 0.005∼0.05％

Nb는, NbC로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출하여, 고강도화에 기여한다. 또한, 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정 온도역을 확대시키는 효과를 갖고, 베이나이트의 패킷의 세립화에 기여하기 때문에, 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 0.005％ 이상의 첨가에 의해 발휘되지만, 0.05％를 초과하여 첨가하면, 조대한 NbC가 석출되고, 반대로 인성의 저하를 초래하기 때문에 그 상한은 0.05％로 하는 것이 바람직하다.

Cu, Ni, Cr, Mo

Cu, Ni, Cr, Mo는 모두 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성(weather resistance) 등의 기능 향상을 위해 첨가할 수 있으며, 이들의 효과는, 0.01％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유되는 경우에는, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도하게 함유하면 인성이나 용접성이 열화되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 각각 상한을 Cu는 0.5％, Ni는 1.0％, Cr은 0.5％, Mo는 0.5％로 하는 것이 바람직하다.

V: 0.001∼0.10％

V는, V(C, N)로서의 석출 강화에 의해, 강의 강도를 향상하는 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해 0.001％ 이상 함유해도 좋지만, 0.10％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, V를 함유시키는 경우에는, 0.001∼0.10％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

B: 0.0030％ 이하

B는 미량으로 강의 퀀칭성을 높이는 원소로서 첨가해도 좋다. 그러나, 0.0030％를 초과하여 함유하면 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, B를 함유시키는 경우에는 0.0030％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.010％ 이하

Ca, REM은 용접 열영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시키고, 첨가해도 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없기 때문에 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 그러나, 과도하게 함유하면, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시키기 때문에, 함유시키는 경우에는 각각의 상한을 Ca는 0.0050％, REM은 0.010％로 하는 것이 바람직하다.

4. 제조 조건

이하, 본 발명에 있어서의 바람직한 제조 조건에 대해서 설명한다.

제조 조건으로서, 강 소재(슬래브)의 가열 온도, 열간 압연 조건, 냉각 조건 등을 규정하는 것이 바람직하다. 특히, 열간 압연에 대해서는, 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미재결정 온도역의 합계에서의 누적 압하율 외에, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 경우와, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 경우의 각각에 대해서, 누적 압하율을 규정함과 함께, 상기 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정역에 있는 상태에 있어서의 압연의 온도 조건을 규정하는 것이 바람직하다. 이들을 규정함으로써, 후강판의 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 인성, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110) 집적도 I, 그리고, 판두께의 1/4부에 있어서의 강도를, 소망하는 값으로 할 수 있다.

우선, 상기한 조성의 용강(molten steel)을, 전로(converter furnace) 등에서 용제하고, 연속 주조 등으로 강 소재로 한다. 이어서, 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고 나서 열간 압연을 행한다.

가열 온도가 1000℃ 미만에서는, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 압연을 행하는 시간을 충분히 확보할 수 없다. 또한 1200℃ 초과에서는 오스테나이트립이 조대화하여, 인성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 산화 손실이 현저해져, 수율이 저하되기 때문에, 가열 온도는 1000∼1200℃로 하는 것이 바람직하다. 인성의 관점에서 보다 바람직한 가열 온도의 범위는 1000∼1150℃이다.

본 발명에 있어서는, 이하에 서술하는 바와 같이, 열간 압연 조건 및 그에 계속되는 냉각 조건을 규정하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 압연된 조직을 베이나이트로 변태시키기 때문에, 이 경우의 변태 시간이 충분하지 않은 점에서, 특정 방위의 집합 조직이 우선적으로 형성되는, 소위 베리언트의 선택이 행해짐으로써, RD//(110)면의 집적도 I를 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상으로 할 수 있다.

열간 압연은 우선, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서, 누적 압하율을 20％ 이상으로 하는 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이 누적 압하율을 20％ 이상으로 함으로써 오스테나이트가 세립화되고, 최종적으로 얻어지는 금속 조직도 세립화되어, 인성이 향상된다. 누적 압하율이 20％ 미만이면, 오스테나이트의 세립화가 불충분하고, 최종적으로 얻어지는 조직에 있어서 인성이 향상되지 않는다.

다음으로, 판두께 중앙부의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서 누적 압하율 40％ 이상으로 하는 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 40％ 이상으로 함으로써, 판두께 중앙부의 집합 조직을 충분히 발달시켜, 판두께 중앙부의 RD//(110)면의 집적도 I를 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상으로 할 수 있다.

또한, 판두께 중앙부의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서의 압연에 시간이 지나치게 걸리면 조직이 조대화되어 버려, 인성의 저하를 초래해 버린다. 그 때문에, 상기 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정역에 있는 상태에 있어서의 압연 중 최초의 패스의 압연 온도와 최후의 패스의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내로 하는 것이 바람직하다. 여기에서, 압연 온도란, 압연 직전의 강재의 판두께 중앙부의 온도를 가리킨다. 판두께 중앙부의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 열 이력 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 중앙부의 온도가 구해진다.

상기의 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미재결정 온도역을 합친 전체로서의 누적 압하율은 65％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 전체의 압하율이 작으면, 조직의 압하가 충분하지 않아, 인성 및 강도가 목적의 값을 달성할 수 없다. 전체의 누적 압하율을 65％ 이상으로 함으로써, 조직에 대하여 충분한 압하량을 확보할 수 있어, 인성 및 강도가 목적의 값을 달성할 수 있기 때문이다.

오스테나이트 재결정 온도역 및, 오스테나이트 미재결정 온도역은, 당해 성분 조성을 갖는 강에, 조건을 변화시킨 열·가공 이력을 부여하는 예비적 실험을 행함으로써, 파악할 수 있다.

또한, 열간 압연의 종료 온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 압연 능률의 관점에서는, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 종료시키는 것이 바람직하다.

압연이 종료된 강판은, 4℃/s 이상의 냉각 속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각 속도를 4℃/s 이상으로 함으로써, 조직이 조대화되는 일 없이, 또한, 페라이트 변태를 억제함으로써, 세립의 베이나이트 조직이 얻어져, 목표로 하는 우수한 인성이나 집합 조직, 강도를 얻을 수 있다. 냉각 속도가 4℃/s 미만에서는, 각 판두께 위치에 있어서, 조직의 조대화나 페라이트 변태가 진행되기 때문에, 소망하는 조직이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 강판의 강도도 저하된다. 냉각 정지 온도를 450℃ 이하로 함으로써, 베이나이트 변태를 충분히 진행시킬 수 있어, 소망하는 인성이나 집합 조직을 갖는 금속 조직을 얻을 수 있다. 냉각 정지 온도가 450℃보다 높으면, 베이나이트 변태가 충분히는 진행되지 않고, 페라이트나 펄라이트 등의 조직도 생성되어, 본 발명이 목적으로 하는 베이나이트 주체의 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 이들 냉각 속도나 냉각 정지 온도는, 강판의 판두께 중앙부의 온도로 한다. 판두께 중앙부의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 중앙부의 온도가 구해진다.

냉각이 종료된 강판에 대해서, 템퍼(temper) 처리를 실시하는 것도 가능하다. 템퍼를 실시함으로써, 강판의 인성을 더욱 향상시킬 수 있다. 템퍼 온도는, 강판 평균 온도로 A_c1점 이하로 하여 실시함으로써, 압연·냉각으로 얻어진 소망하는 조직을 손상시키지 않게 할 수 있다. 본 발명에서는 A_C1점(℃)을 하기식으로 구한다.

A_C1점＝751―26.6C＋17.6Si―11.6Mn―169Al―23Cu―23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo＋233Nb―39.7V―5.7Ti―895B

식에 있어서 각 원소 기호는 강 중 함유량(질량％)이며, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.

강판의 평균 온도도, 판두께 중앙부의 온도와 동일하게, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다.

[실시예]

표 1에 나타내는 각 조성의 용강(강 기호 A∼O)을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 소재(슬래브 두께 250㎜)로 하고, 판두께 50∼90㎜로 열간 압연 후, 냉각을 행하여 No.1∼30의 공시강을 얻었다. 표 2에 열간 압연 조건과 냉각 조건을 나타낸다.

얻어진 후강판에 대해서, 판두께 1/4부로부터 Φ14㎜의 JIS 14A호 시험편을 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 직각이 되도록 채취하고, 인장 시험을 행하여, 항복점(Yield Strength), 인장 강도(Tensile Strength)를 측정했다.

또한, 판두께의 1/2부로부터 JIS 4호 충격 시험편을 시험편의 긴축의 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 채취하고, 샤르피 충격 시험을 행하여, 파면 전이 온도를 구했다. 여기에서, 표층부의 충격 시험편은, 가장 표면에 가까운 면을 강판 표면으로부터 1㎜의 깊이로 하는 것으로 한다.

다음으로, 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하기 위해, 표준 ESSO 시험을 행하여, －10℃에 있어서의 Kca값(Kca(－10℃))을 구했다.

또한, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도 I를 다음과 같이 하여 구했다. 우선, 판두께 중앙부로부터 판두께 1㎜의 샘플을 채취하고, 판면에 평행한 면을 기계 연마·전해 연마함으로써, X선 회절용의 시험편을 준비했다. 이 시험편을 이용하고, Mo선원을 이용하여, X선 회절 측정을 실시하여, (200), (110) 및 (211) 정극점도를 구했다. 얻어진 정극점도로부터 3차원 결정 방위 밀도 함수를 Bunge법으로 계산하여 구했다. 다음으로, 얻어진 3차원 결정 방위 밀도 함수로부터, ψ₂＝0°∼90°까지, Bunge 표기로 5° 간격으로 합계 19매의 단면도에 있어서, 압연 방향에 대하여 (110)면이 평행이 되는 방위의 3차원 결정 방위 밀도 함수의 값을 적산하여 적산값을 구했다. 이 적산값을 상기 적산한 방위의 개수 19로 나눈 값을, RD//(110)면의 집적도 I로 했다.

표 3에 이들의 시험 결과를 나타낸다. 판두께 중앙부에 있어서의 인성값 및 집합 조직이 본 발명의 범위 내인 공시 강판(제조 번호 1∼13, 27∼30)의 경우, Kca(―10℃)가 6000N/㎜^3/2 이상으로 우수한 취성 균열 전파 정지 성능을 나타냈다. 또한, 표층부 및 판두께 중앙부의 샤르피 인성값 및 RD//(110) 집적도 I가 (1)식을 충족하고 있는 공시 강판(제조 번호 1∼13)에 있어서는, (1)식을 충족하고 있지 않은 공시 강판(제조 번호 27∼30)과 비교하여, 높은 Kca(―10℃)의 값이 얻어졌다.

한편, 강판의 성분 조성이 본 발명의 바람직한 범위 내이지만, 강판의 제조 조건에 있어서의 가열·압연 조건이 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나는 강판(제조 번호 21∼26)은 Kca(―10℃)의 값은 6000N/㎜^3/2에는 도달하지 않았다. 강판(제조 번호 22, 23, 26)에서는 강판의 집합 조직이 본 발명의 규정을 충족하지 않는다. 강판의 성분 조성이 본 발명의 바람직한 범위 외였던 공시 강판(제조 번호 14∼20)에 대해서는, 강판의 인성이 본원 발명의 규정을 충족하지 않고, Kca(―10℃)의 값은 6000N/㎜^3/2에는 도달하지 않았다.

또한, 판두께 중앙부에 있어서의 인성값 및 집합 조직 중 적어도 한쪽이 본 발명의 범위 외인 공시 강판(제조 번호 14∼26)의 경우, Kca(―10℃)가 6000N/㎜^3/2에 도달하지 않았다.

1 : 표준 ESSO 시험편
2 : 노치
3 : 균열
3a : 분기
4 : 선단 형상
5 : 모재

Claims

강(鋼) 조성이, 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.5％, Mn: 0.5∼2.5％, Al: 0.005∼0.08％, P: 0.03％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0% 초과 0.0050％ 이하, Ti: 0.005∼0.03％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 베이나이트 주체이며, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도 I가 1.5 이상의 집합 조직을 갖고, 또한 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs가 ―40℃ 이하인 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.
제1항에 있어서,
판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도 및 RD//(110)면의 집적도 I가, 하기 (1)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.
vTrs_(1/2t)―12×I_RD _{//(110)[1/2t]}≤―70…(1)
vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부의 파면 전이 온도(℃)
I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부의 RD//(110)면의 집적도
t: 판두께(㎜)
삭제
제1항 또는 제2항에 있어서,
강 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.05％, Cu: 0.01∼0.5％, Ni: 0.01∼1.0％, Cr: 0.01∼0.5％, Mo: 0.01∼0.5％, V: 0.001∼0.10％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.010％ 이하 중 어느 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.
제1항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미(未)재결정 온도역에 있어서의 누적 압하율의 합계가 65％ 이상의 압연을 실시하고, 이때, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는 누적 압하율이 20％ 이상이며, 이어서, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는, 누적 압하율이 40％ 이상, 또한, 상기 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서의 압연 중 최초의 패스의 압연 온도와 최후의 패스의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내이며, 그 후, 4℃/s 이상의 냉각 속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판의 제조 방법.
제5항에 있어서,
450℃ 이하로 가속 냉각한 후, 추가로, A_c1점 이하의 온도로 템퍼링하는 공정을 갖는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판의 제조 방법.
제4항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서의 누적 압하율의 합계가 65％ 이상의 압연을 실시하고, 이때, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는 누적 압하율이 20％ 이상이며, 이어서, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는, 누적 압하율이 40％ 이상, 또한, 상기 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서의 압연 중 최초의 패스의 압연 온도와 최후의 패스의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내이며, 그 후, 4℃/s 이상의 냉각 속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
450℃ 이하로 가속 냉각한 후, 추가로, A_c1점 이하의 온도로 템퍼링하는 공정을 갖는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판의 제조 방법.