KR101732997B1

KR101732997B1 - 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101732997B1
Application number: KR1020157028785A
Authority: KR
Inventors: 카즈쿠니 하세; 요시코 다케우치; 신지 미타오
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-03-26
Filing date: 2013-10-24
Publication date: 2017-05-08
Also published as: TWI523957B; CN105102650A; PH12015501719A1; WO2014155440A1; CN105102650B; TW201446976A; JPWO2014155440A1; JP5598618B1; BR112015020815A2; BR112015020815B1; KR20150126697A

Abstract

선박에 이용하기 적합한 판두께 50㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 특정한 성분 조성을 갖고, 금속 조직이 베이나이트 주체이며, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.5∼4.0의 집합 조직을 갖고, 또한 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs가 －40℃ 이하인 후강판 및 그의 제조 방법이다.

Description

취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법{HIGH STRENGTH THICK STEEL PLATE FOR HIGH HEAT INPUT WELDING WITH EXCELLENT BRITTLE CRACK ARRESTABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은, 취성 균열 전파 정지 특성(brittle crack arrestability)이 우수한 대입열 용접(high heat input welding)용 고강도 후강판(high-strength thick steel plate) 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 선박에 이용하기 적합한 판두께 50mm 이상의 것에 관한 것이다.

선박 등의 대형 구조물에 있어서는, 취성 파괴(brittle fracture)에 수반되는 사고가 경제나 환경에 미치는 영향이 크다. 이 때문에, 안전성의 향상이 항상 요구되고, 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(steel plate having heavy thickness)를 사용한다. 최근에는 선체의 대형화에 수반하여 더 한층의 고강도 후육화가 진전되어, 일반적으로, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성은 고강도 혹은 후육재일수록 열화되는 경향이 있기 때문에, 취성 균열 전파 정지 특성으로의 요구도 한층 고도화하고 있다.

강재의 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서, 종래부터 Ni 함유량을 증가시키는 방법이 알려져 있고, 액화 천연 가스(LNG: Liquefied Natural Gas)의 저장 탱크에 있어서는, 9％ Ni강이 상업 규모로 사용되고 있다.

그러나, Ni량의 증가는 비용의 대폭적인 상승이 불가피하기 때문에, LNG 저장 탱크 이외의 용도에는 적용이 어렵다.

한편, LNG와 같은 극저온(ultra low temperature)에까지 이르지 않는, 선박이나 라인 파이프에 사용되는, 판두께가 50㎜ 미만인 비교적 얇은 강재(steel plate)에 대해서는, TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)법에 의해 세립화(decreasing a crystal grain size)를 도모하여, 저온 인성을 향상시킴으로써, 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 grained microstructure)한 강재가 특허문헌 1에서 제안되고 있다.

특허문헌 1에는, 취성 균열이 전파될 때, 강재 표층부에 발생하는 시어립(소성 변형영역; shear-lips)이 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 효과가 있는 것에 착안하여, 시어립 부분의 결정립을 미세화시켜, 전파되는 취성 균열이 갖는 전파 에너지를 흡수시키는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강재가 기재되어 있다.

또한, 특허문헌 1에는, 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 사이에 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 원상당 입경(circle-equivalent average grain size): 5㎛ 이하, 애스펙트비(aspect ratio of the grains): 2 이상의 페라이트립을 갖는 페라이트 조직을 50％ 이상 갖는 층으로 구성하고, 페라이트 입경의 불균일을 억제하는 것이 중요하다고 하고 있다. 불균일을 억제하는 방법으로서 마무리 압연 중의 1패스당의 최대 압하율(maximum rolling reduction)을 12％ 이하로 하고 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, 특정한 조직을 얻는 것이기 때문에, 실생산 규모에서는 제어가 용이하지 않다. 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㎜의 강판에 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 도입된 전위(dislocation)를 열적 에너지에 의해 재배치하고 서브그레인을 형성시키는 압연 조건, (d) 형성한 미세한 페라이트 결정립과 미세한 서브그레인립의 조대화(increasing in the grain size)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. 이 방법은, 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 원상당경(diameter equivalent to a circle in the crystal grains) 20㎛ 이상의 조대립을 10％ 이하로 함으로써, 내취성 파괴 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 5에는 조인트부(joint part)의 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 용접 구조용 강으로서, 판두께 내부의 압연면에 있어서의 (100)면의 X선면 강도비가 1.5 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강판이 개시되고, 당해 집합 조직 발달에 의한 응력 부하 방향과 균열 전파 방향의 각도의 어긋남에 의해 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어지는 것이 기재되어 있다.

일본공고특허공보 평7-100814호 일본공개특허공보 2002-256375호 일본특허공보 제3467767호 일본특허공보 제3548349호 일본특허공보 제2659661호 일본특허공보 제3546308호

이노우에 등: 두꺼운 조선용 강에 있어서의 장대 취성 균열 전파 거동, 일본 선박 해양 공학회 강연회 논문집 제3호, 2006, pp359∼362 「취성 균열 어레스트 설계 지침」2009년 9월 (재)일본해사협회

그러나, 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 평가하고, 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 미치지 못하는 결과가 나타나고, 50㎜를 초과하는 판두께의 강판을 적용한 선체 구조의 경우, 안전성 확보가 과제가 되는 것이 시사되어 있다.

전술한 특허문헌 1∼5에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강판은, 제조 조건이나 개시되어 있는 실험 데이터로부터, 판두께 50㎜ 정도까지의 강판이 주된 대상이라고 생각된다. 특허문헌 1∼5에 기재된 기술을 50㎜를 초과하는 후육재로 적용한 경우, 소정의 특성이 얻어지는지 불분명하고, 선체 구조에서 필요한 판두께 방향의 균열 전파에 대한 특성에 대해서는 전혀 검증되어 있지 않다.

한편, 강판의 후육화에 수반하여, 용접 시공에는, 서브 머지 아크 용접(submerged arc welding), 일렉트로 가스 용접(electrogas arc welding), 일렉트로 슬래그 용접(electroslag welding) 등의 고능률(high efficiency)인 대입열 용접이 적용되고 있다. 일반적으로, 용접 입열량이 커지면, 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)의 조직이 조대화되기 때문에, 용접 열영향부의 인성은 저하되는 것이 알려져 있다. 이와 같은 대입열 용접에 의한 인성의 저하 문제를 해결하기 위해, 대입열 용접용 강재가 이미 개발되어, 실용화에 이르고 있다. 예를 들면, 특허문헌 6에 있어서는, 강 중에 석출되는 TiN을 제어함으로써 용접 열영향부 조직의 조대화(coarsening)를 방지함과 함께, 페라이트 생성핵의 분산에 의해 입내(in crystal grain) 페라이트 변태를 촉진함으로써, 용접 열영향부를 고인화(increasing toughness)하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 대입열 용접부의 용접 열영향부의 인성은 우수하기는 하지만, 취성 균열 전파 정지 특성은 고려되고 있지 않아, 양 특성을 만족하는 것은 얻어지고 있지 않았다.

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

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

1. 판두께 50㎜를 초과하는 후강판에 대해서, 표준 ESSO 시험을 행했다. 도 1(a) 도 1(b)는 표준 ESSO 시험편(1)의 노치(2)로부터 돌입된 균열(crack;3)이 모재(5)에 있어서 선단 형상(4)으로 전파를 정지한 예를 개략적으로 나타내는 도면이고, 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 때문으로 추측된다.

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

3. 한편, (100)면의 집적도를 지나치게 높이면, 매우 짧은 균열의 분기로부터, 큰 균열의 분기가 발생한다. 선체 구조의 취성 균열 어레스트 설계 지침을 나타낸 비특허문헌 2에 기재되어 있는 바와 같이, 표준 ESSO 시험에 있어서는, 취성 균열의 분기를 억제할 필요가 있기 때문에, 균열의 명료한 분기를 방지하기 위해 면 집적도의 상한을 규정할 필요가 있다.

4. 표준 ESSO 시험의 파면을 상세하게 관찰·해석한 결과, 균열의 선단부가 되는 판두께 중앙부의 재질을 제어하는 것이 어레스트 성능 개선에 효과적이며, 특히 판두께 중앙부의 인성 및 집합 조직에 관한 지표로서 하기 (2)식을 충족시키는 것이 유효하다.

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

상기식 (2)에 있어서,

vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부(＝1/2t)의 파면 전이 온도(℃)

I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부(＝1/2t)의 RD//(110)면의 집적도로 하고,

t는 판두께(㎜)이다.

5. 또한, 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서 누적 압하율을 20％ 이상으로 하는 압연을 실시함으로써 조직의 세립화를 도모하고, 그 후, 오스테나이트 미(未)재결정 온도역에 있는 상태에 있어서 누적 압하율을 40∼70％로 하고, 또한, 처음의 패스의 압연 온도와 마지막의 패스의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내인 압연을 실시함으로써, 판두께 중앙부의 집합 조직을 제어하여, 전술의 조직을 실현할 수 있다.

6. 대입열 용접부의 인성을 향상하는 수법으로서, TiN, CaS와 MnS의 복합 황화물을 미세하게 분열시켜, 용접의 고온에 노출되었을 때의 입성장을 억제, 또한, 그 후의 냉각 과정에서 입내 변태를 촉진하여 실온에서의 열영향부 조직을 미세화하는 것이 유효하다.

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

1. 강 조성이, 질량％로, C: 0.03∼0.15％, Si: 0.01∼0.5％, Mn: 1.40∼2.50％, Al: 0.005∼0.08％, P: 0.03％ 이하, S: 0.0005∼0.0030％, N: 0.0036∼0.0070％, Ti: 0.004∼0.030％, Ca: 0.0005∼0.0030％를 함유하고, 또한, Ca, S, O의 각 함유량이, 하기 (1)식을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 금속 조직이 베이나이트를 주체로 하고, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.5∼4.0의 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 대입열 용접용 고강도 후강판.

0.30≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.80···(1)

단, 식 (1)에 있어서, Ca, O, S는 함유량(질량％)으로 한다.

2. 강 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.05％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.2％ 이하, B: 0.003％ 이하, REM: 0.01％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판.

3. 판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도 및 RD//(110)면의 집적도가, 하기 (2)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 1 또는 2에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판.

단, 식 (2)에 있어서,

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

vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부(1/2t)의 파면 전이 온도(℃)

I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부(1/2t)의 RD//(110)면의 집적도로 한다.

또한, t는 판두께(㎜)이다.

4. 1 또는 2에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서의 누적 압하율의 합계가 65％ 이상인 압연을 실시하고, 이때, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는 누적 압하율이 20％ 이상인 압연을 행하고, 이어서, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는, 누적 압하율이 40∼70％로 하는 압연을 행하고, 또한, 상기 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서의 압연 중 처음의 패스의 압연 온도와 마지막의 패스의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내이고, 그 후, 4.0℃/s 이상의 냉각 속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판의 제조 방법.

5. 450℃ 이하로 가속 냉각한 후, 추가로, A_c1점 이하의 온도로 템퍼링(tempering)하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 4에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 판두께 방향으로 집합 조직이 적절하게 제어되어, 취성 균열 전파 정지 특성, 대입열 용접 조인트 인성이 우수한, 고강도 후육 강판 및 그의 제조 방법이 얻어진다. 판두께 50㎜ 이상, 바람직하게는 판두께 50㎜ 초과, 보다 바람직하게는 판두께 55㎜ 이상, 한층 바람직하게는 판두께 60㎜ 이상의 강판에 본 발명을 적용하는 것이, 종래 기술에 따른 강에 대하여 보다 현저한 우위성을 발휘하기 때문에, 유효하다. 그리고, 예를 들면, 조선 분야에서는 대형의 컨테이너선, 벌크 캐리어의 강력 갑판부 구조에 있어서 해치 사이드 코밍(hatch side coaming)이나 갑판 부재로 본 발명을 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 도면, 도 1(b)는 시험편의 파면을 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명에서는, 1. 강 조성, 2. 판두께 표층부 및 중앙부의 인성과 판두께 중앙부의 집합 조직, 3. 금속 조직 및, 4. 제조 조건을 규정한다.

1. 강 조성

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

C: 0.03∼0.15％

C는 강의 강도를 향상하는 원소로서, 본 발명에서는, 소망하는 강도를 확보하기 위해서는 0.03％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.15％를 초과하면, 용접성이 열화될 뿐만 아니라 인성에도 악영향이 있다. 이 때문에, C는, 0.03∼0.15％의 범위로 규정한다. 바람직하게는, 0.05∼0.15％이다.

Si: 0.01∼0.5％

Si는 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하다. 그러나, 0.01％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 없다. 한편, 0.5％를 초과하면 강의 표면 성상(surface quality)을 손상시킬 뿐만 아니라 인성이 극단적으로 열화된다. 따라서 그 첨가량을 0.01∼0.5％로 한다. 바람직하게는, 0.02∼0.45％의 범위이다.

Mn: 1.40∼2.50％

Mn은, 강화 원소로서 첨가한다. 1.40％보다 적으면 그 효과가 충분하지 않다. 한편, 2.50％를 초과하면 용접성이 열화되고, 강재 비용도 상승한다. 이 때문에, Mn은 1.40∼2.50％로 한다. 바람직하게는, 1.42∼2.40％의 범위이다.

P: 0.03％ 이하

P는, 0.03％를 초과하면, 용접부의 인성을 현저하게 열화시킨다. 이 때문에 상한을 0.03％로 한다. 바람직하게는 0.02％ 이하이다.

S: 0.0005∼0.0030％

S는, 필요한 CaS 및 MnS를 생성시키기 위해 0.0005％ 이상 필요하다. 한편, 0.0030％를 초과하면 모재의 인성을 열화시킨다. 이 때문에, S는 0.0005∼0.0030％로 한다. 바람직하게는, 0.0006∼0.0025％의 범위이다.

Al: 0.005∼0.08％

Al은, 탈산제로서 작용하고, 이것을 위해서는 0.005％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.08％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킴과 함께, 용접한 경우에, 용접 금속부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Al은, 0.005∼0.08％의 범위로 규정한다. 바람직하게는, 0.02∼0.06％이다.

Ti: 0.004∼0.030％

Ti는 미량의 첨가에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 용접 열영향부에서의 오스테나이트의 조대화를 억제함으로써, 및/또는, 페라이트 변태핵으로서 페라이트 변태를 촉진함으로써, 결정립을 미세화하여 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그 효과는 0.004％ 이상의 첨가에 의해 얻어진다. 그러나, 0.030％를 초과하는 함유는, TiN 입자의 조대화에 의해, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Ti는, 0.004∼0.030％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.006∼0.028％의 범위이다.

N: 0.0036∼0.0070％

N은, TiN의 필요량을 확보하는 데에 있어서 필요한 원소이다. 0.0036％ 미만에서는 충분한 TiN량이 얻어지지 않아, 용접부 인성이 열화된다. 0.0070％를 초과하면, 용접 열사이클을 받았을 때에 TiN이 재고용(re-dissolution)되어 고용(solid solute) N이 과잉하게 생성되어 인성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, N은 0.0036∼0.0070％로 한다. 바람직하게는, 0.0038∼0.0065％의 범위이다.

Ca: 0.0005∼0.0030％

Ca는, S의 고정에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키려면 적어도 0.0005％ 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, 0.0030％를 초과하여 함유해도 효과가 포화된다. 이 때문에, 본 발명에서는, Ca는 0.0005∼0.0030％의 범위로 한정한다. 바람직하게는, 0.0007∼0.0028％의 범위이다.

본 발명에 있어서, 이하의 식 (1)을 만족할 필요가 있다.

0.30≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.80···(1)

단, 식 (1)에 있어서, Ca, O, S는 함유량(질량％)으로 한다.

Ca 및 S는, (1) 식의 관계를 만족하도록 함유시킬 필요가 있다. 이 경우에는, CaS 상에 MnS가 석출된 복합 황화물의 형태가 된다. 이 복합 황화물이 페라이트 변태의 핵으로서 기능하기 때문에, 용접 열영향부의 조직이 미세화되어, 용접 열영향부의 인성이 향상된다. (Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S의 값이 0.30에 미치지 못하면, CaS가 정출(crystalized)되지 않기 때문에 S는 MnS 단독의 형태로 석출된다. 이 MnS는 강판 제조시의 압연으로 신장되어 모재 인성 저하를 일으킴과 함께, 본 발명의 주안점인 용접 열영향부에서 MnS가 용융되기 때문에 미세 분산이 달성되지 않는다. 한편, (Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S의 값이 0.80을 초과하면, S가 거의 Ca에 의해 고정되고, 페라이트 생성핵으로서 작용하는 MnS가 CaS 상에 석출되지 않기 때문에, 충분한 인성 향상이 달성되지 않는다. (Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S의 값의 바람직한 범위는, 0.32∼0.78％이다.

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

Nb: 0.05％ 이하

Nb는, NbC로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출되고, 고강도화에 기여한다. 또한, 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정 온도역을 확대시키는 효과를 갖고 베이나이트의 패킷의 세립화에 기여하기 때문에, 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 0.005％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.05％를 초과하여 첨가하면, 조대한 NbC가 석출되고, 반대로 인성의 저하를 초래하기 때문에, 함유시키는 경우에는, 그 상한을 0.05％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.007∼0.045％의 범위이다.

Cu, Ni, Cr, Mo

Cu, Ni, Cr, Mo는 모두 강의 퀀칭성(hardenability)을 높이는 원소이다. 압연 후의 강도 업(increase)에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 첨가할 수 있고, 이들 효과는 0.01％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도하게 함유하면 인성이나 용접성이 열화되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 각각 상한을 Cu는 1.0％, Ni는 1.0％, Cr은 0.5％, Mo는 0.5％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cu: 0.02∼0.95％, Ni: 0.02∼0.95％, Cr: 0.02∼0.46％, Mo: 0.02∼0.46％의 범위이다.

V: 0.2％ 이하

V는, V(C, N)으로서 석출 강화에 의해, 강의 강도를 향상하는 원소로서, 이 효과를 발휘시키기 위해 0.001％ 이상 함유시켜도 좋다. 그러나, 0.2％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, V를 함유시키는 경우에는, 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.001∼0.10％의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.

B: 0.003％ 이하

B는 미량으로 강의 퀀칭성을 높이는 원소로서, 이 효과를 발휘시키기 위해 0.0005％ 이상 함유시켜도 좋다. 그러나, 0.003％를 초과하여 함유하면 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, B를 함유시키는 경우에는 0.003％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0006∼0.0025％의 범위이다.

REM: 0.01％ 이하

REM은 용접 열영향부의 조직을 미세화하고 인성을 향상시켜, 첨가해도 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없기 때문에 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 이 효과는 0.0010％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도하게 첨가되면, 조대한 개재물을 형성하고 모재의 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는, 첨가량의 상한을 0.01％로 하는 것이 바람직하다.

또한, O는 불가피적 불순물로서 강 중에 함유되어, 청정도를 저하시킨다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 O를 저감하는 것이 바람직하다. 특히, O 함유량이 0.0050％를 초과하면 CaO계 개재물이 조대화되어 모재 인성을 저하시켜 버린다. 이 때문에, 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.

본 발명에서는, Ca를 CaS로서 정출시키기 위해, Ca와 결합력이 강한 O량을 Ca 첨가 전에 저감시켜 두는 것이 필요하고, Ca 첨가 전의 잔존 산소량은, 0.0050％ 이하인 것이 바람직하다. 잔존 산소량의 저감 방법으로서는, 탈가스를 강화하거나, 혹은, 탈산제를 투입하는, 등의 방법을 취할 수 있다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

2. 판두께 표층부 및 중앙부의 인성과 판두께 중앙부의 집합 조직

본 발명에서는, 압연 방향 또는 압연 직각 방향 등 수평 방향(강판의 면 내 방향)으로 진전하는 균열에 대하여 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 판두께 표층부 및 중앙부에서의 인성과, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(100)면의 집적도를, 소망하는 취성 균열 전파 정지 특성에 따라서 적절하게 규정한다.

우선, 모재 인성이 양호하다는 것이 균열의 진전을 억제하기 위한 전제가 된다. 본 발명에 따른 강판에서는, 판두께 표층부 및 중앙부에서의 인성으로서, 판두께 표층부 및 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도를 －40℃ 이하로 규정한다. 또한, 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도는 －50℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, RD//(100)면의 집합 조직을 발달시킴으로써, 벽개면을 균열 주방향(main direction)에 대하여 비스듬하게 집적시켜, 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 집적도를 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, 본 발명에서는, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도를 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상으로 한다.

한편, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 4.0을 초과하면 집합 조직이 과도하게 발달하기 때문에, 미세한 균열 분기가 발생하는 것이 아니라 취성 균열이 명료하게 분기되어 버리기 때문에, 취성 균열 선단의 응력 완화의 효과에 의한 취성 균열 전파 정지 성능이 발휘되기 어려워진다. 이 때문에, RD//(110)면의 집적도를 1.5∼4.0의 범위로 한다.

여기에서, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도란, 다음의 것을 가리킨다. 우선, 판두께 중앙부로부터 판두께 1㎜의 샘플을 채취하고, 판면에 평행한 면을 기계 연마·전해 연마함으로써, X선 회절용의 시험편을 준비한다. 이 시험편을 이용하여, Mo선원을 이용하여 X선 회절 장치를 사용하고, X선 회절 측정을 실시하여, (200), (110) 및 (211) 정극 점도(pole figure)를 구하고, 얻어진 정극 점도로부터 3차원 결정 방위 밀도 함수를 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 평행해지는 방위의 3차원 결정 방위 밀도 함수의 값을 적산하여 적산값을 구하고, 이 적산값을 상기 적산한 방위의 개수로 나눈 값을, RD//(110)면의 집적도로 칭한다.

전술의 모재 인성 및 집합 조직의 규정에 더하여, 판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도 및 RD//(110)면의 집적도가, 하기 (2)식을 충족하는 것이, 바람직하다. 하기 (2)식이 만족됨으로써, 더욱 우수한 취성 균열 전파 정지 성능을 얻을 수 있다.

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

단, 식 (2)에 있어서

vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도(℃)

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

또한, t는 판두께(㎜)이다.

3. 금속 조직

상기의 인성 및 집합 조직을 얻기 위해서는, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 제어 압연을 행한 후에, 베이나이트로 변태시키는 것이 유효하다. 압연 후에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태되는 경우는, 목적으로 하는 인성이 얻어지기는 하지만, 오스테나이트로부터 페라이트로 변태할 때에 변태 시간이 충분하게 존재하기 때문에, 얻어지는 집합 조직이 랜덤이 되어 버려, 목표로 하는 RD//(110)면의 집적도가 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상을 달성할 수 없다. 이에 대하여, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 압연된 조직이 베이나이트로 변태되는 경우는 변태 시간이 충분하지 않아, 특정 방위의 집합 조직이 우선적으로 형성되는, 소위 변형의 베어리언트(variant)의 선택이 행해짐으로써, RD//(110)면의 집적도가 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상을 얻을 수 있다. 이 때문에 압연·냉각 후에 얻어지는 금속 조직은 베이나이트 주체로 한다. 본 발명에서, 금속 조직이 베이나이트 주체라는 것은, 베이나이트상의 면적 분율이 전체의 80％ 이상인 것으로 한다. 잔부는, 페라이트, 마르텐사이트(섬 형상 마르텐사이트를 포함함), 펄라이트 등이 합계의 면적 분율로 20％ 이하이면 허용된다.

4. 제조 조건

이하, 본 발명에 있어서의 바람직한 제조 조건에 대해서 설명한다.

제조 조건으로서는, 강 소재의 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 경우와의 각각에 대해서, 누적 압하율을 규정함과 함께, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정역에 있는 상태에 있어서의 압연의 온도 조건을 규정하는 것이 바람직하다. 이들을 규정함으로써, 후강판의 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110) 집적도를, 소망하는 값으로 할 수 있다.

우선, 상기한 조성의 용강(molten steel)을, 전로(converter) 등에서 용제하고, 연속 주조 등으로 강 소재(슬래브)로 한다.

이어서, 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고 나서 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1000℃ 미만에서는, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 압연을 행하는 시간을 충분히 확보할 수 없다. 또한, 1200℃ 초과에서는 오스테나이트립이 조대화되어, 인성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 산화 로스가 현저해져, 수율이 저하된다. 따라서, 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 이어지는 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 베어리언트의 선택(variant selection)이 행해짐으로써, RD//(110)면의 집적도를 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∼70％ 이상으로 하는 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 40％ 이상으로 함으로써, 판두께 중앙부의 집합 조직을 충분히 발달시켜, 판두께 중앙부의 RD//(110)면의 집적도를 1.5 이상, 바람직하게는 1.7 이상으로 할 수 있다.

또한, 이 온도역에서의 누적 압하율이 70％를 초과하면, 집합 조직이 과도하게 발달하고, RD//(110)면의 집적도가 4.0을 초과한다. 이 때문에, 누적 압하율의 범위를 40∼70％로 한다.

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 처음의 패스의 압연 온도와 마지막의 패스의 압연 온도와의 차이를 40℃ 이내로 하는 것이 바람직하다. 여기에서, 압연 온도란, 압연 직전의 강재의 판두께 중앙부의 온도를 가리킨다. 판두께 중앙부의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 열이력 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구할 수 있다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 중앙부의 온도가 구해진다.

상기의 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미재결정 온도역을 합한 합계의 누적 압하율은 65％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 전체의 압하율이 작으면, 조직의 압하가 충분하지 않아, 인성 및 강도가 목적의 값을 달성할 수 할 수 없다. 전체의 누적 압하율을 65％ 이상으로 함으로써, 조직에 대하여 충분한 압하량을 확보할 수 있고, 인성 및 집적도가 목적의 값을 달성할 수 있다.

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 아니다. 압연 능률의 관점에서는, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 종료시키는 것이 바람직하다.

압연이 종료된 강판은, 4.0℃/s 이상의 냉각 속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각 속도를 4.0℃/s 이상으로 함으로써, 조직이 조대화되는 일 없으며, 또한, 페라이트 변태를 억제함으로써, 세립의 베이나이트 조직이 얻어지고, 목표로 하는 우수한 인성이나 집적도를 얻을 수 있다. 냉각 속도가 4.0℃/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 있고, 소망하는 인성이나 집적도를 얻을 수 있다. 냉각 정지 온도가 450℃ 보다 높으면, 베이나이트 변태가 충분하게는 진행되지 않아, 페라이트나 펄라이트 등의 조직도 생성되고, 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 구할 수 있다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 중앙부의 온도가 구해진다.

냉각이 종료된 강판에 대해서, 템퍼링 처리를 실시하는 것도 가능하다. 템퍼링을 실시함으로써, 강판의 인성을 더욱 향상시킬 수 있다. 템퍼링 온도는, 강판 평균 온도로 A_C1점 이하로 하여, 템퍼링 처리를 실시함으로써, 압연·냉각으로 얻어진 소망하는 조직을 손상시키지 않도록 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

상기식에 있어서, 각 원소 기호는 강 중 함유량(질량％)이고, 함유되지 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∼Q)을 전로로 용제하고, 연속 주조법으로 강 소재(슬래브 250㎜ 두께 또는 300㎜ 두께)로 하고, 판두께 55∼100㎜로 열간 압연 후, 냉각을 행하고, No. 1∼27의 공시강을 얻었다. 일부에 대해서는, 냉각 후에 템퍼링도 실시했다. 표 2에 열간 압연 조건과 냉각 조건을 나타낸다.

얻어진 후강판에 대해서, 판두께의 1/4부로부터 φ14㎜의 JIS14A호 시험편을 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 직각이 되도록 채취하고, 인장 시험을 행하여, 항복 강도(YS) 및 인장 강도(TS)를 측정했다.

또한, 인성값을 평가하기 위해, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부(이하, 판두께 중앙부를 1/2t부라고 기재하는 경우가 있음)로부터 JIS4호 충격 시험편을 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 채취하고, 샤르피 충격 시험을 행하여 파면 전이 온도(vTrs)를 각각 구했다. 여기에서, 표층부의 충격 시험편은, 가장 표면에 가까운 면을 강판 표면으로부터 1㎜의 깊이로 하는 것으로 한다.

얻어진 후강판의 압연 길이 방향과 평행한 판두께 단면을 경면 연마한 후, 에칭에 의해 현출(現出)시킨 금속 조직을 광학 현미경에 의해 관찰했다.

다음으로, 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하기 위해, 표준 ESSO 시험(온도 구배형 ESSO 시험)을 행하고, －10℃에 있어서의 Kca값(Kca(－10℃))을 구했다.

또한, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도를 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 이용하여, Mo선원을 이용하고, X선 회절 장치를 이용하여, X선 회절 측정을 실시하고, (200), (110) 및 (211) 정극 점도를 구하여, 얻어진 정극 점도로부터 3차원 결정 방위 분포 밀도 함수를 Bunge법으로 계산하여 구한다. 다음으로 얻어진 3차원 결정 방위 분포 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 분포 밀도 함수의 값을 적산하여 적산값을 구하고, 이 적산값을 상기 적산한 방위의 개수로 나눈 값을, RD//(110)면의 집적도로 했다.

대입열 용접 특성을 평가하기 위해, 공시 강판에 개선 가공(forming a groove)을 행하고(개선 각도 20°), 시판의 저온 용강용 일렉트로 가스 아크 용접용 와이어를 사용하여 일렉트로 가스 용접으로 입열 300∼750kJ/㎝로 용접 조인트를 제작하고, HAZ 인성으로서, 본드부의 인성을 2㎜V 노치 샤르피 시험에 의해 평가했다. 시험은, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지의 vE_－20(3개 평균값)으로 행했다.

표 3에 이들 시험 결과를 나타낸다. 본 발명의 범위 내에 있는 공시 강판(제조 No. 1∼11)은, Kca(－10℃)가 6000N/㎜^3/2 이상의 우수한 취성 균열 전파 정지 성능을 나타냈다. 또한, 대입열 용접 조인트의 본드부의 흡수 에너지: vE－20≥88J가 되어, 우수한 값을 나타냈다. 또한, 표층부 및 판두께 중앙부의 샤르피 인성값(파면 전이 온도) 및, RD//(110) 집적도가 (2)식을 충족하고 있는 공시 강판(제조 번호 2∼11)에 있어서는, (2)식을 충족하고 있지 않은 공시 강판(제조 번호 1)과 비교하여, 높은 Kca(－10℃)의 값이 얻어졌다. 또한, 이들 공시 강판(제조 No. 1∼11)의 금속 조직은, 모두 베이나이트 주체였다.

한편, 강판의 성분은 본 발명의 바람직한 범위이기는 하지만, 강판의 제조 조건에 있어서의 가열, 압연 조건이 본 발명의 바람직한 범위를 벗어나는 강판(제조 No. 20∼27)은, Kca(－10℃)의 값은, 6000N/㎜^3/2에는 도달하고 있지 않았다. 강판의 성분이 본 발명의 조건을 충족하지 않는 공시 강판(제조 No. 12∼19)에 대해서는, 대입열 용접 조인트의 흡수 에너지: vE_－20이 22J 이하가 되어, 본 발명예와 비교하여 뒤떨어졌다.

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

Claims

강 조성이, 질량％로, C: 0.03∼0.15％, Si: 0.01∼0.5％, Mn: 1.40∼2.50％, Al: 0.005∼0.08％, P: 0.03％ 이하, S: 0.0005∼0.0030％, N: 0.0036∼0.0070％, Ti: 0.004∼0.030％, Ca: 0.0005∼0.0030％를 함유하고, 또한, Ca, S, O의 각 함유량이, 하기 (1)식을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 금속 조직이 베이나이트상의 면적 분율이 80％ 이상이고, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.5∼4.0의 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 대입열 용접용 고강도 후강판.
0.30≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.80···(1)
단, 식 (1)에 있어서, Ca, O, S는 함유량(질량％)으로 한다.
제1항에 있어서,
강 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.05％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.2％ 이하, B: 0.003％ 이하, REM: 0.01％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도 및 RD//(110)면의 집적도가, 하기 (2)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판.
vTrs_(1/2t)－12×I_RD _{//(110)[1/2t]}≤－70···(2)
단, 식 (2)에 있어서,
vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부(1/2t)의 샤르피 파면 전이 온도(℃)
I_RD _{//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부(1/2t)의 RD//(110)면의 집적도로 한다.
또한, t는 판두께(㎜)이다.
제1항 또는 제2항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미(未)재결정 온도역에 있어서의 전체의 누적 압하율이 65％ 이상인 압연을 실시하고, 이때, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는 누적 압하율이 20％ 이상의 압연을 행하고, 이어서, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서는, 누적 압하율이 40∼70％로 하는 압연을 행하고, 또한, 상기 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서의 압연 중 처음의 패스의 판두께 중앙부의 압연 온도와 마지막의 패스의 판두께 중앙부의 압연 온도와의 차이가 40℃ 이내이고, 그 후, 4.0℃/s 이상의 냉각 속도로 판두께 중앙부의 온도가 450℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는, 금속 조직이 베이나이트상의 면적 분율이 80％ 이상이고, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.5∼4.0의 집합 조직을 갖는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
판두께 중앙부의 온도를 450℃ 이하로 가속 냉각한 후, 추가로, 강판 평균 온도를 A_c1점 이하의 온도로 템퍼링하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판의 제조 방법.