KR101964247B1

KR101964247B1 - 고강도 극후 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101964247B1
Application number: KR1020177017113A
Authority: KR
Inventors: 코이치 나카시마; 카츠유키 이치미야; 카즈쿠니 하세
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-12
Filing date: 2016-03-09
Publication date: 2019-04-01
Also published as: CN107208238A; KR20170086102A; JP6112265B2; CN107208238B; JPWO2016143345A1; TW201641713A; WO2016143345A1; TWI582245B

Abstract

판두께가 70㎜ 이상, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.5％, Mn: 0.5∼2.2％, P: 0.01％ 이하, S: 0.005％ 이하, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.005∼0.080％, Ni: 0.1∼1.5％ 및 N: 0.0050％ 이하를 함유하고, 하기식 (1)로 정의되는 Ceq: 0.39 이상이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상이고, 표면에 있어서의 압연면에서의 (200)면 집적도가 1.3 이상인 집합 조직을 갖고, 판두께 1/4 위치로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs: －40℃ 이하이고, 표면으로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs≤－60℃인 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판으로 한다.

Description

고강도 극후 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH THICK STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 선박, 해양 구조물, 저온저장탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 사용하는, 판두께: 70㎜ 이상의, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한, 고강도 극후 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

선박이나, 해양 구조물, 저온저장탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 있어서는, 취성 파괴에 수반하는 사고가 일어나면, 사회경제나 환경 등에 미치는 영향이 크다. 이 때문에, 상기 대형 구조물은, 안전성의 향상이 항상 요구되고, 대형 구조물의 소재가 되는 강판에 대해서는, 사용 온도에 있어서의 취성 균열 전파 정지 특성이 높은 레벨로 요구되고 있다.

컨테이너선이나 벌크 캐리어 등의 선박에 있어서는, 그 구조상, 선체 외판에 고강도의 후강판이 사용되고, 최근에는, 선체의 대형화에 수반하여 한층 더 고강도화가 요구되고, 소재가 되는 후강판의 후육화가 진행되고 있다.

일반적으로, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성은, 고강도 혹은 후육이 될 수록 열화하는 경향이 있다. 이 때문에, 대형 구조물에 사용되는 후강판에 대한, 취성 균열 전파 정지 특성으로의 요구도 한층 더 고도화하고 있다.

여기에서, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서, 종래부터, 강 중의 Ni 함유량을 증가시키는 방법이 알려져 있다. 예를 들면, 액화천연가스(LNG)의 저조(貯槽)탱크에 있어서는, 9％ Ni강이 상업 규모로 사용되고 있다.

단, 강 중 Ni 함유량의 증가는, 제조 비용의 대폭적인 상승을 피할 수 없게 된다. 이 때문에, 9％ Ni강은, LNG 저조 탱크 이외의 용도에 적용하기 어렵다.

한편, LNG와 같이 극저온에까지 이르지 않는, 예를 들면, 선박이나 라인 파이프에 사용되는, 판두께가 50㎜ 미만의 비교적 얇은 강판에 대해서는, TMCP법에 의해 세립화를 도모하고, 저온 인성을 향상시킴으로써, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 실현할 수 있다.

또한, 합금 비용을 상승시키는 일 없이, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 표층부의 조직을 초 미세화한 강판이, 특허문헌 1에 있어서 제안되어 있다.

상기 특허문헌 1에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강판은, 취성 균열이 전파할 때, 강판 표층부에 발생하는 시어립(shear-lip)(소성 변형 영역)이 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 효과가 있는 것에 주목하여 완성된 것이다. 시어립 부분의 결정립을 미세화함으로써, 전파하는 취성 균열이 갖는 전파 에너지를 흡수하는 것을 특징으로 하고 있다.

또한, 동시에 제조 방법으로서, 상기 특허문헌 1에는, 열간 압연 후의 제어 냉각에 의해서 표층부를 Ar₃ 온도 이하로 냉각한 후, 제어 냉각을 정지하여 표층부를 변태점 이상으로 복열(復熱)시키는 공정을 1회 이상 반복하여 행하는 사이에, 강판에 압하를 가함으로써, 반복 변태를 발생시키고, 또는 가공 재결정시킴으로써, 표층 부분에 초 미세한 페라이트 조직 또는 베이나이트 조직을 생성시키는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 2에서는, 페라이트-펄라이트를 주체의 마이크로 조직으로 하는 강판에 있어서 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 강판의 양 표면부를, 원 상당 입경: 5㎛ 이하로, 또한 애스펙트비: 2 이상의 페라이트립을 갖는 페라이트 조직을, 면적률로 50％ 이상 갖는 층으로 구성하면서, 페라이트립경의 편차를 억제하는 일이 중요한 것이 기재되어 있다. 또한, 이 편차를 억제하는 방법으로서 마무리 압연 중의 1 패스당의 최대 압하율을 12％ 이하로 함으로써 국소적인 재결정 현상을 억제하는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 3에는 페라이트 결정립의 미세화뿐만 아니라, 페라이트 결정립 내에 형성되는 서브그레인(subgrain)에 착안함으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시킨다는, 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) 강판 판두께의 5％ 이상의 부분에 미세 페라이트 조직을 생성하는 압연 조건,

(c) 미세 페라이트에 집합 조직을 발달시킴과 함께 가공(압연)에 의해 도입된 전위를 열적 에너지에 의해 재배치하여 서브그레인을 형성시키는 압연 조건 및

(d) 형성된 미세한 페라이트 결정립과 미세한 서브그레인립의 조대화를 억제하는 냉각 조건,

에 의해 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 기술이 기재되어 있다.

또한, 제어 압연에 있어서, 변태한 페라이트에 압하를 가하여 집합 조직을 발달시킴으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 방법도 알려져 있다. 강판의 파괴면 상에 세퍼레이션을 판면과 평행한 방향으로 발생시키고, 취성 균열 선단의 응력을 완화시킴으로써, 취성 파괴에 대한 저항을 높인다.

예를 들면, 특허문헌 4에는, 제어 압연에 의해 (110)면 X선 강도비를 2 이상으로 하고, 또한 원 상당 직경 20㎛ 이상의 조대립(粗大粒)을 10％ 이하로 함으로써, 내취성 파괴 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 5에는, 조인트부의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 용접 구조용 강으로서, 소정의 압연면에 있어서 (100)면의 X선 면 강도비가 1.5 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강판이 개시되고, 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

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

상기 특허문헌 1, 2에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강판의 발명에서는, 강판 표층부만을 일단 냉각한 후에 복열시키고, 또한 복열 중에 가공을 더함으로써, 특정의 조직을 얻는다. 이 때문에, 특허문헌 1, 2에 기재된 기술은, 실생산 규모에서의 제어가 용이하지 않고, 특히 판두께가 70㎜ 이상의 후육재 제조에서는 압연, 냉각 설비로의 부하가 큰 프로세스이다.

또한, 최근의 6,000TEU를 초과하는 대형 컨테이너선에서는 판두께: 70㎜ 이상의 후강판이 사용된다. 비특허문헌 1은, 판두께: 65㎜인 강판의 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하고, 모재의 대형 취성 균열 전파 정지 시험에서 취성 균열이 정지하지 않는 결과를 보고하고 있다.

또한, 비특허문헌 1에 있어서, 공시재의 ESSO 시험은, 사용 온도 －10℃에서의 Kca의 값이 3000N/㎜^3/2를 충족시키지 않는 결과를 나타내고 있고, 비특허문헌 1은, 50㎜를 초과하는 판두께의 강판을 적용한 선체 구조의 경우, 안전성 확보가 충분하다고까지는 말할 수 없는 것을 시사하고 있다.

또한, 전술한 특허문헌 1∼5에 기재된 강판은, 모두, 제조 조건이나 개시되어 있는 실험 데이터로부터, 판두께: 50㎜ 정도가 주된 대상이며, 70㎜ 이상의 후육재로의 적용에 대해서는, 소정의 특성이 얻어질지가 불분명하고, 선체 구조에 있어서 필요한, 판두께 방향의 균열 전파 특성에 대해서는 전혀 검증되어 있지 않다.

본 발명은, 상기한 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 특히, 판두께가 70㎜ 이상, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 판두께: 70㎜ 이상에서도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 고강도 극후 강판 및 당해 강판을 안정적으로 얻는 제조 방법에 대해서 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, 판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도를 1.7 이상으로 하고, 또한, 강판 표면(간단히 「표면」이라고 하는 경우가 있음)에 있어서의 압연면에서의 (200)면 집적도를 1.3 이상으로 하는 집합 조직을 갖고, 인성(ｖTrs)이 －60℃ 이하인 경우에, 매우 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어지는 것을 알게됐다.

본 발명은, 상기한 인식에, 추가로 검토를 더하여 완성된 것으로, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

[1] 판두께: 70㎜ 이상의 고강도 극후 강판으로서, 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.5％, Mn: 0.5∼2.2％, P: 0.01％ 이하, S: 0.005％ 이하, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.005∼0.080％, Ni: 0.1∼1.5％ 및 N: 0.0050％ 이하를 함유하고, 하기식 (1)로 정의되는 Ceq: 0.39 이상이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상이고, 표면에 있어서의 압연면에서의 (200)면 집적도가 1.3 이상인 집합 조직을 갖고, 판두께 1/4 위치로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs: －40℃ 이하이고, 표면으로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs≤－60℃인 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판.

Ceq=C＋Mn/6＋Cu/15＋Ni/15＋Cr/5＋Mo/5＋V/5 (1)

(여기에서, 식 (1)에 있어서의 C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 함유하지 않는 경우는 0으로 함)

[2] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％로, Nb: 0.005∼0.05％, Cu: 0.1∼1.0％ 및 Cr: 0.01∼0.5％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1]에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판.

[3] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％로, Mo: 0.01∼0.5％, V: 0.001∼0.10％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0100％ 이하인 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판.

[4] 판두께: 70㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판의 제조 방법으로서, [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열한 후, 판두께 중앙이 오스테나이트 재결정 온도역일 때의 누적 압하율: 10％ 이상, 판두께 중앙이 오스테나이트 미(未)재결정 온도역일 때의 누적 압하율: 50％ 이상, 표면이 Ar₃ 온도 이하 또한 판두께 중앙 온도가 Ar₃ 온도 이상의 온도역일 때의 누적 압하율 10％ 이상의 조건으로 열간 압연을 행한 후, 0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하거나, 또는 0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 400℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하여 냉각 후 Ac₁ 온도 이하의 온도로 템퍼링하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 판두께 방향의 집합 조직이 적절하게 제어되기 때문에, 본 발명의 고강도 극후 강판은, 판두께: 70㎜ 이상이라도, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수하다. 예를 들면, 본 발명의 고강도 극후 강판을, 조선 분야에서는 컨테이너선, 벌크 캐리어의 강력 갑판부 구조에 있어서 해치 사이드 코밍(hatch side coaming)에 접합되는 갑판 부재에 적용함으로써, 선박의 안전성 향상에 기여한다. 이와 같이, 본 발명은, 산업상 매우 유용하다.

또한, 본 발명의 제조 방법에 의하면, 상기의 유용한 고강도 극후 강판을, 압연 조건을 최적화함으로써 제조할 수 있다. 본 발명의 고강도 극후 강판은, 공업적으로 매우 간단하고 용이한 프로세스로, 안정적으로 제조할 수 있다.

또한, 본 발명의 고강도 극후 강판은, 상기와 같이, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수함과 함께, 인성에도 우수하고, 고강도이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.

<성분 조성>

본 발명의 고강도 극후 강판은, 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.5％, Mn: 0.5∼2.2％, P: 0.01％ 이하, S: 0.005％ 이하, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.005∼0.080％, Ni: 0.1∼1.5％ 및 N: 0.0050％ 이하를 함유하고, 하기식 (1)에서 정의되는 Ceq: 0.39 이상이다.

Ceq=C＋Mn/6＋Cu/15＋Ni/15＋Cr/5＋Mo/5＋V/5 (1)

여기에서, 식 (1)에 있어서의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.

또한, 상기 성분 이외에 선택 원소로서, 추가로 질량％로, Nb: 0.005∼0.05％, Cu: 0.1∼1.0％ 및 Cr: 0.01∼0.5％의 1종 또는 2종 이상, Mo: 0.01∼0.5％, V: 0.001∼0.10％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0100％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.

상기 필수 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

이하, 각 성분에 대해서 설명한다. 본 명세서에 있어서 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C: 0.03∼0.20％

C는, 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는, 소망하는 강도를 확보하기 위해, C 함유량을 0.03％ 이상으로 한다. 또한, C 함유량이 0.20％를 초과하면, 용접성이 열화할뿐만 아니라 인성에도 악영향이 있다. 이 때문에, C 함유량은, 0.03∼0.20％의 범위로 한다. 또한, 하한에 대해서 바람직한 C 함유량은 0.05％ 이상이고, 상한에 대해서 바람직한 C 함유량은 0.15％ 이하이다.

Si: 0.03∼0.5％

Si는, 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하다. Si 함유량이 0.03％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Si 함유량이 0.5％를 초과하면 강의 표면 성상(surface quality)을 해칠뿐만 아니라, 인성이 극단적으로 열화한다. 따라서, 그 함유량을 0.03∼0.5％의 범위로 한다.

Mn: 0.5∼2.2％

Mn은, 강화 원소로서 포함된다. Mn 함유량이 0.5％보다 적으면 그 효과가 충분하지 않은 한편으로, 2.2％를 초과하면 용접성이 열화하고, 강판 비용도 상승한다. 그 때문에, Mn 함유량은, 0.5∼2.2％로 한다.

P: 0.01％ 이하, S: 0.005％ 이하

P, S는, 강 중의 불가피적 불순물이다. 이들 함유량이 많아지면 인성이 열화한다. 판두께: 70㎜ 이상의 강판에 있어서, 양호한 인성을 유지하기 위해서는, P 함유량은 0.01％ 이하, S 함유량은 0.005％ 이하로 억제한다. 또한, 각각 0.006％ 이하, 0.003％ 이하가 보다 바람직한 범위이다.

Ti: 0.005∼0.03％

Ti는, 미량의 함유에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하여 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그 효과는 Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 또한, Ti 함유량이 0.03％를 초과하면, 모재 및 용접 열 영향부의 인성이 저하된다. 그래서, Ti 함유량은 0.005∼0.03％로 한다.

Al: 0.005∼0.080％

Al은, 탈산제로서 작용하고, Al을 탈산제로서 이용하기 위해서는 Al 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, Al 함유량이 0.080％를 초과하면, 인성이 저하함과 함께, 용접한 경우에, 용접 금속부의 인성이 저하된다. 이 때문에, Al 함유량은, 0.005∼0.080％의 범위로 규정했다. 또한, 하한에 대해서 바람직한 Al 함유량은, 0.020 이상이고, 상한에 대해서 바람직한 Al 함유량은 0.040％ 이하이다.

Ni: 0.1∼1.5％

Ni는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. Ni는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있다. 이들 효과는, 모두, Ni 함유량을 0.1％ 이상으로 함으로써 발휘된다. 또한, 과도한 Ni 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판두께: 70㎜ 이상의 강판으로 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Ni 함유량은 0.1∼1.5％로 한다.

N: 0.0050％ 이하

N은, 강 중의 Al과 결합하고, 압연 가공시의 결정 입경을 조정하여, 강을 강화한다. 이 효과를 얻기 위해서는 N 함유량을 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, N 함유량이 0.0050％를 초과하면 인성이 열화한다. 그래서, N 함유량은 0.0050％ 이하로 한다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성이고 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 본 발명에서는, 추가로 특성을 향상시키기 위해, Nb, Cu, Cr, Mo, V, B, Ca, REM의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 가능하다. 또한, 이하의 임의 성분에 있어서, 하한값을 특정한 성분이 있지만, 이 하한값 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 임의 원소가 하한값 미만으로 포함되는 경우에 이 임의 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.

Nb: 0.005∼0.05％

Nb는, NbC로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출하고, 고강도화에 기여한다. 또한, Nb는 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정역을 확대시키는 효과를 갖고, 페라이트의 세립화에 기여한다. 이 때문에 Nb 함유는 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 함으로써 발휘된다. Nb 함유량이 0.05％를 초과하면, 조대한 NbC가 석출하여, 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그래서, Nb를 함유하는 경우, 그 함유량을 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.1∼1.0％

Cu는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. 이 원소는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있다. 이 원소 함유에 의한 상기 효과는, 0.1％ 이상의 함유에 의해 발휘되기는 하지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판두께: 70㎜ 이상에서도 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Cu함유량은 0.1∼1.0％로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.01∼0.5％

Cr은, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. 이 원소는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있다. 이 원소 함유에 의한 상기 효과는, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘되기는 하지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판두께: 70㎜ 이상에서도 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Cr 함유량은 0.01∼0.5％로 하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.01∼0.5％

Mo는, 모두 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. 이 원소는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있다. 상기 효과는, 0.01％ 이상의 함유에 의해서 발휘되기는 하지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판두께: 70㎜ 이상에서도 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Mo 함유량은 0.01∼0.5％로 하는 것이 바람직하다.

V: 0.001∼0.10％

V는, V(CN)으로서 석출하는 석출 강화에 의해서, 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과는, V 함유량을 0.001％ 이상으로 함으로써 발휘된다. 그러나, V 함유량이 0.10％를 초과하면, 인성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에, V를 함유시키는 경우에는, V 함유량을 0.001∼0.10％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

B: 0.0030％ 이하

B는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소로서, B 함유량이 0.0030％ 이하와 같은 미량에서도 상기 효과가 얻어진다. 또한, B 함유량이 0.0030％를 초과하면 용접부의 인성이 저하하기 때문에, B를 함유시키는 경우에는, B 함유량은 0.0030％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 효과를 얻는 관점에서는, B 함유량의 하한은 0.0006％로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0100％ 이하

Ca, REM은, 용접 열영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시킨다. 이들 성분을 함유해도 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없기 때문에 필요에 따라서 함유해도 좋다. 그러나, 과도하게 함유하면, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시키는 경우가 있다. 그래서, 이들 성분을 함유시키는 경우에는, 함유량의 상한을 각각 0.0050％, 0.0100％로 하는 것이 바람직하다.

Ceq: 0.39 이상

본 발명에 따른 고강도 극후 강판에서는, 상기 각 성분이 상기 함유량의 범위에 있는 것에 더하여, 하기식 (1)에서 나타내는 Ceq를 0.39 이상으로 조정한다. Ceq<0.39이면, 판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도를 높게 하기 어려워진다. 또한, Ceq의 상한은 특별히 한정되지 않지만 용접성을 확보하기 위해, Ceq는 0.51 이하인 것이 바람직하다.

Ceq=C＋Mn/6＋Cu/15＋Ni/15＋Cr/5＋Mo/5＋V/5 (1)

여기에서, 식 (1)에 있어서의 C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.

<집합 조직>

본 발명의 고강도 극후 강판은, 판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상, 표면(극표면에서 표면 하 1㎜의 범위)에 있어서의 압연면에서의 (200)면 집적도가 1.3 이상을 충족하는 집합 조직을 갖는다. 상기의 성분 조성을 채용함과 함께, 후술하는 제조 조건에서 집합 조직이 상기 범위를 충족하도록 제어함으로써, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판이 얻어진다.

<인성>

본 발명에서는, 판두께 1/4 위치로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs: －40℃ 이하이고, 표면으로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs≤－60℃이다. 특정 위치의 인성이 상기 범위에 있음으로써, 취성 균열 전파 정지 특성이 개선된다.

또한, 상기의 성분 조성의 조정이나 집합 조직이나 특정 위치에서의 인성의 제어에 의해, 본 발명의 고강도 극후 강판은, 고강도 및 고인성(취성 균열 전파 정지 특성 등)을 충족시킨다.

또한, 70㎜ 이상의 두께라도, 본 발명의 고강도 극후 강판은, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 등의 상기 효과를 갖는다.

<제조 방법>

상기 성분 조성의 용강을, 전로(converter) 등에서 용제하고, 연속 주조 등으로 강 소재(슬래브(slab))로 하고, 1000∼1200℃로 가열 후, 열간 압연을 행한다.

가열 온도가 1000℃ 미만에서는, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 압연을 행하는 시간을 충분히 확보할 수 없다. 한편, 가열 온도가 1200℃ 초과에서는, 오스테나이트립이 조대화하여, 인성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 산화 로스가 현저하게 되어, 수율이 저하된다. 따라서, 강 소재의 가열 온도는, 1000∼1200℃의 범위로 한다. 강판의 인성 향상의 관점에서 바람직한 가열 온도의 범위는 1000∼1150℃이다. 또한, 강 소재의 온도는 강판의 판두께 중앙 온도를 의미한다.

열간 압연에 있어서는, 우선, 판두께 중앙의 온도가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율을 10％ 이상으로 하는 압연을 행한다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 10％ 이상으로 함으로써, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도(ｖTrs): －40℃ 이하가 달성된다. 누적 압하율이 10％ 미만이면, 오스테나이트의 세립화가 불충분하여 인성이 향상하지 않고, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도: －40℃ 이하가 달성되지 않는다. 상기 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 상기 누적 압하율은 세립화의 향상 효과가 작아지기 때문에 45％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 성분 조성의 경우, 상기 조건은, 바람직하게는, 상기 열간 압연에 있어서 1100∼950℃에 포함되는 온도역에서의 누적 압하률을 10％ 이상이다.

또한, 판두께 중앙의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있을 때의 누적 압하율: 50％ 이상의 압연을 행한다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상으로 함으로써, 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상이 되는 집합 조직이 얻어진다. 반대로, 이 온도역에서의 누적 압하율이 50％ 미만이면 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상이 되는 집합 조직이 얻어지지 않는다. 상기 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 상기 누적 압하율은 압연 능률을 저해하지 않도록 75％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 성분 조성의 경우, 상기 조건은, 바람직하게는, 열간 압연에 있어서 950℃ 미만 700℃ 이상에 포함되는 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상이다.

또한, 본 발명에서는, 열간 압연에 있어서, 표면이 Ar₃ 온도 이하 또한 판두께 중앙 온도가 Ar₃ 온도 이상의 온도역에 있을 때에, 누적 압하율 10％ 이상의 압하를 행한다. 이 조건에 의해, 표면의 압연면에서의 (200)면 집적도가 1.3 이상, 표면으로부터 채취한 시험편을 이용하여 측정한 인성(ｖTrs)이 －60℃ 이하의 조직이 얻어진다. 표면이 이 온도역일 때에 누적 압하율이 10％ 미만이면 소망하는 집합 조직 및 인성이 얻어지지 않는다. 여기에서, Ar₃은, Ar₃ 온도=910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo(식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 포함하지 않는 것은 0으로 함)으로 나타난다. 또한, 표면의 온도가 Ar₃ 온도 이하인 중에서 압연에 적합한 온도역은 Ar₃∼Ar₃－80℃이다. 또한, 판두께 중앙 온도가 Ar₃ 온도 이상인 중에서, 압연에 적합한 온도역은 Ar₃＋80℃∼Ar₃℃이다.

또한, 본 발명에 있어서의 열간 압연에서는, 상기 규정한 온도역 외에서의 압연을 제한하는 것이 아니라, 적어도, 상기 규정하는 온도역에 있어서 규정의 누적 압하율의 압하가 행해지고 있으면 좋다.

압연이 종료한 강판은, 0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 냉각 속도가 0.5℃/s 미만인 경우는, 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상을 확보할 수 없다.

압연 및 냉각 후에 템퍼링 처리를 행하는 경우는, 직전의 냉각에서의 냉각 정지 온도를 400℃ 이하로 함과 함께, 판두께 중앙 온도가 Ac₁ 온도 이하에서 템퍼링 처리를 행하는 것이 필요하다. 템퍼링 처리가 Ac₁ 온도 초과의 경우에는, 압연시에 발달시킨 집합 조직을 잃게 되기 때문이다. 여기에서, Ac₁은, Ac₁ 온도=751－26.6C＋17.6Si－11.6Mn－169Al－23Cu－23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo＋233Nb－39.7V－5.7Ti－895B(식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 포함하지 않는 것은 0으로 함)로 나타난다.

또한, 이상의 설명에 있어서, 판두께 중앙 온도는, 방사 온도계로 측정한 강판 표면 온도로부터, 전열 계산에 의해 구한다. 또한, 압연 후의 냉각 조건에 있어서의 온도 조건은, 판두께 중앙 온도로 하고, 냉각 속도도 판두께 중앙 온도에 기초하여 산출된 평균 냉각 속도를 의미한다.

(실시예)

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.

표 1에 나타내는 각 성분 조성의 용강(강 기호: 1∼19)을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 소재로 하고, 판두께: 70∼120㎜로 열간 압연 후, 냉각을 행하여 No.1∼27의 공시강을 얻었다. 표 2에 가열 조건, 열간 압연 조건과 냉각 조건을 나타낸다. 또한, 템퍼링을 행한 것에 대해서는 템퍼링 온도도 나타냈다.

얻어진 강판에 대해서, 판두께 1/4 위치에서, Φ14의 JIS 14A호 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행하여, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS)를 측정했다. YS가 390㎫ 이상, TS가 510㎫ 이상인 것을 양호로 평가했다.

판두께의 1/4 위치 및 강판 표면에서 JIS 4호 충격 시험편을 시험편의 길이 축의 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 채취하고, 샤르피 충격 시험을 행하여, 파면 전이 온도(ｖTrs)를 구했다. 1/4 위치의 ｖTrs가 －40℃ 이하, 표면의 ｖTrs가 －60℃ 이하인 것을 양호로 했다.

또한, 강판의 집합 조직을 평가하기 위해, 판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도 및 강판 표면(극표면에서 표면 하 1㎜의 범위)에 있어서의 (200)면 집적도를 측정했다.

면 집적도는, X선 회절 장치(리가쿠덴키가부시키가이샤 제조)를 사용하고, Mo선원을 이용하여 측정을 행했다.

다음으로, 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하기 위해, 온도 구배형 ESSO 시험을 행하여, －10℃에 있어서의 Kca값(이하, Kca(－10℃) N/㎜^3/2라고도 기재함)을 구했다. Kca(－10℃)가 6000 N/㎜^3/2 이상인 것을 양호로 했다.

표 3에 이들 시험 결과를 나타낸다.

표 3에 나타난 결과로부터, 본 발명에 따른 공시강 No.1∼10, 27의 경우, 판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상이고, 또한 강판 표면에 있어서의 압연면에서의 (200)면 집적도가 1.3 이상의 집합 조직을 갖고, 인성이 (ｖTrs) －60℃ 이하이고, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도가 －40℃ 이하이고, Kca(－10℃)가 6000 N/㎜^3/2 이상으로 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어졌다.

한편, 본 발명을 벗어나는 공시강 No.11∼26(No.18 제외)의 경우, 상기의 어느 규정을 만족하고 있지 않고, Kca의 값이 5500 N/㎜^3/2 이하였다. No.18은 강도가 부족했다.

Claims

판두께: 70㎜ 이상의 고강도 극후 강판으로서,
질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.5％, Mn: 0.5∼2.2％, P: 0.01％ 이하, S: 0.005％ 이하, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.005∼0.080％, Ni: 0.1∼1.5％ 및 N: 0.0050％ 이하를 함유하고, 하기식 (1)로 정의되는 Ceq: 0.39 이상이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
판두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211)면 집적도가 1.7 이상이고, 강판 표면에서의 (200)면 집적도가 1.3 이상인 집합 조직을 갖고,
판두께 1/4 위치로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs: －40℃ 이하이고,
표면으로부터 채취한 JIS 4호의 충격 시험편을 이용하여 측정한 인성이 ｖTrs≤－60℃인 고강도 극후 강판.
Ceq=C＋Mn/6＋Cu/15＋Ni/15＋Cr/5＋Mo/5＋V/5 (1)
(여기에서, 식 (1)에 있어서의 C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 함유하지 않는 경우는 0으로 함)
제1항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로 질량％로, Nb: 0.005∼0.05％, Cu: 0.1∼1.0％ 및 Cr: 0.01∼0.5％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 극후 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로 질량％로, Mo: 0.01∼0.5％, V: 0.001∼0.10％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0100％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 극후 강판.
판두께: 70㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판의 제조 방법으로서,
제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열한 후,
판두께 중앙이 오스테나이트 재결정 온도역일 때의 누적 압하율: 10％ 이상, 판두께 중앙이 오스테나이트 미재결정 온도역일 때의 누적 압하율: 50％ 이상, 표면이 Ar₃ 온도 이하 또한 판두께 중앙 온도가 Ar₃ 온도 이상의 온도역일 때의 누적 압하율 10％ 이상의 조건으로 열간 압연을 행한 후,
0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하거나, 또는 0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 400℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하여 냉각 후 Ac₁ 점 이하의 온도로 템퍼링하는 고강도 극후 강판의 제조 방법.
판두께: 70㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후 강판의 제조 방법으로서,
제3항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열한 후,
판두께 중앙이 오스테나이트 재결정 온도역일 때의 누적 압하율: 10％ 이상, 판두께 중앙이 오스테나이트 미재결정 온도역일 때의 누적 압하율: 50％ 이상, 표면이 Ar₃ 온도 이하 또한 판두께 중앙 온도가 Ar₃ 온도 이상의 온도역일 때의 누적 압하율 10％ 이상의 조건으로 열간 압연을 행한 후,
0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하거나, 또는 0.5℃/s 이상의 냉각 속도로 400℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하여 냉각 후 Ac₁ 점 이하의 온도로 템퍼링하는 고강도 극후 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서, 상기 표면이 Ar₃ 온도 이하 또한 판두께 중앙 온도가 Ar₃ 온도 이상의 온도역일 때의 누적 압하율이 10％ 이상 25% 이하인 고강도 극후 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 표면이 Ar₃ 온도 이하 또한 판두께 중앙 온도가 Ar₃ 온도 이상의 온도역일 때의 누적 압하율이 10％ 이상 25% 이하인 고강도 극후 강판의 제조 방법.