KR101984531B1

KR101984531B1 - 취성 균열 전파 정지 특성과 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판과 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101984531B1
Application number: KR1020157025128A
Authority: KR
Inventors: 코이치 나카시마; 요시코 다케우치; 카즈쿠니 하세; 신지 미타오
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-03-26
Filing date: 2013-10-24
Publication date: 2019-05-31
Also published as: BR112015021658A2; WO2014155439A1; KR20170117235A; PH12015501681A1; CN105102651A; TW201502282A; KR20150119281A; CN105102651B; JP5598617B1; TWI500774B; JPWO2014155439A1

Abstract

선박에 이용하기 적합한 판두께 50㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 특정의 성분 조성을 갖고, 금속 조직이 페라이트상 주체의 조직이며, 판두께 표층부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.8 이상인 집합 조직을 갖고, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs가 －50℃ 이하인 후강판 및 그의 제조 방법이다.

Description

취성 균열 전파 정지 특성과 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판과 그의 제조 방법{HIGH STRENGTH THICK STEEL PLATE WITH SUPERIOR BRITTLE CRACK ARRESTABILITY AND HIGH HEAT INPUT WELDING PERFORMANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

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

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

컨테이너선이나 벌크 캐리어(bulk carrier) 등의 선박은 그 구조상, 선체 외판(outer plate of ship's hull)에 고강도의 후육(large thickness)재를 사용한다. 최근에는 선체의 대형화에 수반하여 한층 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 저조 탱크에 있어서는, 9％ Ni강이 상업 규모로 사용되고 있다.

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

한편, LNG와 같은 극저온(ultra low temperature)에까지 이르지 않는, 선박이나 라인 파이프에 사용되는, 판두께가 50㎜ 미만인 비교적 얇은 강재에 대해서는, TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)법에 의해 세립화(decreasing a 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, 판두께 표층부의 조직을 초미세화한 강재(ultra fine grained steel)가 특허문헌 1에서 제안되고 있다.

특허문헌 1에는, 취성 균열이 전파할 때, 강재 판두께 표층부에 발생하는 시어립(shear-lips; 소성 변형 영역)이 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 효과가 있는 것에 착안하여, 시어립 부분의 결정립을 미세화시켜, 전파하는 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 판두께 표층 부분을 Ar₃ 변태점(transformation point) 이하로 냉각하고, 그 후 제어 냉각(controlled cooling)을 정지하여 판두께 표층 부분을 변태점 이상으로 복열(recuperate)시키는 공정을 1회 이상 반복하여 행하고, 이 사이에 강재에 압하를 가함으로써, 반복 변태시키거나 또는 가공 재결정시켜, 판두께 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 페라이트립(grain)을 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 함으로써 국소적인 재결정 현상을 억제하는 것이 기재되어 있다.

그러나, 특허문헌 1, 2에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강재는, 강재 판두께 표층부만을 일단 냉각한 후에 복열시키고, 또한 복열 중에 가공을 가함으로써, 특정의 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 도입한 전위(dislocation)를 열적 에너지에 의해 재배치하여 서브그레인을 형성시키는 압연 조건, (d) 형성한 미세한 페라이트 결정립과 미세한 서브그레인립의 조대화(coarsening)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 생성시켜, 취성 균열 선단(tip)의 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 조대립(large-size grain)을 10％ 이하로 함으로써, 내취성 파괴 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.

특허문헌 5에는 용접 조인트부(welded joint)의 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 용접 구조용 강으로서, 판두께 내부의 압연면에 있어서의 (100)면의 X선 면강도비가 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

그런데, 최근의 6,000TEU(Twenty-foot Equivalent Unit)를 초과하는 대형 컨테이너선에서는 판두께 50㎜를 초과하는 후강판이 사용된다. 비특허문헌 1에서는, 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 못 미치는 결과가 나타나, 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 입열량(heat input)이 커지면, 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)의 조직이 조대화하기 때문에, 용접 열영향부의 인성은 저하되는 것이 알려져 있다. 이러한 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(粒內; in grains) 페라이트 변태를 촉진함으로써, 용접 열영향부의 인성을 증가시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 대입열 용접부의 용접 열영향부의 인성은 우수하기는 하지만, 취성 균열 전파 정지 특성은 고려되지 않아, 양 특성을 만족하는 것은 얻어지고 있지 않았다.

그래서 본 발명은, 강 성분 및 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 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제의 달성을 목표로 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 시험의 파면을 상세하게 조사한 결과, 도 1의 (b)에 나타내는 바와 같은 파면 형태가 되는 경우에, 취성 균열의 폭이 작아짐에 수반하여 균열 선단부의 응력 확대 계수가 작아지고, 그 결과, 강판의 어레스트 성능(arrestability)이 높아진다. 도 1의 (a) 및 (b)는 표준 ESSO 시험편(1)의 노치(2)로부터 돌입한 균열(3)이 모재(5)에 있어서 선단 형상(4)으로 전파를 정지한 예를 개략적으로 나타낸다.

2. 상기와 같은 파면 형태를 얻기 위해서는, 판두께 표층부와 판두께 중앙부의 어레스트 성능을 향상시킬 필요가 있다. 판두께 표층부와 판두께 중앙부의 어레스트 성능을 향상시키는 방법으로서, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부의 인성을 향상시키는 것이 유효하다. 그러나, 판두께 50㎜를 초과하는 바와 같은 후강판에서는 냉각 속도나 압하율 등에 제한이 있어, 판두께 중앙부의 인성을 향상시키기에는 한계가 존재한다.

3. 인성 향상 외에 어레스트 성능을 향상시키는 수법으로서는, 판두께 중앙부의 집합 조직을 제어하는 것이 유효하고, 특히 압연 방향에 대하여 평행으로 (110)면을 집적(integrating)시키고, 압연 방향 혹은 판폭 방향으로 진전하는 균열을 각각 압연 방향 혹은 판폭 방향으로부터 비스듬하게 빗나가도록 집합 조직 제어를 행하는 것이 유효하다.

4. 또한, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에서의 누적 압하율을 20％ 이상, 또한, 1패스당의 평균 압하율을 5.0％ 이하로 함으로써, 판두께 표층부의 조직의 미세화를 도모한다. 그 후, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에서의 누적 압하율을 40％ 이상, 또한, 1패스당의 평균 압하율을 7.0％ 이상으로 함으로써, 판두께 중앙부의 인성 및 집합 조직을 발달시킬 수 있어, 전술한 조직을 실현할 수 있다.

5. 대입열 용접부의 인성을 향상하는 수법으로서, TiN, CaS와 MnS의 복합 황화물을 미세하게 분열시키고, 용접에 의해 고온에 노출되었을 때의 입성장(growing of grains)을 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: 0.50％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0005∼0.0040％, Al: 0.005∼0.10％, Ti: 0.004∼0.030％, N: 0.0036∼0.0075％ 이하, Ca: 0.0005∼0.0030％, O: 0.0040％ 이하를 포함하고, 또한, Ca, O, S의 각 함유량은, 하기식 (1)을 충족하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 금속 조직이 페라이트 주체이며, 판두께 표층부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.8 이상인 집합 조직을 갖고, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도(Charpy fracture transition temperature) vTrs가 －50℃ 이하인 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판.

0＜(Ca－(0.18＋130×Ca)×0)/1.25/S≤0.8…(1)

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

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

vTrs_(표층)＋1.9×vTrs_(1/2t)－6×I_RD _{//(110)[표층]}－84×I_RD _{//(110)[1/2t]}≤－350…(2)

단, 식 (2)에 있어서,

vTrs_(표층): 판두께 표층부의 샤르피 파면 전이 온도(℃)

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

I_RD _{//(110)[표층]}: 판두께 표층부의 RD//(110)면의 집적도

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

또한, t는 판두께(㎜)이다.

3. 강 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.003∼0.050％, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, W: 0.4％ 이하, V: 0.2％ 이하, B: 0.0003∼0.0030％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 또는 2에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판.

4. 강 조성이, 추가로, 질량％로, Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.001∼0.020％, REM: 0.001∼0.020％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판.

5. 1, 3 또는 4 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 900∼1150℃의 온도로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역과 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율의 합계를 65％ 이상, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서, 누적 압하율을 20％ 이상, 또한, 1패스당의 평균 압하율을 5.0％ 이하로 하는 압연을 실시하고, 이어서, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서, 누적 압하율을 40％ 이상, 또한, 1패스당의 평균 압하율을 7.0％ 이상으로 하는 압연을 행하고, 그 후, 4.0℃/s 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판의 제조 방법.

6. 600℃ 이하까지 냉각한 후, 추가로, A_C1점 이하의 온도로 템퍼링(tempering)하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 5에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 판두께 방향으로 집합 조직이 적절히 제어되어, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한, 대입열 용접용 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 얻어진다. 판두께 50㎜ 이상, 바람직하게는 판두께 50㎜ 초과하고, 보다 바람직하게는 판두께 55㎜ 이상, 한층 더 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 도면이며, 도 1의 (a)는 시험편을 평면측으로부터 관찰한 도면, 도 1의 (b)는 시험편의 파면을 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명에서는, 1. 강 조성, 2. 판두께 표층부 및 중앙부의 인성과 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％로 한다. 바람직하게는 0.05∼0.15％이다.

Si: 0.50％ 이하

Si는 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하다. 그러나, 0.01％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 없는 경우가 있다. 한편, 0.50％를 초과하면 강의 표면 성상(surface quality)을 손상시킬 뿐만 아니라 인성이 열화된다. 따라서 그 첨가량을 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.01∼0.40％의 범위이다.

Mn: 1.0∼2.0％

Mn은, 강화 원소로서 첨가한다. 1.0％보다 적으면 그 효과가 충분하지 않다. 한편, 2.0％를 초과하면 용접부의 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Mn은 1.0∼2.0％로 한다. 바람직하게는, 1.1∼1.8％의 범위이다.

P: 0.030％ 이하

P는, 불가피적으로 혼입되는 불순물로서, 0.030％를 초과하면, 모재 및 용접부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한을 0.030％로 한다.

S: 0.0005∼0.0040％

S는, 필요한 CaS 혹은 MnS를 생성하기 위해 0.0005％ 이상 필요하다. 한편, 0.0040％를 초과하면, 모재의 인성을 열화시킨다. 이 때문에, S는 0.0005∼0.0040％로 한다.

Al: 0.005∼0.10％

Al은, 탈산제로서 작용하고, 이를 위해서는 0.005％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.10％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킴과 함께, 용접한 경우에, 용접 금속부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Al은, 0.005∼0.10％의 범위로 규정한다. 바람직하게는 0.005∼0.08％, 더욱 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∼0.0075％

N은, TiN의 필요량을 확보함에 있어서 필요한 원소이다. 0.0036％ 미만에서는 충분한 TiN량이 얻어지지 않고, 용접부 인성이 열화된다. 0.0075％를 초과하면, 용접열 사이클(welding heat cycle)을 받았을 때에 TiN이 재고용(re-dissolution)하여 고용(solid solute) N이 과잉하게 생성되어 인성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, N은 0.0036∼0.0075％로 한다. 바람직하게는, 0.0037∼0.0068％의 범위이다.

Ca: 0.0005∼0.0030％

Ca는, S의 고정에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키려면 Ca를 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.

O: 0.0040％ 이하

O는 불가피적 불순물로서 강 중에 함유되고, 응고시에 산화물이 되어 석출되고, 강의 청정도를 저하시킨다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 O를 저감하는 것이 바람직하다. 특히, O 함유량이 0.0040％를 초과하면 CaO계 개재물이 조대화하여 모재 인성을 저하시켜 버린다. 이 때문에, O는 0.0040％ 이하로 한다.

본 발명에 있어서, 이하의 식 (1)을 만족할 필요가 있다.

0＜(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8…(1)

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

Ca, O 및, S는, 식 (1)의 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 이하이면, CaS가 정출(crystalize)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 용융하기 때문에 미세 분산이 달성되지 않는다. 한편, (Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S의 값이 0.8을 초과하면, S가 거의 Ca에 의해서 고정되어, 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, 0.10∼0.8％이다.

이상이 본 발명에 있어서의 바람직한 기본 성분 조성이다. 더욱 특성을 향상시키기 위해, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo, W, V, B의 1종 이상을 함유하는 것이 가능하다.

Nb: 0.003∼0.050％

Nb는, NbC로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출되고, 고강도화에 기여한다. 또한, 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정 온도역을 확대시키는 효과를 갖고, 페라이트 및 베이나이트의 세립화에 기여하기 때문에, 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 Nb를 0.003％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 0.003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.050％를 초과하여 첨가하면, 조대한 NbC가 석출되어, 반대로 인성의 저하를 초래하기 때문에, 함유시키는 경우에는, 그 상한을 0.050％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.005∼0.040％의 범위이다.

Cu, Ni, Cr, Mo, W

Cu, Ni, Cr, Mo, W는 모두 강의 퀀칭성(hardenability)을 높이는 원소이다. 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 첨가할 수 있다. 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 0.5％, Ni는 1.0％, Cr은 0.5％, Mo는 0.5％, W는 0.4％로 하는 것이 바람직하다.

V: 0.2％ 이하

V는, V(C, N)로서 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: 0.0003∼0.0030％

B는 미량으로 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해 0.0003％ 이상 함유시켜도 좋다. 그러나, 0.0030％를 초과하여 함유하면 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, B를 함유시키는 경우에는 0.0030％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0003∼0.0026％의 범위이다.

본 발명에서는, 특성을 향상시키기 위해, 상기 성분 조성에 추가로 Mg, Zr, REM의 1종 이상을 함유하는 것이 가능하다.

Mg: 0.0005∼0.0050％

Mg는, 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이기 때문에, 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 이 효과는 0.0005％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0050％를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, Mg를 첨가하는 경우에는, 첨가량을 0.0005∼0.0050％로 하는 것이 바람직하다.

Zr: 0.001∼0.020％

Zr은, 강 중에서 산화물을 형성하고, 그 산화물이 분산됨으로써 용접 열영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 효과를 갖고, 첨가해도 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없기 때문에 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 이 효과는 0.001％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도하게 첨가하면, 효과가 포화되고, 또한, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는, 첨가량의 상한을 0.020％로 하는 것이 바람직하다.

REM: 0.001∼0.020％

REM은, 강 중에서 산화물을 형성하고, 그 산화물이 분산됨으로써 용접 열영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 효과를 갖고, 첨가해도 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없기 때문에 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 이 효과는 0.001％ 이상 함유함으로써 발휘되기 때문에, 함유시키는 경우에는, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도하게 첨가하면, 효과가 포화되고, 또한 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는, 첨가량의 상한을 0.020％로 하는 것이 바람직하다.

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 집합 조직

본 발명에서는, 압연 방향 또는 압연 직각 방향 등 수평 방향(강판의 면 내 방향)으로 진전하는 균열에 대하여 균열 전파 정지 특성을 향상시킬 수 있는 도 1의 파면 형태를 얻기 위해, 판두께 표층부 및 중앙부에서의 인성과 RD//(110)면의 집적도를, 적절히 규정한다.

우선, 모재 인성이 양호한 것이 균열의 진전을 억제하기 위한 전제가 된다. 본 발명에 따른 강판에서는, 판두께 표층부 및 중앙부에서의 인성으로서, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs를 －50℃ 이하로 규정한다.

또한, RD//(110)면의 집합 조직을 발달시킴으로써, 벽개면(cleavage planes)을 균열 주(主)방향에 대하여 비스듬하게 집적시키고, 미세한 균열 분기(branch)를 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 후육재에서, 구조 안전성을 확보함에 있어서 목표로 여겨지는 Kca(－10℃)≥6000N/㎜^3/2의 취성 균열 전파 정지 성능을 얻는 경우, 판두께 표층부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 바람직하게는 1.6 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도를 1.8 이상, 바람직하게는 2.0 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, 본 발명에서는, 판두께 표층부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 바람직하게는 1.6 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도를 1.8 이상, 바람직하게는 2.0 이상으로 한다.

한편, 판두께 표층부 혹은 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 4.0을 초과하면 집합 조직이 과도하게 발달하기 때문에, 미세한 균열 분기가 발생하는 것이 아니라 취성 균열이 명료하게 분기해 버려, 취성 균열 선단의 응력 완화의 효과에 의한 취성 균열 전파 정지 성능이 발휘되기 어려워진다. 이 때문에, 판두께 표층부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도 및, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도는, 모두 4.0 이하인 것이 바람직하다.

여기에서, 판두께 표층부, 혹은, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도란, 다음의 것을 가리킨다. 우선, 판두께 표층부 혹은 판두께 중앙부로부터 판두께 1㎜의 샘플을 채취하고, 판면에 평행한 면을 기계 연마(mechanical polishing)·전해 연마(electrolytic polishing)함으로써, X선 회절용의 시험편을 준비한다. 또한, 판두께 표층부의 경우에는, 최표면에 가까운 쪽의 면을 연마하는 것으로 한다. 이 시험편을 이용하여, Mo선원(Mo X-ray source)을 이용하고 X선 회절 장치를 사용하여, X선 회절 측정을 실시하여, (200), (110) 및 (211) 정극점도(pole figures)를 구하고, 얻어진 정극점도로부터 3차원 결정 방위 밀도 함수(orientation distribution functions)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(integrating) 적산값을 구하고, 이 적산값을 상기 적산한 방위의 개수로 나눈 값을, RD//(110)면의 집적도라고 칭한다.

전술한 모재 인성 및 집합 조직의 규정에 더하여, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도 및 RD//(110)면의 집적도가, 하기 (2)식을 충족하는 것이, 바람직하다.

단, 식 (2)에 있어서

vTrs_(표층): 판두께 표층부의 샤르피 파면 전이 온도(℃)

vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도(℃)

I_RD _{//(110)[표층]}: 판두께 표층부의 RD//(110)면의 집적도

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

상기 (2)식이 만족됨으로써, 더욱 우수한 취성 균열 전파 정지 성능을 얻을 수 있다.

3. 금속 조직

본 발명에 있어서, 금속 조직이 페라이트 주체인 것으로 한다. 여기에서, 본 발명에 있어서, 금속 조직이 페라이트 주체란, 페라이트상의 면적분율이 전체의 60％ 이상인 것으로 한다. 잔부는, 베이나이트, 마르텐사이트(섬 형상 마르텐사이트를 포함함), 펄라이트 등이 합계의 면적분율로 40％ 이하이면 허용된다.

페라이트를 주체로 하는 조직에 있어서, 통상의 오스테나이트역 압연에서의 압연 조건에 의해 페라이트를 주체로 하는 금속 조직을 얻은 경우, 목적으로 하는 인성은 얻어지기는 하지만, 압연 후에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태할 때에 변태 시간이 충분히 존재하기 때문에, 얻어지는 집합 조직이 랜덤이 되어 버려, 목표로 하는 판두께 표층부에 있어서 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 바람직하게는 1.6 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.8 이상, 바람직하게는 2.0 이상을 달성할 수 없다. 그래서, 후술과 같이 압연 조건을 궁리함으로써, 페라이트 주체의 조직이라도 판두께 표층부에 있어서 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 바람직하게는 1.6 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.8 이상, 바람직하게는 2.0 이상을 얻을 수 있다.

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 온도역에서의 합계의 누적 압하율 외에, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 경우와, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 경우의 각각에 대해서, 누적 압하율 및 1패스당의 평균 압하율을 규정하는 것이 바람직하다. 이들을 규정함으로써, 후강판의 판두께 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs 및 RD//(110)면의 집적도에 대해서, 소망하는 특성을 얻을 수 있다.

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

이어서, 강 소재를, 900∼1150℃의 온도로 가열하고 나서 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다. 양호한 인성을 얻으려면 가열 온도를 낮게 하고, 압연 전의 결정 입경을 작게 하는 것이 유효하다. 그러나, 가열 온도가 900℃ 미만에서는 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 압연을 행하는 시간을 충분히 확보할 수 없다. 또한, 1150℃ 초과에서는 오스테나이트립이 조대화하여 인성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 산화 로스(loss)가 현저해져 수율이 저하된다. 따라서, 가열 온도는 900∼1150℃로 하는 것이 바람직하다. 인성의 관점에서 보다 바람직한 가열 온도의 범위는 1000∼1100℃이다.

일반적으로, 통상의 오스테나이트역 압연을 실시함으로써, 페라이트를 주체로 하는 금속 조직을 얻은 경우, 목적으로 하는 인성은 얻어지기는 하지만, 압연 후에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태할 때에 변태 시간이 충분히 존재하기 때문에, 얻어지는 집합 조직이 랜덤이 되어 버린다. 이 때문에, 통상의 오스테나이트역 압연에서는, 본 발명에 있어서 목표로 하는 판두께 표층부에 있어서 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 바람직하게는 1.6 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.8 이상, 바람직하게는 2.0 이상을 달성할 수 없다. 그래서, 본 발명에 있어서는, 이하에 서술하는 바와 같이, 열간 압연 조건을 규정하는 것이 바람직하고, 이에 따라, 페라이트 주체의 조직이라도 판두께 표층부에 있어서 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 바람직하게는 1.6 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.8 이상, 바람직하게는 2.0 이상을 얻을 수 있다.

열간 압연은, 우선, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서, 누적 압하율을 20％ 이상, 또한, 1패스당의 평균 압하율 5.0％ 이하로 하는 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이 누적 압하율을 20％ 이상으로 함으로써 오스테나이트가 세립화하고, 최종적으로 얻어지는 금속 조직도 세립화하여, 인성이 향상된다. 한편, 이 온도역에 있어서의 1패스당의 평균 압하율을 5.0％ 이하로 함으로써, 강재의 특히 표층 부근에 변형을 도입할 수 있다. 이에 따라 판두께 표층부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도를 1.3 이상, 바람직하게는 1.6 이상으로 할 수 있고, 더욱 판두께 표층부가 세립화되어, 판두께 표층부의 인성 향상 효과가 얻어진다.

다음으로, 판두께 중앙부의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서 누적 압하율 40％ 이상 또한 1패스당의 평균 압하율을 7.0％ 이상으로 하는 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 40％ 이상으로 함으로써, 판두께 중앙부의 집합 조직을 충분히 발달시키고, 또한 1패스당의 평균 압하율을 7.0％ 이상으로 함으로써 판두께 중앙부의 RD//(110)면의 집적도를 1.8 이상, 바람직하게는 2.0 이상으로 할 수 있다.

또한 상기의 오스테나이트 재결정 온도역 및 오스테나이트 미재결정 온도역을 합한 전체로서 누적 압하율은 65％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 전체의 누적 압하율을 65％ 이상으로 함으로써, 조직에 대하여 충분한 압하량을 확보할 수 있어, 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 600℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각 속도를 4.0℃/s 이상으로 함으로써, 조직이 조대화하는 일 없이 세립 조직이 얻어져, 목표로 하는 우수한 인성을 얻을 수 있다. 냉각 속도가 4.0℃/s 미만에서는 조직이 조대화해 버려, 목표로 하는 인성이 얻어지지 않는다. 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 함으로써, 재결정의 진행을 회피할 수 있고, 열간 압연 및 그에 이어지는 냉각에 의해 얻어진 소망하는 집합 조직을 유지할 수 있다. 냉각 정지 온도가 600℃보다 높으면 냉각 정지 후에도 재결정이 진행되어 소망하는 집합 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(simulation) 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법(difference method)을 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％)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 1

표 1에 나타내는 각 조성의 용강(강 기호 A∼R)을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 소재(슬래브 250㎜ 두께)로 하여, 판두께 50∼80㎜로 열간 압연 후, 냉각을 행하여 No.1∼30의 공시강을 얻었다. 일부에 대해서는, 냉각 후에 템퍼링도 실시했다. 표 2에, 열간 압연 조건, 냉각 조건 및 템퍼링 조건을 나타낸다.

얻어진 후강판에 대해서, 판두께의 1/4 부분으로부터 φ14의 JIS14A호 시험편을 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 직각이 되도록 채취하고, 인장 시험을 행하여, 항복점(YS; yield strength), 인장 강도(TS; tensile strength)를 측정했다.

얻어진 후강판의 압연 길이 방향과 평행한 판두께 단면을 경면 연마(mirror-polishing)한 후, 에칭(etching)에 의해 현출(現出; exposing)시킨 금속 조직을 광학 현미경에 의해 관찰했다.

또한, 인성값을 평가하기 위해, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부(이하, 판두께 중앙부를 1/2t부라고 기재하는 경우가 있음)로부터 JIS4호 충격 시험편을 시험편의 길이축의 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 채취하고, 샤르피 충격 시험(Charpy impact test)을 행하여, 파면 전이 온도(vTrs)를 각각 구했다. 여기에서, 판두께 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 시험(온도 구배형 ESSO 시험)을 행하여, －10℃에 있어서의 Kca값(Kca(－10℃))을 구했다.

대입열 용접 특성을 평가하기 위해, 공시 강판에 개선(開先; groove) 가공을 행하고(개선 각도 20°), 시판의 저온용 강용 일렉트로 가스 아크 용접용 와이어(electrogas arc welding wire)를 사용하여, 대입열 용접(300∼750kJ/㎝)의 일렉트로 가스 용접(EGW)에 의해 조인트를 작성했다. 그 후, HAZ 인성을, 판두께 방향의 표면과 이면(裏面) 1㎜ 위치에 대해서 본드부(weld bond)에 노치(notch)를 넣은 샤르피 충격 시험편을 이용하여, 시험 온도 －20℃에서의 흡수 에너지: vE －20℃(3개의 평균값)를 구했다.

또한, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도를 다음과 같이 하여 구했다. 우선, 판두께 표층부 혹은 판두께 중앙부로부터 판두께 1㎜의 샘플을 채취하고, 판면에 평행한 면을 기계 연마·전해 연마함으로써, X선 회절용의 시험편을 준비한다. 또한, 판두께 표층부의 경우에는, 최표면에 가까운 쪽의 면을 연마한다. 이 시험편을 이용하여, Mo선원을 이용하고 X선 회절 장치를 사용하여, X선 회절 측정을 실시하여, (200), (110) 및 (211) 정극점도를 구하고, 얻어진 정극점도로부터 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 평행이 되는 방위의 3차원 결정 방위 밀도 함수의 값을 적산하여 적산값을 구하고, 이 적산값을 상기 적산한 방위의 개수로 나눈 값을, RD//(110)면의 집적도로 했다.

표 3에 이들의 시험 결과를 나타낸다. 판두께 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 인성값(파면 전이 온도 vTrs) 및 집합 조직이 본 발명의 범위 내인 공시 강판(제조 No.1∼13)의 경우, Kca(－10℃)가 6000N/㎜^3/2 이상이 되어, 우수한 취성 균열 전파 정지 성능을 나타냈다. 또한, 용접 열영향부의 흡수 에너지: vE －20℃가 125J 이상으로 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 1∼13)에 있어서는, (2)식을 충족하고 있지 않는 공시 강판(제조 번호 14)과 비교하여, 높은 Kca(－10℃)의 값이 얻어졌다. 또한, 이들 공시 강판(제조 No.1∼14)의 금속 조직은, 모두 페라이트 주체였다.

한편, 성분 조성 또는 제조 조건이 본 발명 범위 외이고, 강판의 인성 또는 집합 조직이 본 발명의 규정을 충족하지 않는 공시 강판(제조 번호 15∼30)에서는, Kca(－10℃)의 값이 6000N/㎜^3/2에 못 미치거나, 및/또는, 용접 열영향부의 흡수 에너지: vE －20℃가 100J에 못 미치기 때문에, 본 발명예와 비교하여 뒤떨어져 있었다.

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

Claims

강 조성이, 질량％로, C: 0.03∼0.15％, Si: 0.50％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0005∼0.0040％, Al: 0.005∼0.10％, Ti: 0.004∼0.030％, N: 0.0036∼0.0075％ 이하, Ca: 0.0005∼0.0030％, O: 0.0040％ 이하를 포함하고, 또한, Ca, O, S의 각 함유량은, 하기식 (1)을 충족하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 금속 조직이 페라이트 주체이며, 판두께 표층부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.3 이상, 판두께 중앙부에 있어서의 RD//(110)면의 집적도가 1.8 이상인 집합 조직을 갖고, 판두께 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도 vTrs가 －50℃ 이하인 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성 및 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판.
0＜(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8…(1)
단, 식 (1)에 있어서, Ca, O, S는 함유량(질량％)으로 한다.
제1항에 있어서,
판두께 표층부 및 판두께 중앙부의 샤르피 파면 전이 온도 및 RD//(110)면의 집적도가, 하기 (2)식을 충족하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성 및 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판.
vTrs_(표층)＋1.9×vTrs_(1/2t)－6×I_{RD//(110)[표층]}－84×I_{RD//(110)[1/2t]}≤－350…(2)
단, 식 (2)에 있어서,
vTrs_(표층): 판두께 표층부의 샤르피 파면 전이 온도(℃)
vTrs_(1/2t): 판두께 중앙부(t/2)의 샤르피 파면 전이 온도(℃)
I_{RD//(110)[표층]}: 판두께 표층부의 RD//(110)면의 집적도
I_{RD//(110)[1/2t]}: 판두께 중앙부(t/2)의 RD//(110)면의 집적도로 한다.
또한, t는 판두께(㎜)이다.
제1항에 있어서,
강 조성이, 추가로, 하기의 그룹 (A) 및 (B) 중 적어도 하나를 함유하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성 및 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판.
(A) 질량％로, Nb: 0.003∼0.050％, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, W: 0.4％ 이하, V: 0.2％ 이하, B: 0.0003∼0.0030％의 1종 또는 2종 이상
(B) 질량％로, Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.001∼0.020％, REM: 0.001∼0.020％의 1종 또는 2종 이상
제2항에 있어서,
강 조성이, 추가로, 하기의 그룹 (A) 및 (B) 중 적어도 하나를 함유하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성 및 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판.
(A) 질량％로, Nb: 0.003∼0.050％, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, W: 0.4％ 이하, V: 0.2％ 이하, B: 0.0003∼0.0030％의 1종 또는 2종 이상
(B) 질량％로, Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.001∼0.020％, REM: 0.001∼0.020％의 1종 또는 2종 이상
제1항, 제3항 또는 제4항 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 900∼1150℃의 온도로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역과 오스테나이트 미(未)재결정 온도역을 합한 전체로서 누적 압하율을 65％ 이상, 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역에 있는 상태에 있어서, 누적 압하율을 20％ 이상, 또한, 1패스당의 평균 압하율을 5.0％ 이하로 하는 압연을 실시하고,
이어서, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있는 상태에 있어서, 누적 압하율을 40％ 이상, 또한, 1패스당의 평균 압하율을 7.0％ 이상으로 하는 압연을 행하고, 그 후, 4.0℃/s 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성 및 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서,
600℃ 이하까지 냉각한 후, 추가로 A_C1점 이하의 온도로 템퍼링하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성 및 대입열 용접 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 강판의 제조 방법.