KR20080090574A - 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강 및 그제조 방법 - Google Patents

용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강 및 그제조 방법 Download PDF

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리끼오 지지이와
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신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
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Abstract

본 발명은 복잡한 제조법을 이용하지 않고 저비용으로 제조할 수 있는 용접성 및 HAZ의 저온 인성이 우수한 해양 구조물용 고강도 두께 강판과 그 제조법을 제공하는 것으로, 질량 ％로, C : 0.03 내지 0.12 ％, Si : 0.05 내지 0.30 ％, Mn : 1.2 내지 3.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.001 내지 0.015 ％, Cu ＋ Ni : 0.10 ％ 이하, Al : 0.001 내지 0.050 ％, Ti : 0.005 내지 0.030 ％, Nb : 0.005 내지 0.10 ％, N : 0.0025 내지 0.0060 ％를 함유한 용강을, 연속 주조법에 의해 주조하고, 그때의 이차 냉각에 있어서의 응고점 근방으로부터 800 ℃까지의 냉각 속도를 0.06 내지 0.6 ℃/s로 한 주물편을 얻은 후에 열간 압연하고, 800 ℃ 이상의 온도로부터 냉각하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강과 그 제조법이다.
저온 인성, 용접성, 주물편, 용접 열영향부, 용접 구조용 강

Description

용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강 및 그 제조 방법{STEEL FOR WELDED STRUCTURE EXCELLENT IN LOW TEMPERATURE TOUGHNESS OF HEAT AFFECTED ZONE OF WELDED PART, AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은, 용접성이 우수하고, 또한 HAZ의 저온 인성이 우수한 해양 구조물용 고강도 두께 강판과 그 제조법에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 건축, 교량, 조선, 건설 기기 등의 분야에도 널리 적용할 수 있다.
종래, 해양 구조물용 강으로서 이용되고 있는 고강도 강에 대해, 용접성이 우수한 강의 제조 방법으로서, 열간 압연 후의 냉각 속도를 제어함으로써 용접성의 지표인 Pcm을 저감시킬 수 있는 기술이 알려져 있다. 또한 HAZ(Heat Affected Zone)에 있어서의 인성이 우수한 강의 제조 방법으로서, 예를 들어 일본 특허 공개 평5-171341호 공보에 기재되어 있는 바와 같이, 강재에 Ti을 첨가함으로써 Ti 산화물(이후 TiO)을 핵으로서 입내 페라이트(Intragranular Ferrite ; IGF)의 생성을 촉진시키는 기술이 알려져 있다. 또한, 일본 특허 공고 소55-26164호 공보 및 일본 특허 공개 2001-164333호 공보 등에 기재되어 있는 바와 같이, Ti 질화물(이후 TiN)을 매트릭스에 분산시킴으로써, 재열시의 매트릭스의 입성장을 핀 고정 효과에 의해 억제하여 HAZ 인성을 확보하는 기술이나, 일본 특허 공개 평11-279684호 공보에 기재되어 있는 바와 같이, 매트릭스 중에 분산시킨 Ti-Mg 산화물은, 핀 고정 효과에 의해 재열시의 입성장을 억제할 뿐만 아니라 IGF의 생성 촉진 효과에 의해 페라이트를 미세화시켜 HAZ 인성을 확보한다는 기술이 알려져 있다. 그러나, 상기한 HAZ 인성이 우수한 강을 제조하는 기술은, 매우 복잡한 프로세스를 필요로 하고, 또한 고비용이라는 문제가 있다.
또한, TiO 혹은 TiN을 강 중에 균일하게 분산시켜 HAZ 조직을 미세화하는 기술에 있어서, 최적의 TiO 및 TiN 입자의 화학 성분치나 입자 직경에 대해서도 검토가 행해지고 있다. 예를 들어, 일본 특허 공개 2001-164333호 공보에는, Ti와 N의 비(Ti/N)가 1.0 내지 6.0인 강재에 있어서, 용접 전의 강재 중에 입자 직경이 0.01 내지 0.10 ㎛인 TiN 입자를 5 × 105 내지 1 × 106개/㎟ 함유시킴으로써 HAZ 인성이 우수한 강을 제조할 수 있다고 기재되어 있다.
그러나, 일본 특허 공개 2001-164333호 공보에 기재된 기술을 이용하여 원하는 대로의 입자를 분산시키기 위해서는, 주물편의 냉각 단계인 900 내지 1300 ℃ 사이에서 10분 이상의 시효 처리가 필요하다고 기재되어 있다. 이러한 고온에서의 시효 처리는 매우 곤란하고, 또한 열 효율이나 생산 능력의 관점으로부터도 바람직하지 않다.
한편, 일본 특허 공개 평7-252586호 공보에 따르면, 강 중에 MnS이 생성한 경우, HAZ 조직에서 MnS을 핵으로 하여 IGF의 생성이 촉진하여 실효적으로 결정립 직경이 미세화되기 때문에 원하는 인성을 확보할 수 있다. 그러나, 명확한 이유는 없지만, 실용 강에 있어서의 Mn 첨가량에는 실제적으로 상한치가 설정되어 있기 때문에, 얻어지는 MnS량은 IGF 생성 촉진 효과를 최대한으로 발휘시키기 위해서는 충분하지 않다.
또한, 일본 특허 공개 평3-264614호 공보에서는, TiN 및 MnS 생성의 상호 작용에 대해서는, TiN는 MnS의 석출핵으로서 기능한다고 되어 있고, 또한 이들의 석출물을 유효하게 활용하기 위한 응고시의 냉각 속도를 1000 내지 600 ℃의 범위에서 5.0 ℃/min(약 0.08 ℃/s) 이하로 해야 하는 발명이 제안되어 있지만, 그 이유에 대해 정량적으로는 서술되어 있지 않다. 그로 인해, 최적의 냉각 속도는 불명확하다.
본 발명은, 복잡한 제조법을 이용하지 않고 저비용으로 제조 가능한 용접성 및 HAZ의 저온 인성이 우수한 해양 구조물용 고강도 두께 강판과 그 제조법을 제공한다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 질량 ％로, C : 0.03 내지 0.12 ％, Si : 0.05 내지 0.30 ％, Mn : 1.2 내지 3.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.002 내지 0.015 ％, Cu ＋ Ni : 0.10 ％ 이하, Al : 0.001 내지 0.050 ％, Ti : 0.005 내지 0.030 ％, Nb : 0.005 내지 0.027 ％, N : 0.0025 내지 0.0060 ％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직으로서 베이나이트 조직을 80 ％ 이상 갖는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부(HAZ)의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강.
(2) 질량 ％로, 또한 Mo : 0.03 ％ 이하, V : 0.03 ％ 이하, Cr : 0.3 ％ 이하, Ca : 0.0035 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 용접 열영향부(HAZ)의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강.
(3) 질량 ％로, C : 0.03 내지 0.12 ％, Si : 0.05 내지 0.30 ％, Mn : 1.2 내지 3.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.002 내지 0.015 ％, Cu ＋ Ni : 0.10 ％ 이하, Al : 0.001 내지 0.050 ％, Ti : 0.005 내지 0.030 ％, Nb : 0.005 내지 0.027 ％, N : 0.0025 내지 0.0060 ％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용강을 연속 주조법에 의해 주조하고, 그때의 이차 냉각에 있어서 의 응고점 근방으로부터 800 ℃까지의 냉각 속도를 0.06 내지 0.6 ℃/s로 한 주물편을 얻은 후에 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부(HAZ)의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강의 제조법.
(4) 질량 ％로, 또한 Mo : 0.03 ％ 이하, V : 0.03 ％ 이하, Cr : 0.3 ％ 이하, Ca : 0.0035 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (3)에 기재된 용접 열영향부(HAZ)의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강의 제조법.
(5) 상기 열간 압연 조건에 있어서, 상기 주물편을 1200 ℃ 이하의 온도로 재가열 후, 미재결정 온도 영역에 있어서 누적 압하율로 40 ％ 이상의 열간 압연을 하고, 850 ℃ 이상에서 열간 압연을 완료시킨 후, 800 ℃ 이상의 온도로부터 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 400 ℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 (3) 또는 (4)에 기재된 용접 열영향부(HAZ)의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강의 제조법.
(6) (5)의 제조법에 있어서, 상기 열간 압연하여 얻어진 강을 냉각하고, 그 후 400 내지 650 ℃에서 템퍼링 처리를 실시하는 것 특징으로 하는 용접 열영향부(HAZ)의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강의 제조법.
본 발명은 상기한 과제를 해결하기 위해, 비교적 합금 비용이 낮은 Mn을 다량 첨가하는 것에 의해, 저비용으로 또한 강도 인성을 확보하면서, TiN의 핀 고정 효과에 의한 결정립 조대화 억제 효과 혹은, MnS에 의한 IGF 생성 촉진 효과를 복합적으로 사용함으로써 우수한 HAZ 인성을 확보하고자 하는 기술이다.
도1은 Mn 및 TiN의 인성치로의 영향에 대해 모식적으로 나타낸 것이며, Mn의 증가에 수반하여 인성은 향상하고, 특히 Mn 첨가량이 1.2 ％ 이상이 되면 그 효과는 현저해진다. 그러나, Mn 첨가량이 2.5 ％를 넘는 부분에서 그 효과가 포화하고, 3.0 ％를 넘으면 역으로 인성이 열화하고 있다. 또한, 고Mn계 강의 주조시에 있어서의 냉각 속도를 제어하여 TiN을 분산시킨 것에 대해서는, 모든 Mn 영역에 있어서 인성이 향상한다.
(1)에서 나타낸 화학 성분의 범위 내에서, 질량 ％로 C : 0.08 ％, Si : 0.15 ％, Mn : 2.0 ％, P : 0.08 ％, S : 0.003 ％, Al : 0.021 ％, Ti : 0.01 ％, Nb : 0.01 ％, N : 0.005 ％를 함유한 주물편에 대해, 열역학 계산을 이용하여 평형 상태에서 생성할 수 있는 TiN량을 예측한 결과, 체적률(TiN의 체적/강의 체적)로 4.08 × 10-4인 것을 알았다.
Figure 112008067061710-PAT00001
을 결정립 직경,
Figure 112008067061710-PAT00002
를 석출물의 입자 직경, f를 석출물의 체적률로 한 Nishizawa의 식 1 및 앞의 계산에서 얻어진 체적률(4.08 × 10-4)을 이용하면, 석출물의 핀 고정 효과에 의해 얻어지는 결정립 직경이, 우수한 인성을 충분히 확보할 수 있다고 여겨지고 있는 100 ㎛ 이하로 되는 것은, 석출물의 입자 직경이 0.4 ㎛ 이하인 경우만이라는 결과가 얻어졌다. 열적으로 안정된 TiN은, 용접 등의 고온 단시간 가열에 있어서도 분해하지 않고 결정립 직경의 조대화를 억제하기 때문에, 높은 HAZ 인성을 얻는 효과는 충분히 유지된다.
[식 1]
Figure 112008067061710-PAT00003
식 1에 따르면, 결정립 직경 100 ㎛ 이하의 조직을 갖는 주물편을 얻기 위해서는, 석출물의 입자 직경을 0.4 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 그로 인해, 주물편의 냉각 속도를 0.06 ℃/s 이상, 바람직하게는 0.08 ℃/s 이상, 더 바람직하게는 0.1 ℃/s 이상으로 제어하는 것이 필요로 된다. 판 두께의 효과에 의해, 동일 주물편 사이에서도 냉각 속도에 큰 차이가 생긴다. 특히 주물편 표면과 주물편 중심부에서는 온도차가 크고, 온도 이력도 각각 다르다. 그러나, 냉각 속도는 일정한 범위에 머무는 것을 알고 있다. 따라서, 주물편 냉각 속도를 제어함으로써, 종래는 Ti/N비 만으로 결정되고 있었던 TiN의 제어가 가능하게 된다.
한편, MnS에 의한 IGF 생성 촉진 효과는 용접시의 TiN에 의한 입성장 억제 효과가 충분히 발휘되지 않았던 경우 특히 유효하다. 즉, TiN이 가열에 의해 용해하게 된 경우이다. 본 발명 강에는 2.0 ％ 정도의 다량의 Mn이 첨가되어 있는 것, 및 MnS이 비교적 고온 영역에서 생성되는 사실로부터, 본 발명 강의 용접 온도에 있어서의 MnS의 생성량은 종래 양의 Mn을 첨가한 강에 비해 증가하고, 결과적으로 용접 후의 냉각에 있어서의 IGF의 생성 빈도가 증대한다. 이로 인해, 실효적으로 HAZ 조직이 미세화된다.
또한, 고강도 또한 고인성을 갖는 후판(厚板)의 제조에 대해서는 다양한 방법을 들 수 있지만, 인성을 확보하기 위해서는 열연 후에 직접 켄칭(DQ)한 후에 템 퍼링(T) 처리를 실시하는 DQT법이 바람직하다. 그러나, T 처리는 일단 냉각한 후에 재가열하여 그 온도에서 일정 시간 유지하는 공정으로 인해 비용이 상승한다. 비용 저감의 관점으로부터는, 가능한 한 T 처리는 피하고자 한다. 그런데, 본 발명 강은 T 처리를 실시하지 않고 우수한 인성을 확보할 수 있기 때문에, 비용을 상승시키지 않고 고성능 강판을 제조할 수 있다. 단, 특별히 인성이 요구되는 경우에는, T 처리를 행하는 것에 의해 더 우수한 인성을 갖는 강재를 얻을 수 있다.
이하에 본 발명의 한정 이유에 대해 설명한다. 우선, 본 발명 강재의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하의 조성에 대한 ％는 질량 ％를 의미한다.
C은 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이고, 0.03 ％ 이상의 첨가가 필요하지만, 다량의 첨가는 HAZ의 인성 저하를 초래할 우려가 있기 때문에, 그 상한치를 0.12 ％로 한다.
Si는 탈산제로서 이용되고, 또한 고용 강화에 의해 강의 강도를 증가시키는데 유효한 원소이지만, 0.05 ％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 적고, 한편 0.30 ％를 넘어 함유시키면 HAZ 인성이 열화한다. 이로 인해, Si는 0.05 내지 0.30 ％로 한정했다. 또한, 더 바람직한 함유량은 0.05 내지 0.25 ％이다.
Mn은 강의 강도를 증가하기 위해 고강도화에는 유효한 원소이다. 또한 Mn은 S와 결합하여 MnS을 생성하지만, 이것이 IGF의 생성핵으로 되어 용접 열영향부의 미세화를 촉진함으로써 HAZ 인성의 열화를 억제한다. 그로 인해, 원하는 강도를 유지하면서 용접 열영향부의 인성을 확보하기 위해서는 1.2 ％ 이상의 함유량이 필요하다. 단, 3.0 ％를 넘는 Mn을 첨가하면, 역으로 인성이 열화한다고 한다. 이 로 인해, Mn은 1.2 내지 3.0 ％로 한정했다. 또한, Mn량은 1.5 내지 2.5 ％가 바람직하다.
P은 입계에 편석하여 강의 인성을 열화시키므로, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.015 ％까지는 허용할 수 있기 때문에 0.015 ％ 이하로 한정했다.
S은 주로 MnS을 형성하여 강 중에 존재하고, 압연 냉각 후의 조직을 미세하게 하는 작용을 갖지만, 0.015 ％ 이상의 함유는 판 두께 방향의 인성ㆍ연성을 저하시킨다. 이로 인해, S은 0.015 ％ 이하인 것이 필수이다. 또한, MnS을 IGF의 생성핵으로서 이용하여 세립화 효과를 얻기 위해서는, S은 0.001 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 그로 인해, S는 0.001 내지 0.015 ％로 한정했다.
Cu는 종래 강도를 확보하기 위해 유효한 원소이지만, 열간 가공성의 저하를 초래한다. 이것을 회피하기 위해 Cu 첨가량과 대략 동일한 양의 Ni을 첨가하는 것이 종래 행해져 왔다. 그런데, Ni은 매우 비용이 높은 원소이기 때문에, Ni을 다량으로 첨가하는 것은 본 발명 강의 목적인 저비용화를 달성할 수 없는 요인으로 될 수 있다. 그래서 본 발명 강에서는, Mn에 의해 강도를 확보하는 사상에 서서, Cu 및 Ni은 의도적으로 첨가하지 않는 것으로 했다. 그러나, 스크랩을 이용하여 슬래브(slab)를 제조하는 경우, 각각 0.05 ％ 정도는 불가피적으로 혼입하게 될 우려가 있기 때문에, Cu ＋ Ni을 0.10 ％ 이하로 한정했다.
Al은 Si와 마찬가지로 탈산을 위해 필요한 원소이지만, 0.001 ％ 미만에서는 탈산이 충분히 행해지지 않고, 0.050 ％를 넘는 과도한 첨가는 HAZ 인성을 열화시킨다. 이로 인해, Al은 0.001 내지 0.050 ％로 한정했다.
Ti은 N와 결합하여 강 중에 TiN을 형성시키기 때문에, 0.005 ％ 이상의 첨가가 바람직하다. 단, 0.030 ％를 넘어 Ti를 첨가하면, TiN을 조대화시키고, 본 발명의 목적인 TiN에 의한 결정립 직경 조대화 억제 효과를 저하시킬 우려가 있다. 이로 인해, Ti은 0.005 내지 0.030 ％로 한정했다.
Nb는 오스테나이트의 미재결정 영역을 확대하여, 페라이트의 세립화를 촉진하는 효과가 있는 동시에, Nb 탄화물을 생성하여 강도의 확보를 초래하는 원소이기 때문에 0.005 ％ 이상의 함유가 필요하다. 그러나, 0.10 ％를 넘는 Nb를 첨가하면, Nb 탄화물에 의한 HAZ 취화가 생기기 쉬워지기 때문에, Nb는 0.005 내지 0.10 ％로 한정했다.
N는 Ti과 결합하여 강 중에 TiN을 형성시키기 때문에, 0.0025 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 단, N는 고용 강화 원소로서도 매우 큰 효과가 있기 때문에, 다량으로 첨가하면 HAZ 인성을 열화할 우려가 있다. 그로 인해, HAZ 인성에 큰 영향을 주지 않고 TiN의 효과를 최대한으로 얻어질 수 있도록, N의 상한을 0.0060 ％로 했다.
Mo, V, Cr은 모두 켄칭성 향상에 유효한 원소이고, TiN에 의한 조직 세립화 효과를 최적화하기 위해, 필요에 따라서 일종 또는 이종 이상을 선택하여 함유해도 좋다. 그 중에서도 V은, TiN과 함께 VN으로서 조직 미세화 효과를 최적화할 수 있고, 부가하여, VN에 의한 석출 강화를 촉진시키는 효과를 갖는다. 또한, Mo, V, Cr의 함유에 의해 Ar3점이 저하하기 때문에, 페라이트립의 미세화 효과가 더 커지는 것이 기대된다. 또한, Ca의 첨가에 의해 MnS의 형태를 제어할 수 있고, 저온 인성이 더 향상하기 때문에, 엄격한 HAZ 특성이 요구되는 경우에는 Ca을 선택하여 첨가할 수 있다. 또한, Mg은 HAZ에 있어서의 오스테나이트의 입성장을 억제하여 미립화시키는 작용이 있고, 그 결과 HAZ 인성이 향상하기 때문에, 특별히 HAZ 인성이 엄격한 경우에는 Mg을 선택하여 첨가할 수 있다. 그 첨가량은, Mo : 0.2 ％ 이하, V : 0.03 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Ca : 0.0035 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하이다.
한편, 0.2 ％를 넘는 Mo 및 0.5 ％를 넘는 Cr를 첨가한 경우, 용접성이나 인성을 손상하거나 또한 비용도 상승하는 것이 고려되고, 0.03 ％를 넘는 V를 첨가한 경우, 용접성이나 인성을 손상하기 때문에 이들을 상한으로 했다. 또한, 0.0035 ％를 넘는 Ca의 첨가는 강의 청정도를 손상하여, 수소 유기 크랙 감수성을 높이게 되므로 0.0035 ％를 상한으로 했다. Mg은 0.005 ％를 넘는 첨가를 행해도 오스테나이트 세립화 효과분이 작아 비용상 득책은 아니기 때문에, 0.005 ％를 상한으로 했다.
강 조직을 80 ％ 이상 베이나이트 조직으로 하는 이유는, 저합금강이면서 HAZ 인성을 확보하면서, 충분한 강도를 얻기 위해서는 베이나이트 조직 주체인 것이 필요하고, 그것이 80 ％ 이상이면 달성을 할 수 있기 때문이다. 바람직하게는 85 ％ 이상, 더 바람직하게는 90 ％ 이상이 베이나이트 조직인 것이 좋다.
다음에, 본 발명 강재의 제조 조건에 대해 설명한다.
주조 후의 주물편의 냉각에 대해, 응고점 근방으로부터 800 ℃까지의 냉각 속도가 0.06 내지 0.6 ℃/s인 것이 바람직하다. Nishizawa의 식에 따르면, 석출물에 의한 핀 고정 효과에 의해 결정립 직경을 100 ㎛ 이하로 유지하기 위해서는, 석출물의 입자 직경이 0.4 ㎛ 이하일 필요가 있고, 그 달성을 위해서는 주조 단계에서 0.06 ℃/s 이상의 주물편 냉각 속도가 필요로 된다. 열적으로 안정된 TiN는, 그 후의 용접 등의 고온 단시간 가열이라도 분해되는 일은 없이 존재하기 때문에, 용접 등의 가열시에 있어서도 핀 고정 효과를 기대할 수 있어 HAZ 인성을 확보할 수 있다. 그러나, 주물편 냉각 속도가 지나치게 커지면, 미세 석출물의 양이 증대하여 주물편의 취화를 야기하는 것이 우려된다. 그로 인해, 주조 후의 주물편의 냉각에 대해서는, 응고점 근방으로부터 800 ℃까지의 냉각 속도를 0.06 내지 0.6 ℃/s로 한정했다. 또한, 0.10 내지 0.6 ℃/s가 바람직하다.
가열 온도에 대해서는, 1200 ℃ 이하의 온도인 것이 필요하다. 이 이유로서는, 1200 ℃ 초과의 고온측에 가열됨으로써, 응고시에 냉각 속도를 제어하여 생성된 석출물이 재용해하게 될 가능성이 있기 때문이다. 또한, 상변태를 완료시키는 목적으로는 1200 ℃에서 충분하고, 그때에 생긴다고 판단되는 결정립의 조대화도 미리 방지할 수 있기 때문이다. 이상으로부터, 가열 온도를 1200 ℃ 이하로 한정했다.
본 발명에서는, 미재결정 온도 영역에 있어서 누적 압하율로 40 ％ 이상의 열간 압연을 행할 필요가 있다. 그 이유로서, 미재결정 온도 영역에 있어서의 압하량의 증가는 압연 중의 오스테나이트립의 미세화에 기여하고, 결과적으로 페라이트립을 미세화하여 기계적 성질을 향상시키는 효과가 있기 때문이다. 이러한 효과 는, 미재결정 영역에서의 누적 압하율이 40 ％ 이상에서 현저해진다. 이로 인해, 미재결정 영역에서의 누적 압하량을 40 ％ 이상으로 한정했다.
또한, 주물편은 850 ℃ 이상에서 열간 압연을 완료시킨 후, 800 ℃ 이상의 온도로부터 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 400 ℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다. 800 ℃ 이상으로부터 냉각하는 이유로서, 800 ℃ 미만으로부터 냉각을 개시하면 켄칭성의 관점으로부터 불리하게 되어 소요의 강도가 얻어지지 않을 가능성이 있기 때문이다. 또한, 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 균일한 미크로 조직을 가진 강을 얻는 것을 기대할 수 없기 때문에, 결과적으로 가속 냉각의 효과가 작다. 또한, 일반적으로 400 ℃ 이하까지 냉각하면 변태는 충분히 완료한다. 또한, 본 발명 강에 있어서는, 5 ℃/s 이상의 냉각 속도에서 400 ℃ 이하까지 냉각을 계속해도 충분한 인성을 확보할 수 있기 때문에, 특별히 T 처리를 실시하지 않고 강재로서 사용할 수 있다. 상기한 이유에 의해, 본 발명 강의 제조 조건으로서, 강편을 850 ℃ 이상까지 열간 압연을 완료시킨 후, 800 ℃ 이상의 온도로부터 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 400 ℃/s 이하까지 냉각하는 것으로 한정했다.
특히 높은 인성값이 요구되고 열간 압연 후에 템퍼링 처리를 실시하는 경우에는, 400 내지 650 ℃의 템퍼링 온도에서 행할 필요가 있다. 템퍼링 처리를 행하는 경우, 템퍼링 온도가 고온이 될수록 결정립 성장의 구동력이 커지지만, 650 ℃를 넘으면 입성장이 현저해진다. 또한, 400 ℃ 미만의 템퍼링 처리에서는, 그 효과가 충분히 얻어지지 않는 것이 판단된다. 이들의 이유에 의해, 열간 압연 후에 템퍼링 처리를 하는 경우에는, 400 내지 650 ℃의 템퍼링 처리 조건에서 행하는 것 으로 한정했다.
본 발명에 따르면 용접에 의한 HAZ의 결정립 조대화를 억제하여, 매우 HAZ 인성이 안정된 고수준의 강재가 얻어진다.
(실시예)
다음에, 본 발명의 실시예에 대해 서술한다.
표 1의 화학 성분을 갖는 용강을 표 2에 나타내는 이차 냉각 속도로 주조한 슬래브를, 표 2에서 나타내는 조건으로 열간 압연을 행하여 강판으로 한 후, 기계적 성질을 평가하기 위해 각종 시험을 행했다. 인장 시험편은 각 강판의 판 두께의 1/4t 부위로부터 JIS4호 시험편을 채취하고, YS(0.2 ％ 내력), TS, EI를 평가했다. 모재 인성은 각 강판의 판 두께 1/4t로부터 2 ㎜ V 노치 시험편을 채취하고, -40 ℃에서 샤르피(charpy) 충격 시험을 행하여 얻어지는 충격 흡수 에너지값으로 평가했다. HAZ 인성은, 용접 입열 10 kJ/㎜ 상당의 재현 열사이클 시험을 실시한 강재를, -40 ℃에서의 샤르피 충격 시험에 의해 얻어지는 충격 흡수 에너지값에 의해 평가했다. 또한, 표 2에 나타내는 주조시의 냉각 속도는, 응고 실적으로부터 계산으로 산출한 이차 냉각시의 냉각 속도이다. 또한, 표 3에 나타내는 베이나이트 분율은, 나이탈(nital)로 에칭한 강재의 조직을 광학 현미경으로 관찰하는 것에 의해 평가했다. 편의적으로 입계 페라이트 및 MA 이외의 부분을 베이나이트 조직으로 간주했다.
표 3에는, 각 강에 있어서의 기계적 성질을 정리한 것을 나타낸다. 강 1 내지 22는 본 발명의 예인 강판에 대해 나타낸 것이다. 표 1 및 표 2로부터 명백한 바와 같이, 이들의 강판은 화학 성분과 제조 조건의 각 요건을 만족하고 있고, 표 3에 나타내는 바와 같이 모재 특성이 우수하고, 대입열 용접(High Heat Input Weding)에 있어서도 -40 ℃에서의 샤르피 충격 에너지값은 150 J 이상으로 고인성을 갖고 있는 것을 알 수 있다. 또한, 규정 범위 내이면, Mo, V, Cr, Ca, Mg을 첨가해도, 템퍼링 처리를 실시해도 양호한 인성을 얻어지는 것을 알 수 있다.
한편, 강 23 내지 36은 본 발명으로부터 일탈한 비교예를 나타낸 것이다. 이들의 강은, 각각 Mn량(강 23, 28), C량(강 32, 33), Nb량(강 24, 35), Ti량(강 25), Si량(강 26), Al량(강 34), N량(강 27), Mo, V량(강 29), Cr량(강 27), Ca, Mg량(강 31), 주조시의 냉각 속도(강 25), 템퍼링 처리(강 30), 누적 압하율(강 28, 32), 재가열 온도(강 31), 압연 후의 냉각 개시 온도(강 36), 베이나이트 분율(강 32, 35)의 조건이 발명의 것과 다르기 때문에, HAZ 인성이 떨어지고 있다고 할 수 있다.
[표 1]
Figure 112008067061710-PAT00004
[표 2]
Figure 112008067061710-PAT00005
[표 3]
Figure 112008067061710-PAT00006
도1은 Mn 및 TiN의 인성치로의 영향을 모식적으로 나타낸 도면이다.

Claims (2)

  1. 질량 ％로,
    C : 0.03 내지 0.12 ％,
    Si : 0.05 내지 0.30 ％,
    Mn : 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.002 내지 0.015 ％,
    Al : 0.001 내지 0.050 ％,
    Ti : 0.005 내지 0.030 ％,
    Nb : 0.005 내지 0.027 ％,
    N : 0.0025 내지 0.0060 ％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직으로서 베이나이트 조직을 80 ％ 이상 갖는 것을 특징으로 하는 해양 구조물용 고강도 두께 강판.
  2. 제1항에 있어서, 질량 ％로, 또한
    V : 0.03 ％ 이하,
    Ca : 0.0035 ％ 이하,
    Mg : 0.0050 ％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 해양 구조물용 고강도 두께 강판.
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