KR20140113974A

KR20140113974A - 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140113974A
Application number: KR1020147020336A
Authority: KR
Inventors: 요시코 다케우치; 키미히로 니시무라; 카즈쿠니 하세; 신지 미타오
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-12-20
Publication date: 2014-09-25
Also published as: CN104024456A; TWI504758B; JP5733424B2; WO2013099177A1; BR112014015780A8; TW201333218A; CN104024456B; KR101676710B1; BR112014015780A2; JPWO2013099177A1

Abstract

취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후(厚)강판 및 그의 제조 방법을 제공한다.
구조용 고강도 후강판으로서, 집합 조직으로서 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도와, 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도를, 추가로, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도를, 소망하는 취성 균열 전파 정지 특성에 따라서 특정한 후강판이다. 열간 압연 후, 판두께 중앙부의 온도가 재결정역, 미재결정역에 있어서 각각 강압하 압연을 행하고, 그 후, 냉각한다.

Description

취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH THICK STEEL PLATE FOR CONSTRUCTION HAVING EXCELLENT CHARACTERISTICS FOR PREVENTING DIFFUSION OF BRITTLE CRACKS, AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 사용하는, 판두께 50㎜ 초과의 후(厚)강판으로서 적합한 취성 균열 전파 정지 특성(brittle crack arrestability)이 우수한 구조용 고강도 후강판(high strength steel plate) 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 있어서는, 취성 파괴(brittle fracture)에 수반하는 사고가 경제나 환경에 미치는 영향이 크다. 그 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 사용한다. 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 있고, 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(cryogenic 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(ultrafine-grained)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 Ar₃ 변태점(Ar₃ temperature) 이하로 냉각하고, 그 후 제어 냉각(controlled cooling)을 정지하여 표층 부분을 변태점 이상으로 복열(reheat)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 위해, 강재의 양 표면부는 원 상당 입경(粒徑)(average grain diameter equivalent to a circle): 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 ratio)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 세퍼레이션을 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 diffraction intensity according to (110) plane)를 2 이상으로 하고, 또한 원 상당 지름(average grain diameter equivalent to a circle) 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 개시되고, 당해 집합 조직 발달에 의한 응력 부하 방향과 균열 전파 방향의 각도의 어긋남에 의해 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 것이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 6, 7에는 제어 압연에 있어서의 평균 압하율을 규정함으로써 판두께 방향의 각 부(판두께의 1/4부, 판두께 중앙부 등)에 있어서 집합 조직을 발달시키는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 용접 구조용 강의 제조 방법이 기재되어 있다.

일본특허공고 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 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 1은, 판두께 65㎜의 강판의 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하여, 모재의 대형 취성 균열 전파 정지 시험으로 취성 균열이 정지하지 않는 결과를 보고하고 있다.

또한, 공시재의 ESSO 시험(ESSO test compliant with the guideline for brittle crack arrest design(2009, CLASS NK))에서는 사용 온도 ―10℃에 있어서의 Kca의 값이 3000N/㎜^3/2에 충족하지 못하는 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㎜ 정도가 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, 판두께 50㎜를 초과하는 후강판에 있어서도, 압연 조건을 최적화하고, 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, 판두께 50㎜를 초과하는 후육 강판에서도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 고강도 후강판 및 당해 강판을 안정적으로 얻는 제조 방법에 대해서 예의 연구를 거듭하여, 우수한 모재 인성을 갖는 것을 전제로, 판두께 중앙부에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도(X-ray diffraction intensity according to {311} <011> direction measured for a plane parallel to the surface of the rolled plate)가 2.5 이상, 또한 판두께 1/4부에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도가 0.7 이상의 집합 조직을 갖는 경우에 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어지는 것을 인식했다.

본 발명은 얻어진 인식에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 본 발명은,

1. 구조용 고강도 후강판으로서, 상기 집합 조직으로 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도가 2.5 이상, 또한 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도가 0.7 이상의 집합 조직을 갖고, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도가 ―40℃ 이하인 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

2. 강의 화학 성분이, 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.50％, Mn: 0.5∼2.2％, P: 0.030％ 이하, S: 0.010％ 이하, Ti: 0.005∼0.030％, Al: 0.005∼0.080％, N: 0.0050％ 이하, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 1에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

3. 강의 화학 성분이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.050％, Cu: 0.01∼0.50％, Ni: 0.01∼1.00％, Cr: 0.01∼0.50％, Mo: 0.01∼0.50％, V: 0.001∼0.100％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0100％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 2에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

4. 판두께가 50㎜ 초과인 것을 특징으로 하는 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판.

5. 2 또는 3 중 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고, 열간 압연에 있어서 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역의 온도역에서는 누적 압하율 30％ 이상, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역의 온도역에서는 누적 압하율 50％ 이상의 압연을 행한 후, 압연 종료 온도로부터 40℃ 이내의 온도역으로부터 3.0℃/s 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판의 제조 방법.

본 발명에 의해 얻어지는 후강판은 판두께 50㎜ 초과라도, 판두께 방향의 각 위치에 따라서 집합 조직이 적절하게 제어되기 때문에, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수하다. 본 발명을, 판두께 50㎜ 이상, 바람직하게는 판두께 50㎜ 초과, 보다 바람직하게는 판두께 55㎜ 이상, 더욱 바람직하게는 판두께 60㎜ 이상의 강판에 적용하는 것이, 종래 기술에 따른 강에 대하여 보다 현저한 우위성을 발휘하기 때문에, 유효하다. 예를 들면, 조선 분야에서는 컨테이너선, 벌크 캐리어의 강력 갑판부 구조에 있어서 해치 사이드 코밍(hatch side coaming)에 접합되는 갑판 부재에 적용함으로써 선박의 안전성 향상에 기여하는 바가 커서 산업상 매우 유용하다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명에서는, 1. 강판 내부의 집합 조직, 2. 모재 인성을 규정한다.

1. 강판 내부의 집합 조직

본 발명에서는, 압연 방향 또는 압연 직각 방향 등 판면에 평행한 방향으로 전파하는 균열에 대하여 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 판두께 중앙 위치에 있어서 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도와, 판두께 1/4 위치에 있어서 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도를 규정한다.

판두께 1/4 위치에 있어서 압연면에서의 {100} <011> 방위를 발달시키면, 균열의 굴곡 즉 응력 부가 방향으로부터 균열이 빗나가는 것에 의한 균열 선단의 응력 확대 계수가 저하되는 효과나, 미세한 세퍼레이션의 발생에 의해 균열 선단의 응력 완화의 효과에 의해 취성 균열 전파 정지 특성이 향상된다.

판두께 중앙 위치에서 압연면에 평행하게 {311} <011> 방위를 발달시키면, 균열 진전에 앞서 미시적인 크랙이 발생하여, 균열 진전의 저항이 된다.

판두께의 1/4의 위치에서 압연면에 평행하게 {110} <001> 방위를 발달시키면, 균열 전파 정지 특성이 향상되는 이유는, 균열 돌입 직후의 균열 전파 에너지의 흡수 능력이 높아져, 균열 진전이 억제되기 때문이라고 생각되지만, 상세하게는 불명하다.

전술한 바와 같이, {311} <011> 방위와 {110} <001> 방위는, 균열의 정지에 대하여 각각 독립적으로 작용하는 것이다. 이와 같이, 균열의 정지에 대하여 서로 독립한 유효한 작용을 갖는 조직을 소재 전체의 단면(斷面) 내에서 복수 종류 갖는 것이, 본 발명의 큰 특징이다.

최근의 컨테이너선이나 벌크 캐리어 등 선체 외판에 이용되게 된 판두께 50㎜를 초과하는 후육재로, 구조 안전성을 확보하는 데에 있어서 목표로 여겨지는 Kca(－10℃)≥6000N/㎜^3/2의 취성 균열 전파 정지 특성을 얻는 경우, 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도를 2.5 이상, 또한 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도를 0.7 이상으로 한다.

여기에서, 방위 강도는, X선 회절 장치를 사용하고, Mo 선원을 이용하여 (200), (110) 및 (211) 정극점도를 구하고, 얻어진 정극점도(pole figure)로부터 3 차원 결정 방위 분포 밀도 함수(three-dimensional crystallographic orientation distribution function)를 계산함으로써 구할 수 있다.

2. 모재 인성

모재 인성이, 양호한 특성을 갖는 것이 균열의 진전을 억제하기 위한 전제가 되기 때문에, 본 발명에 따른 강판에서는 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도도 소망하는 취성 균열 전파 정지 특성에 따라서 적절하게 규정한다.

판두께 50㎜를 초과하는 후육재로, 구조 안전성을 확보하는 데에 있어서 목표로 여겨지는 Kca(－10℃)≥6000N/㎜^3/2의 취성 균열 전파 정지 특성을 얻는 경우, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도는 ―40℃ 이하로 규정한다.

이하, 판두께 50㎜를 초과하는 후육재로, Kca(－10℃)≥6000N/㎜^3/2의 취성 균열 전파 정지 특성을 얻는 경우에 바람직한 강의 화학 성분과 제조 조건에 대해서 설명한다.

[화학 성분] 설명에 있어서 ％는 질량％이다.

C: 0.03∼0.20％

C는 강의 강도를 향상하는 원소이며, 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 규정했다. 또한, 바람직하게는 0.05∼0.15％이다.

Si: 0.03∼0.50％

Si는 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하지만, 0.03％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 없다. 한편, 0.50％를 초과하면 강의 표면 성상을 해칠 뿐만 아니라 인성이 극단적으로 열화된다. 따라서 그 함유량을 0.03∼0.50％로 한다. 바람직하게는 0.05∼0.45％이다.

Mn: 0.5∼2.2％

Mn은, 강화 원소로서 함유한다. 0.5％보다 적으면 그 효과가 충분하지 않고, 2.2％를 초과하면 용접성이 열화되어, 강재 비용도 상승하기 때문에, 0.5∼2.2％로 한다. 바람직하게는 0.60∼2.10％이다.

P, S

P, S는, 강 중의 불가피적 불순물이지만, P는 0.030％를 초과하고, S는 0.010％를 초과하면 인성이 열화되기 때문에, 각각, 0.030％ 이하, 0.010％ 이하로 한다. 각각, 0.020％ 이하, 0.005％ 이하가 바람직하다.

Al: 0.005∼0.080％

Al은, 탈산제로서 작용하고, 이를 위해서는 0.005％ 이상의 함유를 필요로 하지만, 0.080％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킴과 함께, 용접한 경우에, 용접 금속부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Al은, 0.005∼0.080％의 범위로 규정했다. 또한, 바람직하게는, 0.020∼0.040％이다.

N: 0.0050％ 이하

N은, 강 중의 Al과 결합하여, 압연 가공시의 결정립 지름을 조정하고, 강을 강화하지만, 0.0050％를 초과하면 인성이 열화되기 때문에, 0.0050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0045％ 이하이다.

Ti: 0.005∼0.030％

Ti는 미량의 함유에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하여 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그 효과는 0.005％ 이상의 함유에 의해 얻어지지만, 0.030％를 초과하는 함유는, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키기 때문에, 0.005∼0.030％로 한다. 바람직하게는 0.008∼0.028％이다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성이고 잔부 Fe 및 불가피적 불순물이지만, 더욱 특성을 향상시키기 위해, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B, Ca, REM 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 가능하다.

Nb: 0.005∼0.050％

Nb는, NbC로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출하여, 고강도화에 기여한다. 또한, 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정역을 확대시키는 효과를 갖고, 페라이트의 세립화에 기여하기 때문에, 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 0.005％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 0.050％를 초과하여 함유하면, 조대한 NbC가 석출되고 반대로, 인성의 저하를 초래하기 때문에, Nb를 함유하는 경우, 그 상한은 0.050％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.008∼0.045％이다.

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 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있으며, 이들의 효과는, 모두, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘된다. 그러나, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시키기 때문에, 각각 상한을 Cu는 0.50％, Ni는 1.00％, Cr은 0.50％, Mo는 0.50％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cu는 0.05∼0.45％, Ni는 0.05∼0.95％, Cr은 0.05∼0.45％, Mo는 0.03∼0.45％이다.

V: 0.001∼0.100％

V는, V(CN)로서의 석출 강화에 의해, 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 이 효과는 0.001％ 이상 함유시킴으로써 발휘된다. 그러나, 0.100％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, V를 함유시키는 경우에는, 0.001∼0.100％의 범위의 함유로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.008∼0.095％이다.

B: 0.0030％ 이하

B는 미량으로 강의 퀀칭성을 높이는 원소로 함유해도 좋다. 그러나, 0.0030％를 초과하여 함유하면 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, B를 함유시키는 경우에는 0.0030％ 이하의 함유로 하는 것이 바람직하고, 또한, 0.0006％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cu는 0.0008∼0.0028％이다.

Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0100％ 이하

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

[제조 조건]

상기 조성의 용강(溶鋼)을, 전로(轉爐) 등에서 용제하고, 연속 주조 등으로 강 소재(슬래브)로 하여, 1000∼1200℃로 가열 후, 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 한다. 인성의 관점에서 바람직한 가열 온도의 범위는 1000∼1150℃이며, 보다 바람직하게는 1000∼1050℃이다.

열간 압연은 우선, 판두께 중앙부의 온도가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 하는 압연을 행한다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 함으로써, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도로서 ―40℃ 이하가 달성된다. 누적 압하율이 30％ 미만이면, 오스테나이트의 세립화가 불충분하여 인성이 향상되지 않고, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도로서 ―40℃ 이하가 얻어지지 않는다. 이 온도역에서의 누적 압하율은, 35％ 이상인 것이 바람직하지만, 60％ 이상으로 하면 효과가 포화되기 때문에 압연 효율의 관점에서, 누적 압하율의 상한은 60％로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 판두께 중앙부의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 누적 압하율 50％ 이상의 압연을 행한다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상으로 함으로써, 판두께 1/2 위치의 {311} <011> 방위 강도가 2.5 이상 또한 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도가 0.7 이상의 집합 조직이 얻어진다. 반대로, 이 온도역에서의 누적 압하율이 50％ 미만이면 판두께 1/2 위치의 {311} <011> 방위 강도가 2.5 이상 또한 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도가 0.7 이상의 집합 조직이 얻어지지 않는다. 이 온도역에서의 누적 압하율은, 52％ 이상인 것이 바람직하지만, 압연 효율의 관점에서, 누적 압하율의 상한은 65％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열간 압연에서는 규정한 온도역 외에서의 압연을 제한하는 것은 아니다. 상기에 규정하는 온도역에서 규정의 누적 압하가 행해지고 있으면 좋다. 압연 종료 온도는 Ar₃점 이상인 것이 바람직하다.

압연이 종료된 강판은, 최종 패스의 압연 종료 온도로부터 40℃ 이내의 범위 내에서 냉각을 개시하고, 3.0℃/s 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각한다. 오스테나이트 온도역 압연 및 오스테나이트→페라이트 변태시에 얻어지는 집합 조직이 손상되지 않도록, 압연 후에는 강판을, 최종 패스의 압연 종료 온도로부터 40℃ 이내의 범위 내에서 냉각을 개시하고, 3.0℃/s 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다. 냉각 개시 온도가 최종 패스의 압연 종료 온도보다도 40℃를 초과하여 낮은 경우에는, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연에 의해 강 중에 도입되었지만 변형(strain)이 회복되기 때문에, 미재결정 온도역 압연의 효과가 충분히 발휘되지 않는다. 냉각 속도가 3.0℃/s를 밑도는 경우, 혹은, 냉각 종료 온도가 600℃를 초과하는 경우에는, 강판의 강도가 낮아질 우려가 있는 것 외에, 목표로 하는 집합 조직이 얻어지지 않게 된다.

이상의 설명에 있어서, 판두께 중앙부의 온도는, 방사 온도계로 측정한 강판 표면 온도로부터, 전열(傳熱) 계산에 의해 구한다. 압연 후의 냉각 조건에 있어서의 온도 조건도 판두께 중앙부 온도로 한다.

실시예

표 1에 나타내는 각 조성의 용강(강 기호 A∼T)을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 소재(슬래브 280㎜ 두께)로 하여, 판두께 50∼80㎜로 열간 압연 후, 냉각을 행하여 No.1∼26의 공시강을 얻었다. 표 2에 열간 압연 조건과 냉각 조건을 나타낸다.

얻어진 후강판에 대해서, 판두께 1/4부로부터 Φ14의 JIS14A호 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행하여, 항복 강도(Yield Strength), 인장 강도(Tensile Strength)를 측정했다.

판두께의 1/4 위치로부터 JIS4호 충격 시험편을 시험편의 긴축의 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 채취하고, 샤르피 충격 시험을 행하여, 파면 전이 온도(vTrs)를 구했다.

또한, 강판의 집합 조직을 평가하기 위해, 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도와, 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도를 측정했다.

방위 강도는, X선 회절 장치(리가쿠 덴키 가부시키가이샤 제조)를 사용하고, Mo 선원을 이용하여 (200), (110) 및 (211) 정극점도를 구하고, 얻어진 정극점도로부터 3차원 결정 방위 밀도 함수를 계산함으로써 구했다.

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.

표 3에 이들의 시험 결과를 나타낸다. 제조 번호(No.) 1∼13의 경우, 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도가 2.5 이상, 또한 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도가 0.7 이상의 집합 조직을 갖고, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도가 ―40℃ 이하이고, Kca(－10℃)가 6000N/㎜^3/2 이상으로 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어졌다.

한편, 제조 번호(No.) 14∼26의 경우, 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도가 2.5 이상, 또한 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도가 0.7 이상, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도가 ―40℃ 이하 중 어느 규정을 만족하고 있지 않고, Kca의 값이 4500N/㎜^3/2 이하였다.

Claims

구조용 고강도 후강판으로서, 상기 집합 조직으로 판두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 {311} <011> 방위 강도가 2.5 이상, 또한 판두께 1/4 위치에 있어서의 압연면에서의 {110} <001> 방위 강도가 0.7 이상의 집합 조직을 갖고, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 전이 온도가 ―40℃ 이하인 것을 특징으로 하는 구조용 고강도 후강판.
제1항에 있어서,
강의 화학 성분이, 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.50％, Mn: 0.5∼2.2％, P: 0.030％ 이하, S: 0.010％ 이하, Ti: 0.005∼0.030％, Al: 0.005∼0.080％, N: 0.0050％ 이하, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 구조용 고강도 후강판.
제2항에 있어서,
강의 화학 성분이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.050％, Cu: 0.01∼0.50％, Ni: 0.01∼1.00％, Cr: 0.01∼0.50％, Mo: 0.01∼0.50％, V: 0.001∼0.100％, B: 0.0030％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, REM: 0.0100％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 구조용 고강도 후강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
판두께가 50㎜ 초과인 것을 특징으로 하는 구조용 고강도 후강판.
제2항 또는 제3항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열하고, 열간 압연에 있어서 판두께 중앙부가 오스테나이트 재결정 온도역의 온도역에서는 누적 압하율 30％ 이상, 판두께 중앙부가 오스테나이트 미재결정 온도역의 온도역에서는 누적 압하율 50％ 이상의 압연을 행한 후, 압연 종료 온도로부터 40℃ 이내의 온도역으로부터 3.0℃/s 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 구조용 고강도 후강판의 제조 방법.