KR20150057998A

KR20150057998A - 강판

Info

Publication number: KR20150057998A
Application number: KR1020140157187A
Authority: KR
Inventors: 기요타카 나카시마; 아키라 시시보리
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-11-19
Filing date: 2014-11-12
Publication date: 2015-05-28
Also published as: JP2015098642A; CN104651714A; CN104651714B; JP5713135B1; KR101642196B1

Abstract

본 발명은 제조 비용이 낮고, 또한 생산성이 높은, 모재의 취성 균열 전파 정지 성능과 대입열 용접시의 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강판을 제공하기 위한 것으로, 소정의 화학 성분을 갖고, 탄소당량이 0.30 내지 0.40질량％, SOLB가 -0.0015 내지 +0.0015질량％, 판 두께 1/2부에서는, 결정립의 입경 가중 평균값 D_AVE가 3.0 내지 17.0㎛, 판 두께 1/2부에서는, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률이 2.0 내지 20.0％, 판 두께 1/4부에서는, 0.5 내지 2.0㎛의 원 상당 직경을 각각 갖는 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 밀도의 합계가 20 내지 200개/㎟, 판 두께 1/4부에서는, 1 내지 10㎛의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자의 개수 밀도가 20 내지 200개/㎟, 판 두께가 10 내지 35㎜, 항복 응력이 300 내지 500㎫이다.

Description

강판{STEEL SHEET}

본 발명은 용접을 행한 경우에 용접 열 영향부의 인성과 모재의 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 강판에 관한 것이다.

조선, 건축, 탱크, 해양 구조물 및 라인 파이프 등의 구조물에 사용되는 두꺼운 강판에는, 구조물의 취성 파괴를 억제하기 위해서, 용접 조인트로부터의 취성 균열의 발생을 억제하는 성능(이하, 조인트 인성)이 요구된다. 또한, 만일 취성 파괴가 용접 조인트 개소에서 발생한 경우에도, 취성 균열의 전파를 모재에서 정지시키는 성능(이하, 어레스트성)도, 상술한 바와 같이 구조물용 두꺼운 강판에는 요구된다. 특히, 최근 들어, 석유 및 천연가스 등의 에너지 자원의 매장량이 큰, 빙해 영역 등의 한냉지에 있어서의 유전 개발이 활발해지고 있는 점에서, 선박 및 해양 구조물에 관한 기술 분야에서는, 예를 들어 -60℃의 극저온 환경 하에서도, 상기한 내파괴 성능이 요구되고 있다. 이러한 부재에는, 항복 응력이 300 내지 500㎫, 판 두께가 10 내지 35㎜인 두꺼운 강판을 사용하는 경우가 많다. 게다가, 선박에 관한 기술 분야에 있어서 사용되는 강판에는, 내파괴 성능 외에 인장 강도, 항복 응력 등도 요구된다. 예를 들어, 최근 실용화된, 선체 구조와 구상 LNG 탱크의 외장을 일체화한 구조를 갖는 LNG선에 있어서 사용되는 구상 LNG 탱크 외장용 강판은, 450 내지 620㎫, 바람직하게는 490 내지 620㎫의 인장 강도(TS)와, 300 내지 500㎫, 바람직하게는 355 내지 500㎫의 항복 응력(YP)과, 10 내지 35㎜, 바람직하게는 15 내지 30㎜의 판 두께를 가질 필요가 있다. 또한, 구상 LNG 탱크 외장용 강판은, -60℃에서의 어레스트 인성값 Kca가 4000N/㎜^1.5 이상이 되는 모재 어레스트성도 가질 필요가 있다. 게다가, 구상 LNG 탱크 외장용 강판을 매우 큰 용접 입열 조건(예를 들어, 50 내지 200kJ/㎝) 하에 있어서 용접함으로써 얻어지는 용접 조인트의 용접 열 영향부(HAZ)에 있어서, 높은 저온 인성(예를 들어, -60℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지의 평균값이 100J 이상이 되는 저온 인성)이 얻어지도록 할 필요가 있다.

그러나, 상기한 내파괴 성능은, 일반적으로 극저온 하에서는 현저하게 저하되는 경향이 있다. 또한 용접 시공 효율을 향상시켜서, 비용을 삭감하기 위해서, 1패스에서 용접 가능한 대입열 용접의 적용이 요구되고 있고, 이 경우의 조인트 인성은, 조직 조대화가 일어나기 쉬우므로, 한층 더 저하된다. 이로 인해, 상기 두꺼운 강판에 있어서, -60℃에서의 조인트 인성 및 어레스트성을 향상시키는 기술이 요망되고 있다. 또한, 1패스 대입열 용접에 있어서의 용접 입열은, 판 두께에 따라 변화하고, 판 두께가 10 내지 35㎜인 범위에서는, 50 내지 200kJ/㎝이다.

조인트 인성을 향상시키는 방법으로서, 예를 들어 용접 열 영향부(이하, HAZ)에 있어서 결정립 직경을 제어하는 방법, 취화 제2상을 제어하는 방법 및 강에 고인성을 부여하는 원소인 Ni를 첨가하는 방법이 알려져 있다.

결정립 직경을 제어하는 방법으로서, 미세한 핀 고정 입자를 강 중에 다량 분산시킴으로써 용접 가열 과정에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 방법(이하, 핀 고정 기술이라고 칭함)이 예시된다. 또한, 결정립 직경을 제어하는 별도의 방법으로서, 페라이트 변태의 핵이 되는 입자를 강 중에 분산시킴으로써 용접 냉각 과정에서의 입자내 변태를 촉진하고, 입자내를 세분화하는 방법(이하, 입자내 변태 기술이라고 칭함)도 예시된다.

핀 고정 기술로서, 특허문헌 1 내지 10에 기재된 기술이 예시된다.

특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 재가열에 의해 TiN을 0.004％ 이상 고용시키고, 그 후의 냉각 과정에서 TiN을 미세 석출 및 분산시킴으로써 HAZ 조직을 미세화시키고, 조인트 인성을 높였다.

특허문헌 2에 기재된 기술에서는, Ti 함유량을 N 함유량으로 나눈 값을 1.0 내지 6.0으로 함으로써, 입자 직경이 0.01 내지 0.1㎛인 TiN을 5×10⁵ 내지 5×10⁶개/㎟ 존재시키고, 이에 의해 HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 CTOD 특성을 향상시킨다.

특허문헌 3 내지 6에 기재된 기술에서는, 제강 공정에서, Si와의 평형 반응을 이용하여 용강 중의 용존 산소량을 소정의 값으로 조정하고, 계속해서 탈산 원소인 Ti, 또한 Al을 순서대로 첨가함으로써, Ti-Al 복합계 산화물을 균일 미세 분산시킨다. 이에 의해, 특허문헌 3 내지 6에 기재된 기술에서는, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다. 이 Ti-Al 복합계 산화물은, Ti 조성비가 5％ 이상, Al 조성비가 95％ 이하이고, 입자 직경이 0.01 내지 1.0㎛, 입자수가 5×10³ 내지 1×10⁵개/㎟인 것이, 특허문헌 6에 기재되어 있다.

특허문헌 7에 기재된 기술에서는, 용강을 Ti 및 Al로 탈산한 후에, 0.0010％ 이하의 Mg을 첨가한다. 이에 의해, 입자 직경이 0.01 내지 1.0㎛ 및 입자수가 1×10⁴ 내지 2×10⁵개/㎟인, Al-Ti-Mg을 주체로 한 복합계 산화물을 균일하게 미세 분산시키고, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 높였다.

특허문헌 8, 9에 기재된 기술에서는, 원 상당 직경이 0.005 내지 2.0㎛인 Ca, Al, O의 원소로 이루어지는 산화물 입자를 강 중에 분산시킨다. 이에 의해, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다. 특허문헌 8에 기재된 산화물 입자는, 개수 밀도가 100 내지 5000개/㎟이며, O를 제외한 화학 조성이, Ca: 5질량％ 이상 및 Al: 5질량％ 이상이다. 특허문헌 9에 기재된 산화물 입자는, 개수 밀도가 100 내지 3000개/㎟이며, O를 제외한 화학 조성이, Ca: 3질량％ 이상, Al: 1질량％ 이상이다.

특허문헌 10에 기재된 기술에서는, 탈산 공정에서 용강 중의 용존 산소량을 0.0010 내지 0.0050％로 조정하고, 우선 Ti, 계속해서 Al을 첨가하여 탈산하고, 또한 Ca, Mg 및 REM 중 1종류 이상의 원소를 첨가한다. 이에 의해, 원 상당 직경이 0.005 내지 0.5㎛인 산화물을, 100개/㎟ 이상 분산시키고, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 높였다.

입자내 변태 기술로서는, 특허문헌 11 내지 17에 기재된 기술이 예시된다.

특허문헌 11에 기재된 기술에서는, VN을 중심으로 한 입자내 페라이트를 용접 후의 냉각 과정에서 생성시킴으로써, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 12에 기재된 기술에서는, 본드 근방에서 TiN 및/또는 BN 입자가 미세하게 분산됨과 동시에, 입경 50㎛ 이하의 페라이트 면적 분율이 60％ 이상인 금속 조직을 얻는 것에 의해, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 13에 기재된 기술에서는, B를 용접 금속으로부터 HAZ로 확산시켜서, HAZ 내에서 BN을 석출시키고, 그 BN을 핵으로 해서 미세 페라이트를 생성시킴으로써 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 14에 기재된 기술에서는, 강의 화학 조성을, 냉각 속도가 2℃/s 이하인 CCT 곡선에 있어서의 변태점이 670℃ 이상으로 되는 화학 조성으로 하고, 또한 N-Ti-B의 함유량비를 제어한다. 이에 의해, BN을 핵으로 한 입자내 페라이트를 생성시켜서, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 15에 기재된 기술에서는, 용제 공정에서 Ca 첨가시의 용존 산소량을 0.0010 내지 0.0030％로 조정하고, 또한 Ca, S 및 O의 첨가량을 적절하게 제어한다. 이에 의해, CaS 상에 MnS가 석출된 것인 복합 황화물이 강 중에 생성되고, 이 복합 황화물이 페라이트 변태핵으로서 기능하여, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 16에 기재된 기술에서는, Ti 산화물 중에 BN을 석출시킨 복합 개재물을 강 중에 생성시킨다. 이 복합 개재물을 입자내 변태핵으로 함으로써, 입계 페라이트 분율이 5％ 이하 또한 애시큘러 페라이트 사이즈가 원 상당 직경으로 10㎛ 이하인 미세한 HAZ 조직을 형성시켜, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 17에 기재된 기술에서는, Ti를 사용하여 용강을 탈산한 후에, Al을 첨가한다. 이에 의해 생성한 Ti-Al 복합 산화물을 핵으로 해서, TiN, MnS, B계 석출물을 다시 복합 석출시킨 것을 페라이트 변태핵으로 함으로써, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다.

또한, 조인트 인성을 향상시키기 위해서 취화 제2상을 제어하는 방법으로서는, 특허문헌 18 내지 20에 기재된 기술이 있다.

특허문헌 18에 기재된 기술에서는, C: 0.03％ 미만, Mn: 0.6 내지 1.2％, Ni: 1.0 내지 2.3％인 화학 성분을 갖고, 또한 Ni≤-2×Mn+4.0을 충족시키는 강을 사용하여 용접 조인트를 제작한다. 이에 의해, 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 억제함으로써, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 19에 기재된 기술에서는, Mn을 강 중에 적극적으로 첨가함과 함께, 불순물 원소인 P의 함유량을 0.008질량％ 이하로까지 저감한다. 이에 의해, 대입열 용접 후의 냉각 중에 생성하는 섬 형상의 미 변태 오스테나이트가 분해되어 시멘타이트로 되는 것을 촉진하고, 섬 형상 마르텐사이트의 면적률을 1％ 이하로 억제함으로써, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 20에 기재된 기술에서는, Mn, Ni 및 Cr을 강 중에 적정량 첨가하고, 또한 C 함유량을 저감시킨다. 이에 의해, 다층 용접 시에 2상 영역으로 가열되는 부분에 형성되는 섬 형상 마르텐사이트의 평균 면적을 3㎛² 이하로 억제함으로써, 조인트 인성을 향상시킨다.

또한, 용접 조인트의 인성을 향상시키기 위해서 고인성 원소인 Ni를 첨가하는 방법으로서는, 특허문헌 21 및 22에 기재된 기술이 예시된다.

특허문헌 21에 기재된 기술에서는, Ni 함유량을 4.0 내지 7.5％로 하고, 또한 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)를 370℃ 이하로 한다. 이에 의해, 마르텐사이트 조직의 구성 단위인 라스 폭을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다.

특허문헌 22에 기재된 기술에서는, Ni 함유량을 4.0 내지 6.0％로 하고, 또한 소정의 식으로 표현되는 탄소당량을 0.40％ 미만으로 한다. 이에 의해, HAZ의 경도를 저하시켜서, 조인트 인성을 향상시킨다.

어레스트성을 향상시키는 방법으로서, 예를 들어 결정립 직경을 제어하는 방법, 취화 제2상을 제어하는 방법, 집합 조직을 제어하는 방법 및 양 인성 원소인 Ni를 첨가하는 방법이 알려져 있다.

어레스트성을 향상시키기 위해서 결정립 직경을 제어하는 방법으로서는, 특허문헌 23 내지 25에 기재된 기술이 예시된다.

특허문헌 23에 기재된 기술에서는, 페라이트를 모상으로 하고, 이 페라이트를 미립화함으로써, 어레스트성을 향상시킨다. 그러한 미립 페라이트를 얻기 위해서, 강판의 제조 시에, 판 두께 방향을 따라서 강편 두께(주조편 두께 또는 슬래브 두께)의 1/8 이상이 Ar3점 이하로 되도록 강편을 냉각하고, 극저온 영역에서 압연을 행하고, 그 후 Ac3점을 초과하는 온도까지 복열시킴으로써, 페라이트를 재결정시킬 필요가 있다.

특허문헌 24 및 25에 기재된 기술에서는, 페라이트를 모상으로 하고, 강편의 표층부를 일단 Ar1 이하로 냉각하고, 그 후 표층부가 복열될 때까지의 사이에 압연을 행함으로써, 미세한 페라이트 재결정립을 갖는 강판을 얻는다.

또한, 어레스트성을 향상시키기 위해서 취화 제2상을 제어하는 방법으로서는, 특허문헌 26에 기재된 기술이 예시된다.

특허문헌 26에 기재된 기술에서는, 모상으로 되는 페라이트 중에 미세한 취화 제2상(예를 들어 마르텐사이트)을 분산시킨다. 이에 의해, 취성 균열의 선단부에 있어서의 취화 제2상에 미소 균열을 발생시켜서, 균열 선단부의 응력 상태를 완화시킨다.

또한, 어레스트성을 향상시키기 위해서 집합 조직을 제어하는 방법으로서는, 특허문헌 27 내지 39에 기재된 기술이 있다.

특허문헌 27 내지 39에 기재된 기술에서는, 집합 조직으로서 X선면 강도비를 예를 들어 표층부, 판 두께 1/4부, 판 두께 1/2부의 각 판 두께 위치에서 제어함으로써, 균열의 전파 방향을 변화시켜, 어레스트성을 향상시킨다.

또한, 어레스트성을 향상시키기 위해서 결정립 직경 및 집합 조직의 양쪽을 제어하는 방법으로서는, 특허문헌 40 내지 42에 기재된 기술이 예시된다.

특허문헌 40에 기재된 기술에서는, 판 두께 1/2부의 페라이트 분율을 80％ 이상으로 하고, 또한 결정립 직경과 X선면 강도비를 제어함으로써, 압연 방향에 대하여 45° 방향의 어레스트성을 향상시킨다.

특허문헌 41에 기재된 기술에서는, 표층 및판 두께 1/2부의 결정립 직경과, X선으로 측정한 집합 조직 강도비를 제어함으로써, 어레스트성을 향상시킨다.

특허문헌 42에 기재된 기술에서는, 표층 및판 두께 1/2부의 결정립 직경과, 외부 응력에 대하여 수직한 {100}면의 면적률을 제어함으로써, 어레스트성을 향상시킨다.

또한, 어레스트성을 향상시키기 위해서 고인성 원소인 Ni를 첨가하는 방법으로서는, 특허문헌 43에 기재된 기술이 있다. 특허문헌 43에 기재된 기술에서는, Ni 함유량을 5.0초 내지 10.0％ 미만으로 하고, 또한 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 결정립의 원상당 입경의 평균값을 판 두께 1/4 위치에서 5.5㎛ 이하로 함으로써, 어레스트성을 향상시킨다.

[특허문헌1] 일본 일본 특허 공고 소 55-26164호 공보

[특허문헌2] 일본 특허 공개 2001-164333호 공보

[특허문헌3] 일본 특허 공개 평 6-293936호 공보

[특허문헌4] 일본 특허 공개 평 7-242985호 공보

[특허문헌5] 일본 특허 공개 평 7-242925호 공보

[특허문헌6] 일본 특허 공개 평 9-003597호 공보

[특허문헌7] 일본 특허 공개 평 9-003598호 공보

[특허문헌8] 일본 특허 공개 2001-342537호 공보

[특허문헌9] 일본 특허 공개 2003-313629호 공보

[특허문헌10] 일본 특허 공개 2005-320624호 공보

[특허문헌11] 일본 특허 공개 평 5-186848호 공보

[특허문헌12] 일본 특허 공개 평 9-324238호 공보

[특허문헌13] 일본 특허 공개 2003-211268호 공보

[특허문헌14] 일본 특허 공개 2005-008967호 공보

[특허문헌15] 일본 특허 공개 2005-068519호 공보

[특허문헌16] 일본 특허 공개 2007-277681호 공보

[특허문헌17] 일본 특허 공개 평 5-239528호 공보

[특허문헌18] 일본 특허 공개 2002-060891호 공보

[특허문헌19] 일본 특허 공개 2011-032519호 공보

[특허문헌20] 일본 특허 공개 2012-172243호 공보

[특허문헌21] 일본 특허 공개 평 6-136483호 공보

[특허문헌22] 일본 특허 공개 평 6-192729호 공보

[특허문헌23] 일본 특허 공개 소 61-235534호 공보

[특허문헌24] 일본 특허 공개 2003-221619호 공보

[특허문헌25] 일본 특허 공개 평 5-148542호 공보

[특허문헌26] 일본 특허 공개 소 59-47323호 공보

[특허문헌27] 일본 특허 공개 2008-045174호 공보

[특허문헌28] 일본 특허 공개 2008-069380호 공보

[특허문헌29] 일본 특허 공개 2008-111165호 공보

[특허문헌30] 일본 특허 공개 2008-111166호 공보

[특허문헌31] 일본 특허 공개 2008-169467호 공보

[특허문헌32] 일본 특허 공개 2008-169468호 공보

[특허문헌33] 일본 특허 공개 2008-214652호 공보

[특허문헌34] 일본 특허 공개 2008-214653호 공보

[특허문헌35] 일본 특허 공개 2008-214654호 공보

[특허문헌36] 일본 특허 공개 2009-185343호 공보

[특허문헌37] 일본 특허 공개 2009-221585호 공보

[특허문헌38] 일본 특허 공개 2009-235458호 공보

[특허문헌39] 일본 특허 공개 2010-047805호 공보

[특허문헌40] 일본 특허 공개 2011-068952호 공보

[특허문헌41] 일본 특허 공개 2011-214116호 공보

[특허문헌42] 일본 특허 공개 2007-302993호 공보

[특허문헌43] 일본 특허 공개 2011-219848호 공보

특허문헌 1 내지 10에 기재된 기술에서는, 강 중에 핀 고정 입자를 대량으로 분산시킬 필요가 있다. -60℃의 극저온 하에서는, 그 핀 고정 입자가 취성 파괴의 발생 기점이 되기 쉬우므로, 이러한 특징을 갖는 강의 용접 조인트 인성은 저하된다. 따라서, 특허문헌 1 내지 10에 기재된 기술에서 안정적으로 높은 조인트 인성을 얻는 것은 곤란하다. 특히, 특허문헌 4 내지 10에 기재된 기술과 같이, 산화물 입자를 핀 고정 입자로서 사용하는 경우에는, 열적으로 안정된 미세 입자가 얻어지지만, 산화물 입자는 고온에서 생성한다는 성질을 가지므로, 조대 입자도 생성되는 것이 피할 수 없다. 그 조대 입자는, 파괴의 기점이 되어, 조인트 인성을 저하시킨다. 특허문헌 8 내지 10에 기재된 기술과 같이, 판 두께가 두꺼운 고강도의 강을 200kJ/㎝ 초과의 큰 용접 입열로 용접하는 경우이며, 또한 비교적 높은 온도의 인성만이 평가되는 경우에는, 특허문헌 1 내지 10에 기재된 기술은 유효한 기술이지만, 이들 기술에 의해 본 발명에서 대상으로 하고 있는 -60℃에서의 조인트 인성을 향상시키는 것은 극히 곤란하다. 또한, 핀 고정 기술은, 용접 공정에서 가열되었을 때의 오스테나이트 입자를 미세화할 수는 있지만, 입자내의 미세화는 행할 수 없다. 용접부의 금속 조직의 최종적인 입경은 오스테나이트 입경에 의존하므로, 핀 고정 기술에 의한 미세화에는 한계가 있다. 따라서, 핀 고정 기술은, HAZ 조직 미세화 효과로서는 입자내 변태 기술보다도 열위이다.

특허문헌 11에 기재된 기술에서는, 용접 공정 후의 냉각시에 석출하는 VN을 입자내 변태핵으로서 사용하고 있다. 그러나, 본 발명에서 대상으로 하고 있는 용접 조건(판 두께, 용접 입열)에서의 VN의 이용은 곤란하다. VN은, 석출의 구동력이 작으므로, 특허문헌 11의 실시예에서 기재되어 있는, 용접 입열이 1000kJ/㎝인 용접 조건(냉각 속도가 극히 작은 조건)에서 용접을 행한 경우에만 석출할 수 있다. 또한, VN은 단독으로는, 다른 입자와 비교하여 떨어지는 페라이트 핵 생성 능력밖에 갖고 있지 않다. 따라서, 특허문헌 11에 기재된 기술은, 본 발명에 요구되는 조건 하에서는 적용할 수 없는 기술이다.

특허문헌 12에 기재된 기술에서는, Al 함유량을 0.005％ 이하로 하는 극히 낮은 수준까지 제어해야 하므로, 탈산이 불충분해져, 조대한 산화물이 대량으로 생성되기 쉬워진다. 이 조대한 산화물은, 파괴의 기점이 되고, 현저하게 인성을 저하시켜 버린다. 또한, TiN-BN의 복합 입자의 페라이트 핵 생성 능력은 작으므로, TiN-BN의 복합 입자를 사용하여 충분한 미세 조직을 얻는 것은 곤란하다.

특허문헌 13에 기재된 기술에서는, B를 용접 금속으로부터 HAZ로 확산시킬 필요가 있지만, 확산은 다양한 조건에 영향을 받으므로, 페라이트 변태핵으로서의 BN의 석출량을 안정적으로 높게 유지하는 것은 곤란하다. 확산에 영향을 미치는 다양한 조건 중 첫번째는, 용접 입열이다. 용접 입열이 낮고, 이에 의해 고온 체류 시간이 짧거나, 또는 냉각 속도가 크거나 할 경우에는, B를 충분히 확산시킬 수는 없다. 따라서, 용접 입열이 낮은 용접 조건에서 행하여지는 용접에는, 특허문헌 13에 기재된 기술을 적용할 수 없다. 확산에 영향을 미치는 다양한 조건 중 두번째는, Nb 및 Ti의 함유량이다. B의 확산은, 공공을 통하여 발생하므로, 공공과의 결합력이 강한 Nb 및 Ti 등의 원소가 첨가되어 있는 경우에는, B의 확산 속도가 저하되어, 충분히 B를 확산시킬 수 없다. 따라서, Nb 및 Ti의 함유가 필요해지는 강에, 특허문헌 13에 기재된 기술을 적용할 수는 없다.

특허문헌 14에 기재된 기술에서는, BN을 금속 조직 중에 분산시키고, BN을 핵으로 한 입자내 페라이트를 생성시켜서, HAZ 조직을 미세화하여, 조인트 인성을 향상시킨다. 그러나, BN의 분산만으로는, 페라이트를 충분히 생성시킬 수는 없다. 또한, 특허문헌 14에서는 BN의 분산 상태가 한정되어 있지 않으므로, 특허문헌 14에 기재된 내용으로부터, HAZ 조직 제어에 의한 조인트 인성 향상을 안정적으로 도모하는 것은 어렵다. 또한, 특허문헌 14에 개시되어 있는, 판 두께가 두껍고 또한 강도가 높은 실시예를 사용하여 용접 조인트를 제작한 경우, 그 화학 성분을 감안하여, HAZ가 너무 단단해짐과 함께, 취화상인 MA(Martensite-Austenite constituent)가 생성되기 쉬워져, -60℃에서의 조인트 인성을 향상시키는 것은 도저히 할 수 없다고 생각된다. 또한, 특허문헌 14에 개시된 실시예에서는, 용접 입열 조건을 340 내지 530kJ/㎝로 하고 있지만, 이 용접 입열 조건 하에서 용접을 행한 경우, -60℃의 조인트 인성을 향상시킬 만큼의 HAZ 조직의 미세화는 극히 곤란하다.

특허문헌 15에 기재된 기술에서는, CaS 상에 MnS가 석출된 것인 복합 황화물을 페라이트 변태핵으로서 이용함으로써, HAZ 조직이 미세화된다. 그러나, 복합 황화물의 페라이트 변태능은 낮으므로, 용접 입열이 작은 경우에는, 복합 황화물의 효과는 충분히 발현할 수 없다. 이로 인해, 용접 입열이 400kJ/㎝이며(이 용접 입열은, 본 기술 분야에 있어서는 비교적 높다고 간주됨), 냉각 속도가 느린 용접 조건을, 특허문헌 15는 대상으로 하고 있다. 이러한 용접 조건에서는, 페라이트가 생성되기 쉽다. 따라서, 다른 용접 조건에, 특허문헌 15의 기술을 적용할 수는 없다. 또한, 상술한 특허문헌 14와 마찬가지로, 특허문헌 15에 개시된 강도가 높은 실시예를 사용하여 용접 조인트를 제작한 경우, 그 화학 성분에서는, HAZ가 너무 단단해짐과 함께, 취화상인 MA가 생성되기 쉬워지므로, -60℃에서의 조인트 인성을 향상시키는 것은 극히 곤란하다고 생각된다.

특허문헌 16에 기재된 기술에서는, Al 함유량을, 극히 낮은 수준인 0.005％ 미만까지 제어해야 한다. 이에 의해, 특허문헌 16에 기재된 강에서는, 탈산이 불충분해져, 조대한 산화물이 대량으로 생성되기 쉬워진다. 이 조대한 산화물은 파괴의 기점이 되므로, 현저하게 인성을 저하시킨다. 또한, Ti 산화물을 다량 분산시키는 것은 곤란하므로, Ti 산화물을 HAZ 조직의 미세화를 위해서 사용하는 특허문헌 16에서는, 페라이트의 핵 생성 사이트가 적어, HAZ 조직을 충분히 미세화할 수 없다. 특허문헌 16이 대상으로 하고 있는, 낮은 용접 입열로 다층 용접하는 경우에는, 특허문헌 16에 개시된 기술도 미세화 효과를 발휘할 수 있다고 생각할 수 있지만, 본 발명이 대상으로 하는 1패스 용접에는, 특허문헌 16에 개시된 기술을 적용할 수 없다.

특허문헌 17에 기재된 기술로는, 산화물을 페라이트 변태핵으로서 사용하고 있다. 그러나, 상술한 바와 같이, 이 경우 열적으로 안정된 미세 입자는 얻어지지만, 산화물 입자는 고온에서 생성되는 성질을 가지므로, 산화물 입자를 충분히 얻고자할 경우, 조대 입자의 생성을 피할 수 없다. 그 조대 입자가 파괴의 기점이 되고, 조인트 인성이 저하된다. 또한, 산화물 입자를 고밀도로 분산시킬 수는 없으므로, 특허문헌 17에 기재된 기술로부터는 미세한 HAZ 조직이 얻어지기 어렵다.

특허문헌 18에 기재된 기술은, C 함유량을, 극히 낮은 수준인 0.03％ 미만으로 제어하고, 또한 1.0 내지 2.0％의 Ni를 첨가할 필요가 있으므로, 극히 합금 비용이 높다는 문제점을 갖는다. 또한, Ni는, 고온 취화에 의해 주조시의 슬래브 깨짐을 다발시키는 점에서, 특허문헌 18에 기재된 기술은, 슬래브 정제 비용도 대폭으로 증가한다는 문제를 갖는다. 또한, HAZ의 조직 미세화 제어를 행하지 않고, 섬 형상 마르텐사이트의 제어만을 행했다고 해도, -60℃에서의 조인트 인성을 향상시키는 것은 곤란하다.

특허문헌 19 및 20에 기재된 기술도, 상기 특허문헌 18과 마찬가지로, HAZ 중의 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 억제한다. 그러나, 조직 미세화 제어를 하지 않는 한, -60℃에서의 조인트 인성을 충분히 향상시킬 수는 없다. 또한, 특허문헌 18은, 항복 응력이 460㎫ 이상인 강에 용접 입열이 300kJ/㎝ 이상인 다층 용접을 행하여 얻어지는 용접 조인트를 대상으로 하고, 특허문헌 19는, 항복 응력이 630㎫ 이상인 강에 용접 입열이 50kJ/㎝인 다층 용접을 행하여 얻어지는 용접 조인트를 대상으로 하고 있다. 이들 조건 하에서는, 본 발명이 갖는 금속 조직을 달성할 수는 없다. 따라서, 특허문헌 19 및 20에 기재된 기술을 사용하여 -60℃에서의 조인트 인성을 향상시키는 것은 극히 곤란하다.

특허문헌 21, 22에 기재된 기술에서는, 4.0％ 이상이나 되는 다량의 Ni를 첨가하는 것이 필요해진다. 극히 비용이 높으므로, 특허문헌 21, 22에 기재된 기술은 산업 이용상 채용할 수 없다. 또한, 특허문헌 21, 22에 기재된 기술에서는, 마르텐사이트를 얻을 필요가 있으므로, 용접 입열을 20kJ/㎝ 정도까지 낮게 해야 한다. 본 발명이 대상으로 하는 용접 입열 하에서 용접을 행했다고 해도, 상술한 금속 조직을 얻을 수 없으므로, 특허문헌 21, 22에 기재된 기술을 사용하여 조인트 인성을 향상시키는 것은 곤란하다.

특허문헌 23 내지 25에 기재된 기술에서는, 강판의 표리층부의 페라이트의 재결정을 이용하여 페라이트를 초미세화시키기 위해서, 냉각, 압연 및 복열 공정을 거쳐서 강판을 제조할 필요가 있다. 이 기술에서는, 제조 프로세스가 복잡해지므로, 안정된 재질을 갖는 강판을 얻는 것은 극히 곤란하고, 또한, 저온 압연이 필요해지므로 생산성이 낮다. 또한, 이러한 제조 프로세스로는, 강판면의 냉각의 정도가 불균일해지는 것에 기인한 형상 불량이 강판에 발생하기 쉽다. 형상 불량이 발생한 경우, 형상 교정을 행하기 위해서 엄청난 비용을 필요로 한다.

또한, 특허문헌 26에 기재된 기술에서는, 페라이트 중에 마르텐사이트를 분산시키고 있으므로, 취성 균열 발생을 억제하는 특성이 현저하게 열화되어버린다. 또한, 취화 제2상의 제어만으로는, -60℃에서의 어레스트성을 향상시키는 것은 곤란하다.

또한, 특허문헌 27 내지 39에 기재된 기술에서는, 어레스트성을 향상시키기 위해서 가장 효과적인 인자인 결정립 직경의 제어가 행하여져 있지 않다. 즉, 집합 조직의 제어만으로는, -60℃에서의 어레스트성을 비약적으로 향상시킬 수 없다. 또한, X선면 강도비는 국소적인 집합 조직을 나타내고 있는 것이며, 강판 전체의 특성을 나타내는 것이 아니다. X선면 강도비의 제어만을 행함으로써 집합 조직이 제어된 강판에서는, 집합 조직의 편차가 큰 경우가 있다. 또한, 이들 기술은, 판 두께가 두껍고, 강도가 높은 강을 대상으로 하고 있지만, 본 발명이 대상으로 하는 판 두께 및 강도를 갖는 강판의 어레스트성을 향상시키고, 또한 이 강판의 열간 압연 시에 높은 생산성이 얻어지는 기술이 아니다. 애당초, 특허문헌 27 내지 30 및 33의 기술은, 판 두께 방향의 어레스트성을 높이는 기술이며, 본 발명과 같은 압연 방향과 수직, 또는 평행한 방향의 어레스트성의 향상에 관한 기술이 아니므로, 본 발명이 대상으로 하는 강에 적용할 수는 없다.

또한, 특허문헌 40 및 41에는, 결정립 직경과 집합 조직을 제어함으로써, 높은 어레스트성을 얻기 위한 기술이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 40 및 41에 기재된 기술은, 판 두께가 50㎜ 이상인 매우 두꺼운 강판을 대상으로 하고 있다. 본 발명이 대상으로 하는 판 두께를 갖는 강판의 제조에서는, 압연 온도 및 냉각 속도가 특허문헌 40 및 41에 기재된 조건과는 상이하다. 따라서, 특허문헌 40 및 41의 기술에 의해, 마찬가지의 결정립 직경과 집합 조직을 갖는 강판을 얻는 것은 곤란하다. 또한, 집합 조직 제어를 위해서 특허문헌 40 및 41에서 사용되고 있는 X선면 강도비는, 국소적인 집합 조직을 나타내고 있는 것이므로, 편차가 크고, 어레스트성을 향상시키는 인자로서는 적합하지 않다. 또한, 특허문헌 40 및 41에 기재된 기술에서는, 원하는 집합 조직을 형성시키기 위해서, 저온에서의 압연이 불가결한데, 이것은, 생산성을 현저하게 저하시킨다. 또한, 특허문헌 40은, 압연 방향에 대하여 45°의 각도의 어레스트성을 향상시키기 위한 기술이며, 본 발명과 같은 압연 방향과 수직, 또는 평행한 방향의 어레스트성의 향상에 관한 기술이 아니다.

특허문헌 42에 기재된 기술에서는, 표층과 판 두께 1/2부에 있어서의 결정립 직경 및 집합 조직을 제어하고 있어, 판 두께가 두꺼운 강판의 어레스트성의 향상에는 유효하다. 그러나, 본 발명이 대상으로 하는 판 두께가 10 내지 35㎜의 경우에서는, 제조 시의 압연 및 냉각 조건이 상이한 것으로부터, 표층과 판 두께 1/2부에 있어서의 결정립 직경 및 집합 조직을 명확하게 분리하여 제어하고, 같은 조직을 얻는 것은 곤란하다.

특허문헌 43에 기재된 기술은, 5.0％ 초과나 되는 다량의 Ni 첨가를 필요로 하고, 극히 비용이 높아, 이것은 산업 이용상 바람직하지 않다. 또한, Ni를 다량으로 첨가하므로, 특허문헌 43에 기재된 강판의 강도는 높다. 1패스의 대입열 용접에서는, HAZ가 단단해지는 것에 의해, 조인트 인성이 저하되므로, 특허문헌 43에 기재된 기술에 의해, 조인트 인성과 어레스트성을 양립시킨 강판을 얻는 것이 극히 곤란하다.

본 발명은 상기와 같은 사정을 고려하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 제조 비용이 낮고, 또한 생산성이 높은, 모재의 취성 균열 전파 정지 성능과 대입열 용접시의 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강판을 제공하는 데 있다. 구체적으로는, 모재의 항복 응력이 300 내지 500㎫이며, 모재의 -80℃에서의 평균 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이며, 모재의 -60℃에서의 어레스트성(Kca)이 4000N/㎜^1.5 이상이며, 용접 입열이 50 내지 200kJ/㎝인 용접을 행한 경우에 양호한 인성(예를 들어, -60℃에서의 평균 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이 되는 인성)을 갖는 용접 열 영향부가 얻어지는 강판을 얻는 것이, 본 발명의 과제이다.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 따른 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.040 내지 0.090％, Si: 0.01 내지 0.20％, Mn: 1.30 내지 1.80％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 0.100％, Nb: 0.003 내지 0.030％, Ti: 0.003 내지 0.030％, B: 0.0003 내지 0.0040％, N: 0.0020 내지 0.0080％, O: 0.0005 내지 0.0040％, Cu: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Cr: 0 내지 1.00％, Mo: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.100％, Ca: 0 내지 0.0050％, Mg: 0 내지 0.0050％, REM: 0 내지 0.0050％ 및 잔량부: 철 및 불순물이며, A식에 의해 정의되는 탄소당량 CE가 0.30 내지 0.40질량％이며, B식에 의해 정의되는 SOLB가 -0.0015 내지 +0.0015질량％이며, 금속 조직이, 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직, 또는 상기 페라이트, 펄라이트 및 상기 베이나이트를 포함하는 혼합 조직이며, 상기 페라이트의 면적률이 50 내지 90％, 또한 상기 베이나이트의 면적률이 10 내지 50％이며, 상기 금속 조직 중의 MA의 면적률이 0 내지 5％이며, 판 두께 1/2부에서는, 서로의 결정 방위차가 15° 이상인, 인접하는 결정 사이의 경계를 결정립계라고 정의하고, 상기 결정립계에 의해 둘러싸인 영역을 결정립이라고 정의하고, 분할수 N을, 10 이상의 정수로 설정한 경우에, E식에 의해 정의되는 상기 결정립의 입경 가중 평균값 D_AVE가 3.0 내지 17.0㎛이며, 상기 판 두께 1/2부에서는, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률이 2.0 내지 20.0％이며, 판 두께 1/4부에서는, 1질량％ 이상의 Ti와 1질량％ 미만의 O와 1질량％ 이상의 N을 포함하는 입자를 TiN 입자라고 정의하고, 1질량％ 이상의 Mn과 1질량％ 이상의 S와 1질량％ 미만의 O를 포함하는 입자를 MnS 입자라고 정의하고, 상기 TiN 입자의 정의와 상기 MnS 입자의 정의를 동시에 만족하는 입자를 복합 입자라고 정의한 경우에, 0.5 내지 2.0㎛의 원 상당 직경을 각각 갖는 상기 TiN 입자, 상기 MnS 입자 및 상기 복합 입자의 개수 밀도의 합계가 20 내지 200개/㎟이며, 상기 판 두께 1/4부에서는, 1질량％ 이상의 O를 포함하는 입자를 산화물 입자라고 정의한 경우에, 1 내지 10㎛의 원 상당 직경을 갖는 상기 산화물 입자의 개수 밀도가 20 내지 200개/㎟이며, 판 두께가 10 내지 35㎜이며, 항복 응력이 300 내지 500㎫이다.

CE=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (A)

SOLB=0.226×Ti+B-0.772×N … (B)

p=(D_MAX-D_MIN)/N … (C)

D_k=D_MIN+p×(k-1/2) … (D)

D_AVE=(Σ[k=1, N](D_k×S_k))/(Σ[k=1, N]S_k) … (E)

식 중에 기재된 원소 기호는, 각 성분의 상기 강판 중에서의 함유량을 단위 질량％로 나타내고, D_MAX는, 최대 상기 결정립의 상기 입경을 단위㎛로 나타내고, D_MIN은, 최소 상기 결정립의 상기 입경을 단위㎛로 나타내고, k는 1 이상 N 이하의 정수이며, S_k는, (D_MIN+p×(k-1))㎛ 이상 (D_MIN+p×k)㎛ 미만의 원 상당 직경을 갖는 상기 결정립의 합계 면적률을 단위 ％로 나타낸다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Si: 0.01 내지 0.10％이어도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Al: 0.015 내지 0.060％이어도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Mo: 0 내지 0.010％이어도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.005 내지 0.018％이어도 된다.

(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, B: 0.0005 내지 0.0020％이어도 된다.

(7) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, N: 0.0025 내지 0.0060％이어도 된다.

(8) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, O: 0.0010 내지 0.0030％이어도 된다.

(9) 상기 (1) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 SOLB가, -0.0010 내지 +0.0005％이어도 된다.

(10) 상기 (1) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 결정립의 상기 가중 평균값 D_AVE가 3.0 내지 13.0㎛이어도 된다.

(11) 상기 (1) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 원 상당 직경이 각각 0.5 내지 2.0㎛인 상기 TiN 입자, 상기 MnS 입자 및 상기 복합 입자의 상기 개수 밀도의 상기 합계가 50 내지 140개/㎟이어도 된다.

(12) 상기 (1) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 원 상당 직경이 1 내지 10㎛인 상기 산화물 입자의 상기 개수 밀도가 20 내지 150개/㎟이어도 된다.

(13) 상기 (1) 내지 (12) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Cu: 0.10 내지 1.00％, Ni: 0.10 내지 1.00％, Cr: 0 내지 0.10％, Mo: 0 내지 0.100％, V: 0 내지 0.005％이어도 된다.

본 발명에 따른 강판을 사용하여 용접 조인트를 제조한 경우, -60℃에서의 용접 열 영향부의 인성과 모재의 취성 균열 전파 정지 성능이 매우 우수한 용접 조인트가 얻어진다. 본 발명에 따른 강판을 사용하면, 한냉지 및 빙해 영역 등의 저온 환경에 있어서 사용되는 용접강 구조물의 저비용화 및 안전성 향상을 도모하는 것이 가능하게 된다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 연구하고, 그 결과, 강판의 화학 조성, 금속 조직, 경도, 석출 입자의 직경 및 개수 밀도, 결정립 직경, 및 집합 조직을 제어함으로써, 비용이 낮고, 열간 압연 시의 생산성이 높은 강판이 얻어지는 것을 알아냈다. 또한 본 발명자들은, 이 강판을 사용하여 용접 조인트를 제조한 경우에, 용접 조인트의 -60℃에서의 조인트 인성(HAZ 인성)과 모재 어레스트성을 향상시킬 수 있다는 것을 알아냈다.

이하, 상술한 지식에 기초하여 이루어진 본 발명의 일 실시 형태에 따른 강판에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 기재에 있어서, 「모재」 및 「열 영향부」라는 용어는, 언급이 없는 한, 본 실시 형태에 따른 강판을 사용하여 제조된 용접 조인트의 모재 및 용접 열 영향부(HAZ)를 각각 나타낸다. 강판의 구성 및 특성은, 모재의 구성 및 특성과 동일하다고 간주할 수 있다.

(강판의 금속 조직)

본 실시 형태에 따른 강판은, 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직, 또는, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직이며, 페라이트의 면적률이 50 내지 90％, 또한 베이나이트의 면적률이 10 내지 50％인 금속 조직을 갖는다.

(강판의 페라이트 면적률: 50 내지 90％)

강판의 페라이트 면적률이 50％ 미만인 경우, 평균 결정립 직경을 17.0㎛ 이하로 하여, 이에 의해 어레스트성을 향상시키는 것이 곤란하다. 페라이트 면적률이 90％ 초과일 경우, 강판의 항복 응력을 270㎫ 이상으로 하는 것이 곤란하다. 원하는 판 두께 및 강도(인장 강도 및 항복 응력)를 갖는 강판을 얻을 수 있는 것이라면, 페라이트의 잔량부로서 베이나이트, 또는 펄라이트 및 베이나이트를 더 포함하는 것이 가능하다. 페라이트 면적률의 하한값을, 55％, 60％, 65％ 또는 69％로 해도 된다. 페라이트 면적률의 상한값을, 86％, 83％, 80％ 또는 77％로 해도 된다.

(강판의 베이나이트 면적률: 10 내지 50％)

베이나이트는, 강판의 강도, 평균 결정립 직경 및 집합 조직에 크게 영향을 미친다. 베이나이트 면적률이 10％ 미만인 경우, 강판의 항복 응력을 270㎫ 이상으로 하는 것이 곤란하다. 베이나이트 면적률이 50％ 초과일 경우, 강판의 평균 결정립 직경을 17.0㎛ 이하으로 하고, 또한, 후술하는 바와 같이 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100} 면적률을 강판의 판 두께 1/2부에서 20％ 이하로 함으로써, 강판의 어레스트성을 향상시키는 것이 곤란하다. 베이나이트 면적률의 하한값을 15％, 18％, 20％ 또는 23％로 해도 된다. 베이나이트 면적률의 상한값을 45％, 40％, 35％, 31％ 또는 28％로 해도 된다.

(강판의 펄라이트 면적률: 바람직하게는 10％ 이하)

펄라이트는, 원하는 판 두께 및 강도를 갖는 강판을 얻을 수 있는 것이라면, 강판 중에 포함되어도 된다. 따라서, 펄라이트 면적률은 규정되지 않는다. 그러나, 펄라이트는 강판의 내 파괴 특성을 저하시키는 경우가 있으므로, 펄라이트 면적률을, 10％ 이하, 5％ 이하, 또는 3％ 이하로 제한해도 된다. 펄라이트 면적률의 하한값은 0％이다.

(강판의 MA 면적률: 0 내지 5％)

페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 이외에, 미세한 MA(Martensite-Austenite-consituent)가 강판의 금속 조직 중에 존재하고 있어도 된다. 그러나, MA는 강판의 내 파괴 특성을 저하시키는 경우가 있으므로, MA 면적률을 0 내지 5％로 한다. MA 면적률의 상한값을 3％, 2％ 또는 1％로 해도 된다. MA 면적률은, 0％로 하는 것이 가장 바람직하다.

페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 MA 이외의 금속 조직(금속 조직의 잔량부)의 면적률을 규정할 필요는 없다. 강판의 화학 성분을 이하에 나타내는 범위 내로 하고, 또한 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률을 상술한 규정 범위 내로 하도록 강판을 제조한 경우, 상술한 금속 조직 이외의 금속 조직은 생성하지 않는다고 생각된다. 또한, 가령 상술한 금속 조직 이외의 금속 조직이 생성되었다고 해도, 생성량은 강판의 특성에 영향을 미치지 않을 정도로 작다. 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 MA 이외의 금속 조직의 면적률을 합계 1％ 이하로 제한해도 지장없다.

(강판의 평균 결정립 직경: 3.0 내지 17.0㎛)

강판 및 용접 열 영향부의 어레스트성을 주로 지배하는 인자는, 결정립계의 양(면적)이다. 결정립계가 취성 균열 전파의 장해로 되기 때문이다. 즉, 결정립계를 사이에 끼우는 인접 결정립은, 서로 결정 방위가 상이하므로, 결정립계에서는 균열이 전파되는 방향이 변화된다. 이로 인해, 결정립계에서는 미파단 영역이 발생하고, 이 미파단 영역에 의해 응력이 분산되어, 균열 폐구 응력이 발생한다. 따라서, 금속 조직 중의 결정립계의 양이 많은 경우, 균열 전파의 구동력이 저하되고, 어레스트성이 향상된다. 또한, 결정립계에서는, 미파단 영역이 최종적으로 연성 파괴되므로, 취성 파괴에 필요로 되는 에너지가 흡수된다. 이로 인해, 결정립계의 양을 증가시키면, 어레스트성이 향상된다.

결정립계의 양을 증가시키기 위해서는, 결정립 직경을 미세하게 할 필요가 있다. 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서는, 서로의 결정 방위차가 15° 이상인, 인접하는 결정 사이의 경계를 결정립계라고 정의하고, 결정립계에 의해 둘러싸인 영역을 결정립이라고 정의하고, 분할수 N을 10 이상의 정수로 설정한 경우에, 3식에 의해 정의되는 결정립의 입경 가중 평균값 D_AVE가, 판 두께 1/2부에 있어서 3.0 내지 17.0㎛이다.

p=(D_MAX-D_MIN)/N …(1식)

Dk=D_MIN+p×(k-1/2) … (2식)

D_AVE=(Σ [k=1, N](D_k×S_k))/(Σ [k=1, N]S_k) … (3식)

D_MAX는, 최대 결정립의 입경을 단위㎛로 나타내고, D_MIN은, 최소 결정립의 입경을 단위㎛로 나타내고, k는 1 이상 N 이하의 정수이며, S_k는, (D_MIN+p×(k-1))㎛ 이상 (D_MIN ₊p×k)㎛ 미만의 원 상당 직경을 갖는 결정립의 합계 면적률을 단위％로 나타낸다.

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 있어서의 「결정립계」란, 「서로의 결정 방위차가 15° 이상인, 인접하는 결정 사이의 경계」를 의미한다. 결정 방위차가 15° 미만인 결정립계는, 취성 균열 전파의 장해로는 되기 어렵고, 큰 어레스트성 향상 효과를 갖지 않으므로, 본 실시 형태에서는 고려되지 않는다. 본 실시 형태에 있어서의 「판 두께 1/X부」란, 강판 표면으로부터 판 두께의 약 1/X의 깊이에 있는 영역을 나타낸다.

본 실시 형태에 있어서는, 결정립 직경을 규정하기 위해서, 결정립 직경의 가중 평균값을 사용한다. 가중 평균값은, 상술한 1식, 2식 및 3식에 의해 산출된다. 「p」는, 분할 범위의 폭이며, 결정립 직경의 최댓값 D_MAX와 최솟값 D_MIN의 차(모든 결정립 직경 분포의 폭)를 분할수 N으로 나눔으로써 얻어진다(1식 참조). 「k」는, 1 이상 N 이하의 임의의 정수이다. 「D_k」는, k번째의 분할 범위의 중앙값이다 (2식 참조). 가중 평균값 D_AVE는, 우선 k번째의 분할 범위의 중앙값 D_K와, k번째의 분할 범위 내에 있는 결정립 직경을 갖는 결정립의 양 S_K(단위％)를 곱한 값(D_K×S_K)을 산출하고, 계속해서, D₁×S₁ 내지 D_N×S_N을 합계함으로써 얻어진다(3식 참조).

가중 평균값은, 소수의 조대 입자의 존재(이상치의 존재)를 평가하는 지표로서 우수하다. 어레스트성은, 소수의 조대한 입자에 영향을 받으므로, 가중 평균값과 양호한 상관을 나타낸다. 이에 비해, 결정립 직경의 평가 방법으로서 통상 가장 자주 사용되는 결정립 직경의 산술 평균값은, 측정 시야의 면적을, 측정 시야 중의 결정립의 개수로 나눈 값의 평방근을 산출함으로써 얻어진다. 산술 평균에 의해 결정립 직경을 평가한 경우, 소수의 조대 입자의 존재가 최종적으로 얻어지는 산술 평균값에 충분히 반영되지 않으므로, 산술 평균값과 어레스트성은 양호한 상관을 나타내지 않는다.

결정립 직경의 가중 평균값은, 결정립 직경의 산술 평균값의 2배 정도가 되는 경우도 있다. 또한, 결정립 직경의 편차가 큰 베이나이트가 금속 조직 중에 포함되는 경우, 결정립 직경의 가중 평균값은, 결정립 직경의 산술 평균값의 3 내지 10배가 될 수 있다. 본 실시 형태에서는, 「평균 결정립 직경」이라는 용어는, 특별히 언급이 없는 한 「결정립 직경의 가중 평균값」을 의미한다.

또한, 여기서 결정립 직경의 산술 평균이란, JIS G0551: 2013의 표 1에서 정의된 평균 결정립 직경(단위: ㎜)이다. 구체적으로는, 관찰한 시험면의 1㎟당의 결정립의 개수를 m으로 했을 때, 1/√m로 구해지는 입경이다.

강판의 평균 결정립 직경이, 판 두께 1/2부에서 3.0 내지 17.0㎛인 경우, -60℃에 있어서의 강판의 어레스트 인성값(Kca)이 4000N/㎜^1.5 이상이 된다. 또한 안정적으로 어레스트성을 향상시키기 위해서는, 평균 결정립 직경을 15.0㎛ 이하, 13.0㎛ 이하, 11.0㎛ 이하, 10.0㎛ 또는 9.0㎛ 이하로 해도 된다. 평균 결정립 직경이 17.0㎛를 상회하는 경우, 강판의 어레스트성이 부족하다.

강판의 각종 특성을 향상시키기 위해서, 강판의 평균 결정립 직경의 하한값을 규정할 필요는 없다. 그러나, 평균 결정립 직경을 미세하게 할수록 어레스트성은 향상되지만, 과도한 미세화는 압연의 부하를 증대시켜, 생산성을 저하시켜버린다. 따라서, 평균 결정립 직경의 하한값을, 3.0㎛로 하는 것이 바람직하다. 이 하한값은, 4.0㎛, 5.0㎛ 또는 6.0㎛로 해도 된다.

강판의 평균 결정립 직경을 판 두께 1/2부에서 규정하는 이유는, 판 두께가 10 내지 35㎜인 강판의 어레스트성은 주로 판 두께 1/2부의 평균 결정립 직경에 의해 지배되므로, 판 두께 1/2부의 평균 결정립 직경을, 그 강판의 평균 결정립 직경의 대표값으로 할 수 있기 때문이다. 또한, 판 두께 1/2부의 평균 결정립 직경을 주로 제어하는 후술하는 제조 방법에 의하면, 판 두께 1/2부 이외의 판 두께 위치에서는, 필연적으로 온도가 낮아져, 냉각 속도가 빨라지고, 결정립이 미세화되는 경향이 된다. 따라서, 판 두께 1/2부 이외의 판 두께 위치에서는, 평균 결정립 직경을 특별히 규정할 필요는 없다.

강판의 결정립 직경 측정에는, 결정 방위의 정보를 넓은 시야에서 고정밀도로 측정할 수 있는 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction pattern)법을 사용하는 것이 바람직하다. EBSD법을 사용하면, 베이나이트와 같은 복잡한 조직의 결정립 직경 측정도 가능하다.

보다 상세하게는, 결정립 직경은 이하의 방법에 의해 구해진다. 우선, EBSD법에 의해 판 두께 1/2부에 500㎛×500㎛의 영역을 측정하는 것을, 측정 위치를 1㎛씩 움직이게 하면서 반복해서 행한다. 여기서, 인접 입자와의 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정립계라고 정의하고, 이 결정립계의 원 상당 직경을 결정립 직경이라고 정의하고, 상술한 측정 결과로부터 평균 결정립 직경을 구한다.

(강판의, 판 두께 1/2부에 있어서의, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률: 2.0 내지 20.0％)

평균 결정립 직경의 제어만으로는, -60℃의 극저온 환경 하의 어레스트성을 안정적으로 향상시키는 것이 어렵다. 집합 조직을 활용한 균열 전파 방향의 제어가, 본 실시 형태에 따른 강판에는 필요해진다. 강판이 외부 응력을 받은 때 이 강판에 발생하는 취성 균열은, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 벽개면을 따라 전파되는 것을 본 발명자들은 알아냈다. 즉, 외부 응력에 대하여 수직인 면에 {100}면 집합 조직이 발달하면, 평균 결정립 직경을 3.0 내지 17.0㎛로 제어함으로써 얻어지는 어레스트성 향상 효과가 감소되어버리는 것이 판명되었다. 외부 응력이란, 강구조물에 외적으로 부여되는 응력이다. 취성 균열은, 가장 큰 외부 응력 방향에 대하여 수직인 방향으로 발생하여, 전파되는 경우가 많다. 따라서, 여기서는, 강구조물에 외적으로 부여되는 응력 중 가장 큰 것을 외부 응력이라고 정의한다. 일반적으로 외부 응력은, 강판의 주 압연 방향에 대하여 거의 평행하게 부여된다. 이로 인해, 외부 응력에 대하여 수직인 면을, 강판의 주 압연 방향에 대하여 수직인 면이라고 간주할 수 있다.

강판의 주 압연 방향은, 예를 들어 강판 표면을 피크르산에 의해 부식시키고, 구 오스테나이트의 애스펙트비를 측정함으로써 판별 가능하다. 구 오스테나이트의 애스펙트비가 큰 방향을, 강판의 주 압연 방향으로서 판별할 수 있다.

강판의 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 집합 조직이, 판 두께 1/2부에 있어서 면적률로 2.0 내지 20.0％가 되도록 하면, 취성 균열의 전파에 대한 저항력이 증대하여, 어레스트성을 향상시킬 수 있다는 것이 판명되었다.

상술한 지식에 기초하여, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서는, 판 두께 1/2부에 있어서, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률을 2.0 내지 20.0％로 한다.

판 두께 1/2부에 있어서, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률은, 작은 편이 바람직하다. 그러나, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률을 2.0％ 미만으로 하기 위해서는, 강판의 금속 조직을, 페라이트의 면적률이 90％를 초과하는 금속 조직으로 할 필요가 발생한다. 이 경우, 항복 응력을 270㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률 하한값을 2.0％로 하였다. 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률이 20.0％ 초과일 경우, 평균 결정립 직경을 미세하게 제어해도 어레스트성이 저하된다. 따라서, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률 상한값을 20.0％로 하였다. 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률 하한값을, 3.0％, 4.0％ 또는 5.0％로 해도 된다. 또한, 상기 {100}면의 면적률 상한값을, 17.0％, 15.0％, 12.0％ 또는 10.0％로 해도 된다.

강판의 집합 조직은 EBSD법에 의해 측정하는 것이 바람직하다. EBSD법에 의해 측정하는 경우, X선에 의한 측정에 비하여, 보다 넓은 시야의 집합 조직을 고정밀도로 측정하는 것이 가능하다.

보다 상세하게는, EBSD법에 의해, 판 두께 1/2부에 있어서, 강판의 주 압연 방향에 대하여 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 맵을 작성하고, 그 총 면적을 측정 면적으로 나눔으로써, 그들의 면적률을 구할 수 있다.

상기와 같은 어레스트성 향상을 위한 방책은, 항복 응력이 300 내지 500㎫ 및 판 두께가 10 내지 35㎜인 강판에 적용된다. 항복 응력이 300㎫ 미만, 또는 판 두께가 10㎜ 미만인 강판은, 어레스트성이 필요해지는 부재의 재료로서 사용되는 일은 거의 없다. 또한, 항복 응력이 500㎫ 초과, 판 두께가 35㎜ 초과인 강판에서는, 본 실시 형태에서 규정하는 평균 결정립 직경 및 집합 조직을 형성해도, 역학적 조건이 엄격해져, -60℃에 있어서의 어레스트 인성값(Kca)이 4000N/㎜^1.5 이상인 고어레스트성을 부여하는 것이 곤란한 경우가 있기 때문이다. 항복 응력의 하한값을 320㎫, 340㎫ 또는 360㎫로, 상한값을 480㎫, 460㎫ 또는 440㎫로 제한해도 된다. 판 두께의 하한값을 12㎜, 14㎜ 또는 16㎜로, 상한값을 30㎜, 26㎜ 또는 22㎜로 제한해도 된다.

인장 강도를 특별히 규정할 필요는 없지만, 450 내지 700㎫로 해도 상관없다. 필요가 있으면, 인장 강도의 하한값을 490㎫로 해도 되고, 또한, 인장 강도의 상한값을 650㎫ 또는 600㎫로 해도 된다.

(강판에 있어서의, 0.5 내지 2.0㎛의 원 상당 직경을 각각 갖는 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 밀도의 합계: 20 내지 200개/㎟)

강판에 포함되는 석출물 또는 개재물 등의 입자는, 용접 열 영향부의 인성에 크게 영향을 미친다. TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자는, 용접에 의해 강판이 가열될 때, 오스테나이트 입자의 성장을 핀 고정 효과에 의해 억제하거나, 용접 후에 강판이 냉각될 때, 페라이트가 변태되는 핵으로 되거나 함으로써, 조직을 미세화하여 용접 조인트의 인성을 향상시킬 수 있다. 그러나, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자가 취성 파괴의 발생 기점이 되어, 강판의 인성이 저하되는 경우도 있다. 따라서, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수를 치밀하게 제어하는 것이 필요해진다. 또한, 용접 조인트에 있어서 HAZ 조직을 미세화시킴으로써 조인트 인성을 향상시키기 위해서는, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자를 페라이트 변태핵으로서 이용하는 것이 바람직하다. 이것은, 상술한 핀 고정 효과만을 이용한 경우, 오스테나이트 입자 내에서의 페라이트 변태에 의한 금속 조직의 세분화가 불충분해지고, 이에 의해, 금속 조직의 미세화가 불충분해지기 때문이다. 그 위, 금속 조직을 충분히 미세화하기 위해서 핀 고정 효과만을 이용하는 경우, 다량의 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자를 분산시킬 필요가 있지만, 이에 의해 취성 파괴의 발생 기점이 될 수 있는 개소가 증가하여, 용접 조인트의 인성이 저하된다.

상기 지식에 기초하여, 본 실시 형태에 따른 강판은, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자를 페라이트 변태핵으로서 이용하기 때문에, 이하와 같은 구성을 갖는 것이라고 여겨진다. 1질량％ 이상의 Ti와 1질량％ 미만의 O와 1질량％ 이상의 N을 포함하는 석출물 또는 개재물을 본 실시 형태에 있어서의 TiN 입자라고 정의하고, 1질량％ 이상의 Mn과 1질량％ 이상의 S와 1질량％ 미만의 O를 포함하는 석출물 또는 개재물을 본 실시 형태에 있어서의 MnS 입자라고 정의하고, TiN 입자의 정의와 MnS 입자의 정의를 동시에 만족하는 석출물 또는 개재물을 본 실시 형태에 있어서의 복합 입자라고 정의한다(이후, 특별히 언급이 없는 한, 「TiN 입자」, 「MnS 입자」 및 「복합 입자」라는 용어는, 상술한 정의를 만족하는 입자를 나타냄). 이 경우에, 0.5 내지 2.0㎛의 원 상당 직경을 각각 갖는 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 밀도의 합계를 20 내지 200개/㎟로 한다.

본 실시 형태에 있어서의 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자는, 페라이트 변태핵이 된다. 또한, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자는 다른 페라이트 변태핵인 BN(질화붕소)의 석출 핵으로도 된다. 페라이트 변태핵으로서 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자를 선택한 이유는, 이하와 같다. TiN 입자는, 페라이트와의 계면 에너지가 작다(즉, 격자 정합성이 좋다). MnS 입자는, 매트릭스와의 계면 근방에 Mn의 결핍층을 발생시켜서 페라이트 변태의 구동력을 높인다. 또한, TiN 입자 및 MnS 입자는, 오스테나이트와의 계면 에너지를 높임으로써, 페라이트 변태 및 BN 석출의 핵이 되는 성능이 높아, HAZ 조직의 미세화에 크게 기여한다.

TiN 및 MnS는, 각각이 단독으로 존재하기 보다도, 복합 입자(TiN 입자의 정의와 MnS 입자의 정의를 동시에 만족하는 입자)로 되어 존재하는 편이 바람직하다. 복합 입자는, 상기한 효과를 보다 높인다. 그러나, TiN 및 MnS의 공존이 조직 미세화에 미치는 영향은, 입자 직경 및 개수 밀도가 조직 미세화에 미치는 영향과 비교하면 무시할 수 있을 만큼 작다. 따라서, TiN 입자 및 MnS 입자 중 어느 1종 이상 존재하면 된다.

TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 원 상당 직경을 0.5 내지 2.0㎛라고 규정하고, 또한 개수 밀도를 20 내지 200개/㎟라고 규정한 이유는, 이하와 같다. TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 입자 직경이 0.5㎛ 및/또는 개수 밀도가 20개/㎟ 미만인 경우, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자와 오스테나이트 사이의 계면 에너지를 충분히 크게 할 수 없어져, 이들 입자의 변태핵으로서의 능력이 작아지고, 핵 생성 사이트량이 작아지므로, 용접 열 영향부의 평균 결정립 직경을 80㎛ 이하로 할 수 없게 되는 경우가 있다. TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 입자 직경이 2.0㎛ 및/또는 개수 밀도가 200개/㎟ 초과일 경우, 이들 입자가 취성 파괴의 발생 기점이 되기 쉬워, 강판의 인성이 저하되어버리는 경우가 있다. TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자 각각의 원 상당 직경의 하한값을, 0.6㎛, 0.7㎛ 또는 0.8㎛로 해도 된다. 또한, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자 각각의 원 상당 직경의 상한값을 1.8㎛, 1.5㎛ 또는 1.3㎛로 해도 된다. 인성 향상을 위해 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자 각각의 개수 밀도의 하한값을 30개/㎟, 40개/㎟, 50개/㎟ 또는 60개/㎟로 해도 된다. 또한, 각 입자의 개수 밀도의 현실적인 범위를 감안하여, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자 각각의 개수 밀도의 상한값을 180개/㎟, 160개/㎟, 140개/㎟ 또는 120개/㎟로 해도 된다. 또한, 입자 직경이 2.0㎛ 초과인 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자(조대 입자)는, 취성 파괴의 발생 기점이 되어, 조인트 인성을 저하시키는 경우가 있다. 이로 인해, 입자 직경이 2.0㎛ 초과인 각 입자의 개수 밀도는 50개/㎟ 이하 또는 20개/㎟ 이하인 것이 바람직하다. 입자 직경이 0.5㎛ 미만인 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 밀도는, 페라이트의 핵 생성 능력이 낮아, 금속 조직에의 영향이 작다. 따라서, 입자 직경이 0.5㎛ 미만인 각 입자의 개수 밀도를 특별히 규정할 필요는 없다.

TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 및 입경을 규정하는 위치를 한정할 필요는 없다. 입자의 개수 및 입경에, 위치가 미치는 영향은 비교적 작기 때문이다. 본 실시 형태에서는, 판 두께 1/4부에 있어서의 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 및 입경을, 강판을 대표하는 값으로서 사용하였다.

(1 내지 10㎛의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자의 개수 밀도: 20 내지 200개/㎟)

또한, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서는, 판 두께 1/4부에 있어서의 원 상당 직경 1 내지 10㎛의 산화물 입자의 개수 밀도를 20 내지 200개/㎟로 하는 것이 바람직하다.

산화물 입자는, 핀 고정 입자 및/또는 페라이트 변태핵으로서 사용하지 않는다. 또한, 산화물 입자는, 취성 파괴의 발생 기점이 되어, 조인트 인성을 저하시킨다. 따라서 산화물 입자의 개수 밀도를 최대한 저감시키는 편이 바람직하다. 그러나, 산화물 입자의 개수 밀도를 과잉으로 감소시키면, 강판 제조 비용이 커지는 등의 문제가 발생하여, 산업 이용상 바람직하지 않다.

산업 이용상 허용 할 수 있는 범위에서 최대한 탈산 공정을 행한 경우에, 불순물로서 존재하는 산화물 입자의 원 상당 직경은 약 1㎛이며, 개수 밀도는 약 20개/㎟이다. 따라서, 산화물 입자의 원 상당 직경 하한값을 1㎛로 하고, 산화물 입자의 개수 밀도의 하한값을 20개/㎟로 한다. 산화물 입자의 개수 밀도의 하한값을 0개/㎟, 10개/㎟, 20개/㎟, 40개/㎟, 또는 60개/㎟로 해도 된다. 1㎛ 미만의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자의 존재는 허용된다. 왜냐하면, 1㎛ 미만의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자는, 인성에 거의 영향을 미치지 않기 때문이다. 따라서, 1㎛ 미만의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자의 개수 밀도를 규정할 필요는 없다.

산화물 입자의 원 상당 직경이 10㎛ 초과이며, 및/또는 개수 밀도가 200개/㎟ 초과일 경우, 산화물 입자는 취성 파괴의 발생 기점이 되어, 강판의 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, 산화물 입자의 원 상당 직경 상한값을 10㎛로 하고, 산화물 입자의 개수 밀도의 상한값을 200개/㎟로 하였다. 바람직한 산화물 입자의 개수 밀도의 상한값은, 150개/㎟이며, 더욱 바람직하게는 100개/㎟이다. 특히 파괴의 기점이 되기 쉬운 산화물 입자를 저감시키기 위해서, 산화물 입자의 상한값을 8㎛ 또는 6㎛로 해도 된다. 10㎛ 초과의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자(조대 입자)는, 강판 중에 함유되지 않는 것이 바람직하다. 그러나, 1 내지 10㎛의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자의 개수 밀도를 상술한 바와 같이 저감시킨 경우, 10㎛ 초과의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자도 충분히 제거되어 있다고 생각되므로, 10㎛ 초과의 원 상당 직경을 갖는 산화물 입자의 개수 밀도를 규정할 필요는 없다.

산화물 입자의 개수 및 입경을 규정하는 위치를 한정할 필요는 없다. 산화물 입자의 개수 및 입경에, 위치가 미치는 영향은 비교적 작기 때문이다. 본 실시 형태에서는, 판 두께 1/4부에 있어서의 산화물 입자의 개수 및 입경을, 강판을 대표하는 값으로서 사용하였다.

산화물 입자의 개수 밀도 및 입경의 측정을 위해서는, 주사형 전자 현미경(SEM: Scanning Electron Microscope)을 사용하여, 넓은 시야에서 측정하는 것이 바람직하다.

보다 상세하게는, 1㎜×1㎜의 영역에 있어서, 반사 전자상으로 산화물 입자를 식별하고, SEM에 포함되는 EDS(Energy Dispersive X-ray Spectrometer)에 의해 조성을 분석하고 산화물 입자를 동정한다. 또한, 산화물 입자상을 촬영하고, 화상 해석에 의해 원 상당 직경을 구하고, 나아가서는 개수를 카운트함으로써, 산화물 입자의 개수 밀도를 구한다. 이 산화물 입자 측정은, 자동으로 연속적으로 행할 수 있는 SEM에 부속되는 소프트를 사용하여 측정해도 된다. 측정할 때의 판 두께 위치는 임의이면 되지만, 판 두께 1/4부를 대표로서 측정한다.

(화학 조성)

이하, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 성분에 관한 「％」는 질량％를 의미한다.

(C: 0.040 내지 0.090％)

C는, 모재의 강도를 확보하기 위해서 0.040％ 이상 함유시킨다. C의 함유량이 0.090％를 초과하면, 시멘타이트 및 MA 등의 취화상이 증가하여, 조인트 인성을 확보하는 것이 곤란해지므로, C의 함유량은, 0.090％ 이하로 한다. 따라서, C 함유량의 하한값은 0.040％이며, 바람직하게는 0.050％, 보다 바람직하게는 0.060％이다. C 함유량의 상한값은 0.090％이며, 바람직하게는 0.080％, 보다 바람직하게는 0.070％이다.

(Si: 0.01 내지 0.20％)

Si는, 탈산 원소 및 강화 원소로서 유효하므로, 0.01％ 이상 함유시킨다. Si의 함유량이 0.20％를 초과하면, MA가 증가하고, 조인트 인성이 크게 열화되므로, Si의 함유량은 0.20％ 이하로 한다. Si 함유량의 하한값은 0.01％이며, 바람직하게는 0.03％, 보다 바람직하게는 0.05％이다. Si 함유량의 상한값은 0.20％이며, 바람직하게는 0.15％, 보다 바람직하게는 0.10％이다.

(Mn: 1.30 내지 1.80％)

Mn은, 뚜겁기 모재의 강도와 인성을 확보하기 위해서 1.30％ 이상 함유시킨다. Mn의 함유량이 1.80％를 초과하면, Mn의 중심 편석이 현저해지고, 중심 편석이 발생한 부분에 있어서의 모재 및 HAZ의 인성이 열화되므로, Mn의 함유량은, 1.80％ 이하로 한다. Mn 함유량의 하한값은 1.30％이며, 바람직하게는 1.35％, 보다 바람직하게는 1.40％이다. Mn 함유량의 상한값은 1.80％이며, 바람직하게는 1.70％, 보다 바람직하게는 1.60％이다.

(P: 0.020％ 이하로 제한)

P는, 불순물 원소의 하나이다. 조인트 인성을 안정적으로 확보하기 위해서, P의 함유량을 0.020％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.015％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.010％ 이하이다. P 함유량은 적으면 적을수록 바람직하므로, P 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, P 함유량을 저감시키기 위한 비용을 고려하여, 0.0005％를 P 함유량의 하한값으로 해도 된다.

(S: 0.001 내지 0.010％)

S는, 불순물 원소의 하나인데, MnS 입자를 생성하기 위해서 필요한 원소이다. MnS 입자를 생성시켜, 조인트 인성을 확보하기 위해서, 0.001％ 이상의 S를 함유시킨다. 그러나, S의 함유량이 0.010％를 초과하면, 조대한 MnS 입자가 증가하여, 조인트 인성이 저하되므로, S의 함유량은 0.010％ 이하로 한다. S 함유량의 하한값은 0.001％이며, 바람직하게는 0.0015％, 보다 바람직하게는 0.002％이다. S 함유량의 상한값은 0.010％이며, 바람직하게는 0.008％, 보다 바람직하게는 0.006％ 또는 0.005％이다.

(Al: 0.005 내지 0.100％)

Al은, 강을 탈산하는 역할을 갖고, 불순물 원소의 하나인 O를 저감한다. Al 이외에, Si 및 Mn도 탈산에 기여하지만, Si 및 Mn이 첨가되는 경우에도, Al의 함유량이 0.005％ 미만이면, 안정적으로 O를 저감할 수는 없다. 그러나, Al의 함유량이 0.1％를 초과하면, 알루미나계의 조대 산화물 및 조대 산화물의 클러스터가 금속 조직 중에 생성되어, 모재 및 HAZ의 인성이 손상된다. 따라서, Al의 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Al 함유량의 하한값은 0.005％이며, 바람직하게는 0.010％, 보다 바람직하게는 0.020％이다. Al 함유량의 상한값은 0.100％이며, 바람직하게는 0.080％, 보다 바람직하게는 0.060％ 또는 0.050％이다.

(Nb: 0.003 내지 0.030％)

Nb는, 본 실시 형태에 있어서 중요한 원소이다. 소정의 평균 결정립 직경 및 집합 조직을 형성시키기 위해서는, 압연 온도를 미 재결정 오스테나이트 영역(미 재결정 오스테나이트가 금속 조직 중에 유지되는 온도 영역)에 설정한 압연을 행하여 강판을 제조하는 것이 필요해진다. Nb는, 미 재결정 오스테나이트 영역을 확대시키기 위해서 유효한 원소이다. 미 재결정 오스테나이트 영역이 확대된 경우, 압연 온도를 상승시킬 수 있어, 생산성 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Nb를 0.003％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Nb의 함유량이 0.030％를 초과하면, HAZ의 경도가 과잉으로 증대하여, 조인트 인성이 저하되므로, Nb의 함유량은, 0.030％ 이하로 한다. Nb 함유량의 하한값은 0.003％이며, 바람직하게는 0.004％, 보다 바람직하게는 0.005％이다. Nb 함유량의 상한값은 0.020％이며, 바람직하게는 0.015％, 보다 바람직하게는 0.010％이다.

(Ti: 0.003 내지 0.030％)

Ti는, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Ti를 함유시킴으로써, 강판 중에 TiN 입자를 형성한다. TiN 입자는, 강판 가열시에 오스테나이트 입경이 커지는 것을, 핀 고정 효과에 의해 억제한다. 오스테나이트 입경이 커지면, 변태 조직의 평균 결정립 직경도 커지므로, 소정의 평균 결정립 직경을 얻는 것이 곤란해져, 강판의 인성 및 어레스트성이 저하된다. 또한, 모재에서 핀 고정 효과에 사용한 미세한 TiN 입자는, 용접의 가열시에 대부분이 고용되지만, 조대한 TiN 입자는 HAZ 내에 녹아서 남고, BN 입자의 석출핵 및 페라이트의 변태핵으로서 기능하여, HAZ 조직의 미세화에 기여한다. TiN 입자가 포함되지 않는 경우, 소정의 평균 결정립 직경을 얻는 것이 곤란해져, 조인트 인성이 저하된다. 필요한 평균 결정립 직경을 얻어, 인성, 어레스트성 및 조인트 인성을 향상시키기 위해서는, Ti를 0.003％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ti의 함유량이 0.030％를 초과하면, 취성 파괴의 기점이 될 수 있는 조대한 TiN 입자 및 TiC 입자가 형성되어, 강판의 인성 및 조인트 인성이 저하된다. 따라서, Ti의 함유량은 0.030％ 이하로 한다. Ti 함유량의 하한값은 0.003％이며, 바람직하게는 0.005％, 보다 바람직하게는 0.007％이다. Ti 함유량의 상한값은 0.030％이며, 바람직하게는 0.020％, 보다 바람직하게는 0.015％이다.

(B: 0.0003 내지 0.0040％)

B는, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. HAZ에 있어서, B는, BN 입자를 형성한다. BN 입자는 페라이트의 변태핵으로서의 기능을 가지므로, B 함유는 HAZ 조직 미세화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0003％ 이상의 B를 함유시킬 필요가 있다. 그러나, B의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 0.0040％를 B 함유량의 상한값으로 한다. B의 함유량이 0.0040％를 초과하면, 취성 파괴의 기점이 될 수 있는 조대한 BN 입자가 형성되거나, 고용 B가 증가하여 과도하게 켄칭성이 높아지는 것에 의해 HAZ의 경도가 과잉으로 커지거나 함으로써, 조인트 인성이 저하된다. 따라서, B의 함유량은, 0.0040％ 이하로 한다. B 함유량의 하한값은 0.0003％이며, 바람직하게는 0.0005％, 보다 바람직하게는 0.0007％이다. B 함유량의 상한값은 0.0040％이며, 바람직하게는 0.0030％, 보다 바람직하게는 0.0020％ 또는 0.0016％이다.

(N: 0.0020 내지 0.0080％)

N은, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 상기한 바와 같이 TiN 입자 및 BN 입자를 형성하고, 인성, 어레스트성 및 조인트 인성을 향상시키기 위해서, 0.0020％ 이상의 N을 함유시킬 필요가 있다. 그러나, N의 함유량이 0.0080％를 초과하면, 강판이 취화되므로, N의 함유량은, 0.0080％ 이하로 한다. N 함유량의 하한값은 0.0020％이며, 바람직하게는 0.0025％, 보다 바람직하게는 0.0030％이다. N 함유량의 상한값은 0.0080％이며, 바람직하게는 0.0070％, 보다 바람직하게는 0.0060％ 또는 0.0050％이다.

(O: 0.0005 내지 0.0040％)

O는, 불순물 원소의 하나이다. 조대한 산화물 입자의 생성을 억제하고, 조인트 인성을 안정적으로 확보하기 위해서, O의 함유량을 0.0040％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, 0.0030％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.0020％ 이하이다. 하한값은, O 함유량을 저감시키기 위한 비용을 고려하여, 0.0005％, 바람직하게는 0.0010％, 보다 바람직하게는 0.0015％이다.

본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에 있어서, 상술한 원소의 잔량부는 Fe 및 불순물이면 된다. 단, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성은, 필요에 따라 Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ca, Mg 및 REM 중 적어도 1종을 함유해도 된다. 또한, 이들 원소가 불순물 레벨로 미량 함유되어 있어도 본 실시 형태에서는 허용할 수 있다. 이하, 각각의 원소의 첨가 효과 및 함유량에 대하여 설명한다. 이들 원소가 의도적으로 첨가되어 있었다고 해도, 불순물로서 혼입되었다고 해도, 이들 원소의 함유량이 규정 범위 내인 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판이라고 간주한다.

(Cu: 0 내지 1.00％)

Cu를 함유시킴으로써, 모재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.10％ 이상의 Cu를 함유시켜도 된다. 단, Cu의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 1.00％를 Cu 함유량의 상한값으로 한다. Cu 함유량의 하한값은 0％이며, 모재의 강도 및 인성의 향상을 위해서 0.10％, 0.15％, 또는 0.20％로 해도 된다. 조인트 인성 및 용접성의 향상을 위해서 Cu 함유량의 상한값은 1.00％이며, 필요에 따라, 0.80％, 0.50％, 또는 0.30％로 제한해도 된다.

(Ni: 0 내지 1.00％)

Ni를 함유시킴으로써, 모재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.10％ 이상의 N을 함유시켜도 된다. 단, Ni의 함유량이 너무 많으면, 제조 비용이 높아지고, 또한 조인트 인성 및 용접성이 악화된다. 따라서, 1％를 Ni 함유량의 상한값으로 한다. Ni 함유량의 하한값은 0％이며, 모재의 강도 및 인성의 향상을 위해서 0.15％, 또는 0.20％로 해도 된다. 비용 삭감 및/또는 조인트 인성 및 용접성의 향상을 위해서 Ni 함유량의 상한값은 1.00％이며, 필요에 따라, 0.70％, 0.50％, 또는 0.30％로 제한해도 된다.

(Cr: 0 내지 1.00％)

Cr을 함유시킴으로써, 모재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.10％ 이상의 Cr을 함유시켜도 된다. 그러나, Cr의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 1.00％를 Cr 함유량의 상한값으로 한다. 따라서, Cr 함유량의 하한값은 0.05％ 또는 0.10％이다. Cr의 상한값은, 필요에 따라, 1.00％, 0.80％, 0.50％, 0.30％, 0.20％ 또는 0.12％이어도 된다.

(Mo: 0 내지 0.50％)

Mo를 함유시킴으로써, 모재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.01％ 이상의 Mo를 함유시켜도 된다. 단, Mo의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 0.50％를 Mo 함유량의 상한값으로 한다. Mo 함유량의 하한값은 0％이며, 0.01％, 0.02％ 또는 0.03％로 해도 된다. Mo 함유량의 상한값은 0.50％이며, 필요에 따라, 0.30％, 0.20％, 0.10％ 또는 0.06％이어도 된다.

(V: 0 내지 0.1％)

V를 함유시킴으로써, 모재의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 V를 함유시켜도 된다. 단, V의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 0.10％를 V 함유량의 상한값으로 한다. V 함유량의 하한값은 0％이며, 0.01％, 0.015％ 또는 0.02％로 해도 된다. V 함유량의 상한값은 0.10％이며, 필요에 따라, 0.08％, 0.06％, 또는 0.04％이어도 된다.

(Ca: 0 내지 0.0050％)

Ca를 함유시킴으로써, 조인트 인성이 향상된다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.0003％ 이상의 Ca를 함유시켜도 된다. 단, Ca의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 0.0050％를 Ca 함유량의 상한값으로 한다. Ca 함유량의 하한값은 0％이며, 0.0003％, 0.0005％ 또는 0.0007％로 해도 된다. Ca 함유량의 상한값은 0.0050％이며, 필요에 따라, 0.0040％, 0.0030％, 또는 0.0020％이어도 된다.

(Mg: 0 내지 0.0050％)

Mg을 함유시킴으로써, 조인트 인성이 향상된다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.0003％ 이상의 Mg을 함유시켜도 된다. 단, Mg의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 0.0050％를 Mg 함유량의 상한값으로 한다. Mg 함유량의 하한값은 0％이며, 0.0003％, 0.0005％ 또는 0.0007％로 해도 된다. Mg 함유량의 상한값은 0.0050％이며, 필요에 따라, 0.0050％, 0.0040％, 0.0030％, 또는 0.0020％이어도 된다.

(REM: 0 내지 0.0050％)

「REM」이라는 용어는, Sc, Y 및 란타노이드를 포함하는 합계 17 원소를 가리키고, 「REM의 함유량」이란, 이들 17 원소의 합계 함유량을 의미한다. REM을 함유시킴으로써, 조인트 인성이 향상된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0003％ 이상의 REM을 함유시켜도 된다. 단, REM의 함유량이 너무 많으면, 조인트 인성 및 용접성이 악화되므로, 0.0050％를 REM 함유량의 상한값으로 한다. REM 함유량의 하한값은 0％이며, 0.0003％, 0.0005％ 또는 0.0007％이어도 된다. REM 함유량의 상한값은 0.0050％이며, 필요에 따라, 0.0040％, 0.0030％, 또는 0.0020％이어도 된다.

강판 및 용접 조인트의 강도 및 인성 향상 등을 위하여, 상술한 선택 원소를 의도적으로 함유시킬 수 있다. 그러나, 합금 비용 저감 등을 위하여, 이들 선택 원소를 전혀 함유시키지 않아도 상관없다. 따라서, 상술한 선택 원소의 함유량의 하한값은 모두 0％이다. 그러나, 의도적으로 첨가하지 않는 경우에도, 불순물로서, Cu: 0.10％ 미만, Ni: 0.10％ 미만, Cr: 0.10％ 미만, Mo: 0.010％ 미만, V: 0.010％ 미만, Ca: 0.0003％ 미만, Mg: 0.0003％ 미만, REM: 0.0003％ 미만이, 강 중에 함유될 수 있다. 이들 원소는, 강 중에 불순물로서 함유된 경우에도, 본 실시 형태에 따른 강판의 특성에는 전혀 영향을 미치지 않는다.

본 실시 형태에 따른 강판은, 상기 필수 성분을 함유하고, 또한 상기 선택 성분의 함유량이 제한되어, 잔량부가 Fe 및 불순물을 포함한다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 용접 강재는, 상기 성분 이외에, 강재 자체의 강도, 인성 등을 한층더 개선할 목적으로, 또는 스크랩 등의 부 원료로부터의 불순물로서, 이하의 합금 원소를 함유해도 된다.

Sb는 조인트 인성을 손상시킨다. 따라서, Sb 함유량[Sb]은, 0.010％ 이하인 것이 바람직하고, 0.005％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

Sn은 조인트 인성을 손상시킨다. 따라서, Sn 함유량[Sn]은, 0.010％ 이하인 것이 바람직하고, 0.005％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

As는 조인트 인성을 손상시킨다. 따라서, As 함유량[As]은, 0.010％ 이하인 것이 바람직하고, 0.005％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

또한, 상기한 필수 성분 및 선택 성분이 갖는 상기 효과를 충분히 발휘시키기 위해서, Zr, Co, Zn 및 W 각각의 함유량을, 0.01％ 이하 또는 0.005％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Sb, Sn, As, Zr, Co, Zn 및 W의 하한값을 제한할 필요는 없고, 각 원소의 함유량의 하한값은 0％이다. 또한, 하한값의 규정이 없는 합금 원소(예를 들어, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ca, Mg, REM, Sb, Sn, As, Zr, Co, Zn 및 W)가 의도적으로 첨가되었다고 해도 또는 불순물로서 혼입되었다고 해도, 그 함유량이 규정 범위 내에 있으면, 그 강재는 본 실시 형태에 따른 강재라고 판단된다.

(탄소당량 CE: 0.30 내지 0.40％)

본 실시 형태에 따른 강판에서는, 하기 4식에 의해 구해지는 탄소당량 CE를, 0.30 내지 0.40％로 한다.

CE=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (4식)

여기서, 식 중에 기재된 원소 기호는, 강판 중에 함유되어 있는 각 성분의 함유량을 질량％로 나타낸다. 함유량이 0％인 성분이 있는 경우에는, 상기 4식에서 당해 성분의 함유량으로서 0％를 대입하여 계산하는 것으로 한다.

강판의 탄소당량이 0.30％ 미만이 되면, 300㎫ 이상의 항복 강도, -60℃에서의 어레스트성 및 조인트 인성에 관해 요구를 충족시키는 강판이 얻어지지 않는다. 탄소당량이 0.40％를 초과하면, -60℃에서의 어레스트성 및 조인트 인성에 관해 요구를 충족시키는 강판이 얻어지지 않는다. 따라서, 강판의 탄소당량 하한값은 0.30％, 바람직하게는 0.31％, 보다 바람직하게는 0.32％, 더욱 바람직하게는 0.33％이며, 탄소당량의 상한값은 0.40％, 바람직하게는 0.39％, 보다 바람직하게는 0.38％, 더욱 바람직하게는 0.37％ 또는 0.36％이다.

(SOLB: -0.0015 내지 +0.0015％)

본 실시 형태에 따른 강판에서는, 하기 5 식에 의해 구해지는 SOLB(Solute B)을 -0.0015 내지 +0.0015％로 한다.

SOLB=0.226Ti+B-0.772N …(5식)

여기서, 식 중에 기재된 원소 기호는, 강판 중에 함유되어 있는 각 성분의 함유량을 질량％로 나타낸다.

SOLB는, HAZ의 평균 결정립 직경 및 경도를 소정의 범위로 제어하고, 조인트 인성을 확보하기 위한 지표이다. 강판의 SOLB가 -0.0015％ 미만이 되면, HAZ의 평균 결정립 직경이 조대화하여, -60℃에서의 조인트 인성을 만족할 수 없다. SOLB가 +0.0015％를 초과하면, B가 과잉으로 존재함으로써, 강판의 켄칭성이 급격하게 증가하고, HAZ의 평균 입경을 80㎛ 이하로 하고, 또한 HAZ의 비커스 경도를 190 이하로 할 수 없게 되므로, -60℃에서의 조인트 인성을 만족할 수 없다. 따라서, SOLB의 하한값은 -0.0015％, 바람직하게는 -0.0010％, 보다 바람직하게는 -0.0005％, 더욱 바람직하게는 0％이며, SOLB의 상한값은 +0.0015％, 바람직하게는 +0.0013％, 보다 바람직하게는 +0.0010％, 더욱 바람직하게는 +0.0008％이다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 강판이 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

(용제 공정)

먼저, 원하는 화학 조성으로 조정한 용강을, 전로 등을 사용한 공지된 용제 방법으로 용제한다. 단, 탈산 및 화학 조성의 조정은, 용제 공정 중에, 이하에 기재한 바와 같이 행할 필요가 있다.

RH법에 의한 2차 정련으로, 우선, 강한 탈산력을 저비용으로 얻을 수 있는 Al을 사용하여, 강 중의 용존 산소량을 40ppm 이하로 억제한다. 계속해서, Ar의 불어넣기와 환류를 5분 이상 행하고, 이에 의해 강 중의 용존 산소량을 20ppm 이하로 억제한다. 상술한 수준까지 탈산을 행함으로써, 취성 파괴의 발생 기점이 되는 원 상당 직경 1 내지 10㎛의 산화물 입자의 개수 밀도를 200개/㎟ 이하로 감소시킬 수 있고, 이에 의해 조인트 인성의 저하를 방지할 수 있다. RH법에 의한 2차 정련에서 Ar을 불어넣는 이유는, 알루미나 등의 조대 산화물을 부상시켜서 제거하는 효과가 있기 때문이다.

용강의 화학 성분을 조정하기 위해서는, 용제 공정에서 합금 원소를 투입할 필요가 있다. Ti 및 B는, Al 탈산 후에 투입하는 것이 바람직하다. 또한, Ca, Mg 및 REM도, 만일 강판에 함유시키는 경우, Al 탈산 후에 투입하는 것이 바람직하다. Ti, B, Ca, Mg 및 REM은 산화물을 형성하므로, Al 탈산 전에 투입된 경우, 탈산 반응을 방해하여, 수율을 저하시킬 우려가 있다. 그밖의 원소는, 탈산 전에 투입해도 탈산 후에 투입해도 되지만, 탈산 후에 투입되는 것이 통상이다. 또한, Si 및 Mn은 탈산 효과를 가지므로, Al 탈산 전에 투입된 경우, 탈산을 더욱 효과적으로 행할 수 있다. 그러나, Si 및 Mn이 탈산 후에 첨가되었다고 해도, 강판의 특성이 저하되는 일은 없다.

또한, 연속 주조 등의 공지된 주조 방법에 의해, 용강을 강편(주조편, 슬래브)으로 한다. 단, 주조시의 강편의 판 두께 1/4부의 900 내지 1300℃의 범위에 있어서의 냉각 속도를 0.05 내지 5.00℃/s로 한다. 이것은, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자를 석출시키기 위해서이다. HAZ에서 페라이트 변태핵으로서 사용하는 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자는, 강편 제조 단계에서의 석출 제어를 적절하게 행하지 않으면, 이후의 공정에 있어서의 재가열 시에, 용해, 또는 조대화되어버린다. 용해 또는 조대화가 발생한 경우, 소정의 입자 직경과 개수 밀도를 갖는 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자를 포함하는 강판을 얻을 수 없게 된다. 바람직한 냉각 조건은, 950 내지 1250℃의 범위에서 냉각 속도를 0.1 내지 4℃/s로 하는 것이며, 더욱 바람직한 냉각 조건은, 1000 내지 1200℃의 범위에서 냉각 속도를 0.2 내지 3.0℃/s로 하는 것이다.

강편은, 강편의 판 두께 1/2부가 700℃ 이하로 될 때까지 냉각하는 것이 바람직하다. 즉, 강편의 판 두께 1/2부의 냉각 정지 온도를 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 강편의 판 두께 1/2부의 냉각 정지 온도가 700℃ 초과일 경우, 냉각 중에 발생하는 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 완료되지 않으므로, 후속 공정에서의 가열 시에, 페라이트로부터 오스테나이트로의 역변태를 이용한 미립화 효과가 얻어지기 어려워진다. 미립화 효과를 얻지 못할 경우, 오스테나이트 입자가 조대가 되어, 압연 후에 결정립 직경을 미세화시키는 것이 곤란해진다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 650℃ 이하이고, 더욱 바람직하게는 600℃ 이하이다. 단, 후속 공정에서의 가열 온도가 1100℃ 이하이며, 또한 조압연의 압하율을 30％ 이상으로 할 수 있는 경우에는, 재결정에 의해 오스테나이트 입자를 미세화하는 것이 가능하므로, 강편의 판 두께 1/2부의 냉각 정지 온도를 700℃ 초과로 하는 것은 허용할 수 있다.

(재가열 및 균열 유지 공정)

강편을 강판의 제조를 위해서 재가열할 때는, 균열대의 분위기 온도가 1000 내지 1150℃인 가열로 내에서, 판 두께 중심 온도를 950 내지 1100℃로 한 상태로 20 내지 90분간 균열 유지한다.

균열대의 분위기 온도가 1000℃ 미만에서는, 강편을 충분히 가열할 수 없어, 용체화가 불충분해진다. 분위기 온도가 1150℃를 초과하면, 강편의 오스테나이트 입자가 조대화하여, 그 후의 압연 공정에서 결정립을 미세화시키는 것이 곤란해진다.

균열 유지시의 판 두께 중심 온도가 950℃ 미만에서는, 용체화가 불충분해지고, 또한 오스테나이트 입자가 미세화됨으로써 켄칭성이 저하되므로, 소정의 강도를 충족시키는 강판으로 하는 것이 곤란하다. 균열 유지시의 판 두께 중심 온도가 1100℃를 초과하면, 오스테나이트 입자가 조대화하여, 그 후의 압연 과정에서 결정립을 미세화시키는 것이 곤란해지고, 또한, 압연을 개시하기 위한 온도까지 주조편 온도가 저하되는 것을 기다리는 시간이 발생하므로, 생산성이 낮아진다.

균열 유지시의 유지 시간이 20분 미만에서는, 용체화가 불충분해지고, 90분 초과에서는, 오스테나이트 입자가 조대화됨과 함께, TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자가 용해되어, 소정의 입자 직경과 개수 밀도가 얻어지지 않는다.

(조압연 공정)

계속해서, 누적 압하율이 30 내지 90％인 조압연을 실시한다. 누적 압하율이 30％ 미만이 되면, 오스테나이트의 재결정에 의한 미세화가 곤란해지고, 누적 압하율이 90％를 초과하면, 오스테나이트의 미세화 효과가 포화됨과 함께, 패스수가 증가하여 생산성이 저하된다.

(마무리 압연 공정)

계속해서, 압연 개시 시의 판 두께 중심 온도가 760℃ 내지 880℃이고, 평균 1패스 압하율이 10 내지 25％이며, 또한 누적 압하율이 60 내지 85％인 마무리 압연을 실시한다. 마무리 압연 종료 시의 온도는 760℃ 내지 840℃로 한다.

마무리 압연 시의 판 두께 중심 온도가 880℃를 초과하면, 강편 온도가 미 재결정 영역에 충분히 도달하지 않고, 전위의 증가가 억제되어, 결정립을 미세화할 수 없다. 판 두께 중심 온도가 760℃ 미만이 되면, 생산성이 저하되고, 또한 가공 페라이트가 금속 조직 중에 발생하므로, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률을 20％ 이하로 하는 것이 곤란해진다.

마무리 압연 시의 평균 1패스 압하율을 10 내지 25％로 하는 이유는 이하와 같다. 평균 1패스 압하율이 10％ 미만인 경우, 판 두께 1/2부에 있어서 {100} 집합 조직이 발달하고, 강판의 압연 방향의 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률을 20％ 이하로 하는 것이 곤란해진다. 평균 1패스 압하율을 25％ 초과로 하는 것은, 압연기의 부담이 매우 커지기 때문에, 실현이 곤란하다.

마무리 압연 시의 누적 압하율을 60 내지 85％로 하는 이유는, 이하와 같다. 마무리 압연 시의 누적 압하율이 60％ 미만에서는, 전위의 축적에 의해 결정립 미세화 및 소정의 집합 조직의 발달을 행하는 것이 곤란해진다. 마무리 압연 시의 누적 압하율이 85％ 초과에서는, 전위의 축적에 의한 결정립 미세화 효과가 포화되어, 더욱 생산성이 저하된다. 결정립의 미세화를 위해서, 마무리 압연 종료 시의 온도를 840℃ 이하로 한다.

(가속 냉각 공정)

상기 열간 압연에 이어서, 판 두께 중심 온도가 740℃ 이상에서 550℃ 이하로 될 때까지, 15 내지 60℃/s의 판 두께 중심 냉각 속도로 가속 냉각을 실시한다.

가속 냉각 개시 시의 판 두께 중심 온도(가속 냉각 개시 온도)가 740℃ 미만이 되면, 페라이트 변태가 진행되어, 금속 조직이 조대 입자화되므로, 결정립을 미세화시키는 것이 곤란하다. 가속 냉각의 판 두께 중심 냉각 속도가 15℃/s 미만이 되면, 결정립을 미세화시키는 것이 곤란해진다. 가속 냉각 개시 시의 판 두께 중심 냉각 속도가 60℃/s를 초과하는 경우, 페라이트 면적률이 50％ 미만이 되고, 소정의 평균 결정립 직경 및 집합 조직으로 하는 것이 곤란해진다. 가속 냉각 개시 시의 판 두께 중심 온도(가속 냉각 정지 온도)가 550℃를 초과하면, 결정립을 미세화시키는 것이 곤란해진다. 가속 냉각 정지 온도의 하한값을 규정할 필요는 없지만, 수온 이하의 온도로는 할 수 없으므로, 수온 또는 실온(예를 들어 약 25℃)을 하한값으로 한다. 가속 냉각의 판 두께 중심 냉각 속도의 상한값을 규정할 필요는 없지만, 장치의 냉각 능력을 고려하면, 70℃/s가 가속 냉각의 판 두께 중심 냉각 속도의 상한값이 된다.

강편 및 강판의 판 두께 중심 온도를 제어 대상으로 함으로써, 본 실시 형태에 따른 강판을 제조할 수 있다. 강판의 표면 온도를 제어 대상으로 하는 것보다도, 강판의 판 두께 중심 온도를 제어 대상으로 하는 것이 바람직하다. 강판의 판 두께 중심 온도를 제어 대상으로 함으로써, 판 두께가 변화된 경우 등에도 적절하게 제조 조건을 제어할 수 있고, 재질의 편차가 작고, 품질이 좋은 강판을 효율적으로 제조할 수 있다.

압연 공정에서는, 통상, 가열부터 압연까지의 사이, 강판의 표면 온도 등을 측정하면서 강판 내부의 온도 분포를 계산하고, 그 온도 분포의 계산 결과로부터 압연 반력 등을 예측하면서, 압연의 제어를 행하고 있다. 이와 같이, 압연 중에 강판 중심 온도를 용이하게 구할 수 있다. 가속 냉각을 행하는 경우도, 마찬가지로 판 두께 내부의 온도 분포를 예측하면서, 가속 냉각의 제어를 행하고 있다.

가속 냉각을 실시한 후, 필요에 따라 300 내지 650℃에서 템퍼링을 행해도 된다.

300℃ 미만에서의 템퍼링에서는, 템퍼링의 효과가 얻어지기 어렵다. 템퍼링 온도가 650℃를 초과하면, 연화량이 커지고, 강도, 인성의 확보가 곤란해진다. 템퍼링 온도는, 바람직하게는 400 내지 600℃이고, 더욱 바람직하게는 450 내지 550℃이다.

본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 상술한 제조 방법에 한정되지 않는다. 강판의 제조 방법이 상술한 것 이외의 제조 방법이어도, 그 강재의 함유량 및 조직 등이 규정 범위 내에 있으면, 그 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판이라고 간주된다.

[실시예]

이하, 실시예에 기초하여, 본 발명의 효과에 대하여 설명한다.

제강 공정에 있어서 용강의 화학 조성을 조정하고, 그 후, 연속 주조에 의해 강편 A 내지 AI를 제조하였다. 강편 A 내지 O가 발명강이며, 강편 P 내지 AI가 비교강이다.

실시예 1 내지 20 및 비교예 21 내지 53에서는, 우선 강편 A 내지 AI를 재가열하고, 또한, 강편 A 내지 AI에 압연을 실시하여 두께가 10 내지 38㎜인 강판으로 하고, 계속해서, 강판을 수냉하였다. 그 후, 필요에 따라 강판에 열처리를 행하였다.

표 1A 및 표 1B에 강편 A 내지 AI의 화학 조성을 나타낸다. 표 1A 및 표 1B 중 밑줄은, 그 밑줄이 그어진 수치가 본 발명의 규정 범위 외인 것을 나타내고, 이탤릭체는, 불순물로서 포함된 양의 분석값을 나타낸다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2A]

[표 2B]

[표 2C]

[표 2D]

제조한 각 강판에 대해서, Al 첨가 후의 용존 산소량, 환류 후의 용존 산소량, 각 금속 조직 상의 면적 분율, 집합 조직, 평균 결정립 직경, 각 입자의 개수 밀도 및 기계적 성질을 측정하였다.

Al 첨가 후의 용강 용존 산소량 및 환류 후의 용강 용존 산소량은, 예를 들어 「기전력 측정에 의한 전로로 중 용강 산소의 신속 분석」(Ihida 등, 철과 강, 사단 법인 일본 철강 협회, 1972년 제10호, P125 내지 132)에 기재되어 있는, 공지된 기전력 측정법에 의해 구하였다.

각 금속 조직 상의 면적 분율(페라이트 면적률, 펄라이트 면적률 및 베이나이트 면적률, MA 면적률)은, 우선 광학 현미경에 의해 판 두께 1/2부의 금속 조직을 500배의 배율로 촬영하고, 다음으로 화상 해석에 의해 촬영상 중의 각 상의 총 면적을 구하고, 또한 각 상의 총 면적을 촬영상 전체의 면적으로 나눔으로써 구하였다.

평균 결정립 직경은, 이하의 방법에 의해 구하였다. 우선, EBSD법에 의해, 판 두께 1/2부의 500㎛×500㎛의 영역을 측정하는 것을, 측정 위치를 1㎛씩 움직이게 하면서 반복해서 행하였다. 여기서, 인접 입자와의 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정립계라고 정의하고, 이 결정립계의 원 상당 직경을 결정립 직경이라고 정의하고, 상술한 측정 결과로부터 결정립 직경을 구하였다. 계속해서, 결정립 직경의 개수 분포를구하고, 이 개수 분포로부터, 결정립의 가중 평균값을 구하고, 이것을 평균 결정립 직경으로 하였다. 가중 평균값을 구할 때의 분할수 N은 20으로 하였다.

집합 조직을 나타내는 {100} 면적률은, 우선 강판의 판 두께 1/2부 중의, 주 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 맵을 작성하고, 계속해서 그 {100}면의 총 면적을 측정 면적으로 나눔으로써 구하였다.

각 입자의 개수 밀도(입경 0.5 내지 2.0㎛의 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 밀도의 합계 및 입경 1 내지 10㎛의 산화물의 입자 개수 밀도)의 측정은, 이하의 수순에 의해 행하여졌다. 먼저, 주사형 전자 현미경(SEM: Scanning Electron Microscope)을 사용하여, 판 두께 1/2부의 1㎜×1㎜의 영역에 있어서, 반사 전자상을 촬영하고, 화상 해석에 의해 반사 전자상 중의 입자(입경 0.5 내지 2.0㎛의 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자, 및 입경 1 내지 10㎛의 산화물 입자의 양쪽을 포함하는 다양한 입자)를 식별하였다. 이어서, EDS에 의해 각 입자의 조성을 분석하고, 1질량％ 이상의 Ti와 1질량％ 미만의 O와 1질량％ 이상의 N을 포함하는 입자를 TiN 입자라고 판단하고, 1질량％ 이상의 Mn과 1질량％ 이상의 S와 1질량％ 미만의 O를 포함하는 입자를 MnS 입자라고 판단하고, TiN 입자의 정의와 MnS 입자의 정의를 동시에 만족하는 입자를 복합 입자라고 판단하고, 1질량％ 이상의 O를 포함하는 입자를 산화물 입자라고 판단하였다. 또한, 입자상을 촬영하고, 화상 해석에 의해 각 입자의 원 상당 직경 및 개수를 구함으로써, 입경 0.5 내지 2.0㎛의 TiN 입자, MnS 입자 및 복합 입자의 개수 밀도의 합계 및 입경 1 내지 10㎛의 산화물의 입자 개수 밀도를 구하였다.

기계적 성질 중, 모재의 항복 응력 및 샤르피 흡수 에너지는, 판 두께 중심부로부터 채취한 시험편에 시험을 행하고, 그 결과를 각 강판의 대표값으로 함으로써 얻어졌다.

항복 응력을 구하기 위한 인장 시험은, JIS Z 2241(2011년)의 「금속 재료 인장 시험 방법」에 준거하여, 1B호 시험편을 사용하여 행하여졌다. 1시료에 대하여 2개의 시험편을 채취하여 시험 측정하고, 2개의 측정값의 평균값을 구하고, 이 평균값을 항복 응력으로서 표 3C 및 표 3D에 나타냈다.

샤르피 흡수 에너지를 구하기 위한 샤르피 충격 시험은, 2㎜V 노치 샤르피 충격 시험편을 사용하여, JIS Z 2242(2005년)의 「금속 재료의 샤르피 충격 시험 방법」에 준거하여 행하여졌다. 1시료에 대하여 3개의 시험편을 채취하고, 시험 온도를 -80℃로 한 상태에서 시험을 행하고, 3개의 흡수 에너지 측정값의 평균값을 구하여 이 평균값을 샤르피 흡수 에너지로서, 표 3C 및 표 3D에 나타냈다.

모재의 어레스트성을 구하기 위한 시험은, NK선급 협회 강선 규칙 검사 요령 K편 부속서 K3.12.2-1.(2012년)의 「취성 균열 전파 정지 인성값 Kca 시험 방법에 관한 검사 요령」에 준거하여, 원래 두께 및 판 폭이 500㎜인 ESSO 시험편을 사용하여 행하여졌다. 시험에 의해, -60℃에 있어서의 어레스트 인성값 Kca를 구하였다.

조인트 인성은, 이하와 같이 하여 구하였다. 우선, 용접 입열이 58 내지 216kJ/㎝인 서브 머지 아크 또는 일렉트로 가스 아크 용접법에 의한 용접을 시험 No.1 내지 53의 강판에 실시하여, 1패스의 맞댐 용접 조인트를 제작하였다. 이어서, 각 용접 조인트로부터 샤르피 충격 시험편을 30개씩 채취하였다. 이때, 판 두께 1/4부에 있어서의 용융선(FL)을 따라, 2㎜V 노치 샤르피 충격 시험편의 노치를 형성하였다. 이들 시험편에 대하여 샤르피 충격 시험을 실시하고, -60℃에서의 흡수 에너지의 평균값을 구하였다. 또한, 흡수 에너지값의 분포가 정규 분포에 따른다고 가정하여 통계 해석을 행하여, 각 시험 No.1 내지 53의 강판의, 흡수 에너지가 50J 이하가 될 확률을 구하였다. 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242(2005년)의 「금속 재료의 샤르피 충격 시험 방법」에 준거하였다.

실시예 1 내지 20 및 비교예 21 내지 53의 강판에 대한 이 측정 결과를, 표 3A 내지 표 3D에 나타낸다. 모재의 -80℃에서의 평균 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상인 경우, 모재 인성이 양호하다고 판단되었다. 모재의 Kca가 4000N/㎜ 1.5 이상인 경우, 모재 어레스트성이 양호하다고 판단되었다. 용접 조인트의 열 영향부 -60℃에서의 평균 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이며, 또한 샤르피 흡수 에너지가 50J 이하가 될 확률이 10％ 이하인 경우, 조인트 인성이 양호하다고 판단하였다. 표 3A 내지 3D의 밑줄은, 그 밑줄이 그어진 수치가 본 발명의 규정 범위 외인 것 또는 상술한 합격 여부 기준을 감안하여 불합격인 것을 나타낸다.

[표 3A]

[표 3B]

[표 3C]

[표 3D]

실시예 1 내지 20은, 본 발명의 조건을 모두 충족하므로, 모재 강도, 모재 인성, 모재 어레스트성 및 조인트 인성 모두가 양호하였다.

비교예 21 내지 53은, 밑줄이 그어진 수치가 본 발명의 규정 범위로부터 벗어나 있었으므로, 양호한 결과가 얻어지지 않았다. 이하에, 구체적으로 설명한다.

비교예 21 내지 40은, 화학 성분이 본 발명의 규정 범위로부터 벗어나므로, 모재 강도, 모재 인성, 모재 어레스트성 및 조인트 인성 중 적어도 하나에 문제가 있었다.

비교예 41에서는, 가열로의 분위기 온도가 너무 높았으므로, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다. 또한 비교예 41에서는, TiN 입자, MnS 입자 및 그러한 복합 입자의 입자 개수 밀도가 작았으므로, 조인트 인성이 낮았다.

비교예 42에서는, 가열로에서의 균열 유지 온도가 너무 높았으므로, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 43에서는, 가열로의 분위기 온도 및 균열 유지 온도의 양쪽이 너무 높았으므로, 모재의 페라이트 분율이 낮고, 베이나이트 분율이 높고, 모재의 평균 결정립 직경 및 모재의 {100} 면적률이 커졌다. 이에 의해, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다. 또한 비교예 43에서는, TiN 입자, MnS 입자 및 그러한 복합 입자의 입자 개수 밀도가 작았으므로, 조인트 인성이 낮았다.

비교예 44에서는, 가열로에서의 균열 유지 시간이 너무 길었으므로, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다. 또한, TiN 입자, MnS 입자 및 그러한 복합 입자의 입자 개수 밀도가 작았으므로, 조인트 인성이 낮았다.

비교예 45에서는, 조압연의 누적 압하율이 너무 작았으므로, 모재의 페라이트 분율이 낮고, 모재의 베이나이트 분율이 높고, 모재의 평균 결정립 직경 및 모재의 {100} 면적률이 컸다. 이에 의해, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 46에서는, 마무리 압연 온도가 너무 높았으므로, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 47에서는, 마무리 압연 온도가 너무 낮았으므로, 모재의 {100} 면적률이 크고, 이에 의해 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 48에서는, 마무리 압연의 평균 1패스 압하율이 너무 작았으므로, 모재의 {100} 면적률이 크고, 이에 의해 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 49에서는, 마무리 압연의 누적 압하율이 너무 작았으므로, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 이에 의해 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 50에서는, 판 두께가 너무 두꺼웠으므로, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 이에 의해 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다. 또한, 판 두께가 두껍기 때문에, 용접 입열이 너무 컸으므로, 조인트 인성이 낮았다.

비교예 51에서는, 냉각 개시 온도가 너무 낮았으므로, 모재의 페라이트 분율이 크고, 모재의 베이나이트 분율이 낮고, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 이에 의해 모재 강도, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 52에서는, 냉각 속도가 너무 느렸으므로, 모재의 페라이트 분율이 크고, 모재의 베이나이트 분율이 낮고, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 이에 의해 모재 강도, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

비교예 53에서는, 냉각 정지 온도가 너무 높았으므로, 모재의 페라이트 분율이 크고, 모재의 베이나이트 분율이 낮고, 모재의 평균 결정립 직경이 크고, 이에 의해 모재 강도, 모재 인성 및 모재 어레스트성이 낮았다.

이상의 실시예로부터, 본 발명을 적용함으로써, 제조 비용이 낮고, 생산성이 높고, 강도가 높고, 판 두께가 두껍고, 또한 조인트 인성의 열화가 없는, 어레스트성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것이 확인되었다.

또한, 본 발명은 상술한 실시 형태에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 주지를 일탈하지 않는 범위 내에서 여러 가지 변경하여 실시하는 것이 가능하다.

[산업상 이용 가능성]

본 발명에 따르면, 제조 비용이 낮고, 생산성이 높고, 용접 열 영향부의 인성과 모재의 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 강판 및 용접 열 영향부의 인성이 우수한 용접 조인트를 제공할 수 있다.

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C: 0.040 내지 0.090％,
Si: 0.01 내지 0.20％,
Mn: 1.30 내지 1.80％,
P: 0.020％ 이하,
S: 0.001 내지 0.010％,
Al: 0.005 내지 0.100％,
Nb: 0.003 내지 0.030％,
Ti: 0.003 내지 0.030％,
B: 0.0003 내지 0.0040％,
N: 0.0020 내지 0.0080％,
O: 0.0005 내지 0.0040％,
Cu: 0 내지 1.00％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.100％,
Ca: 0 내지 0.0050％,
Mg: 0 내지 0.0050％,
REM: 0 내지 0.0050％ 및
잔량부: 철 및 불순물이며,
A식에 의해 정의되는 탄소당량 CE가 0.30 내지 0.40질량％이며,
B식에 의해 정의되는 SOLB가 -0.0015 내지 +0.0015질량％이며,
금속 조직이, 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직, 또는 상기 페라이트, 펄라이트 및 상기 베이나이트를 포함하는 혼합 조직이며,
상기 페라이트의 면적률이 50 내지 90％, 또한 상기 베이나이트의 면적률이 10 내지 50％이며,
상기 금속 조직 중의 MA의 면적률이 0 내지 5％이며,
판 두께 1/2부에서는, 서로의 결정 방위차가 15° 이상인, 인접하는 결정 사이의 경계를 결정립계라고 정의하고, 상기 결정립계에 의해 둘러싸인 영역을 결정립이라고 정의하고, 분할수 N을, 10 이상의 정수로 설정한 경우에, E식에 의해 정의되는 상기 결정립의 입경 가중 평균값 D_AVE가 3.0 내지 17.0㎛이며,
상기 판 두께 1/2부에서는, 압연 방향에 수직인 면에 대하여 15° 이내의 각도를 이루는 {100}면의 면적률이 2.0 내지 20.0％이며,
판 두께 1/4부에서는, 1질량％ 이상의 Ti와 1질량％ 미만의 O와 1질량％ 이상의 N을 포함하는 입자를 TiN 입자라고 정의하고, 1질량％ 이상의 Mn과 1질량％ 이상의 S와 1질량％ 미만의 O를 포함하는 입자를 MnS 입자라고 정의하고, 상기 TiN 입자의 정의와 상기 MnS 입자의 정의를 동시에 만족하는 입자를 복합 입자라고 정의한 경우에, 0.5 내지 2.0㎛의 원 상당 직경을 각각 갖는 상기 TiN 입자, 상기 MnS 입자 및 상기 복합 입자의 개수 밀도의 합계가 20 내지 200개/㎟이며,
상기 판 두께 1/4부에서는, 1질량％ 이상의 O를 포함하는 입자를 산화물 입자라고 정의한 경우에, 1 내지 10㎛의 원 상당 직경을 갖는 상기 산화물 입자의 개수 밀도가 20 내지 200개/㎟이며,
판 두께가 10 내지 35㎜이며,
항복 응력이 300 내지 500㎫인 것을 특징으로 하는, 강판.
CE=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (A)
SOLB=0.226×Ti+B-0.772×N … (B)
p=(D_MAX-D_MIN)/N … (C)
D_k=D_MIN+p×(k-1/2) … (D)
D_AVE=(Σ[k=1, N](D_k×S_k))/(Σ[k=1, N]S_k) … (E)
식 중에 기재된 원소 기호는, 각 성분의 상기 강판 중에서의 함유량을 단위 질량％로 나타내고, D_MAX는, 최대 상기 결정립의 상기 입경을 단위㎛로 나타내고, D_MIN은, 최소 상기 결정립의 상기 입경을 단위㎛로 나타내고, k는 1 이상 N 이하의 정수이며, S_k는, (D_MIN+p×(k-1))㎛ 이상 (D_MIN+p×k)㎛ 미만의 원 상당 직경을 갖는 상기 결정립의 합계 면적률을 단위％로 나타낸다.
제1항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로, Si: 0.01 내지 0.10％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로, Al: 0.015 내지 0.060％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로, Mo: 0 내지 0.010％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.005 내지 0.018％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로, B: 0.0005 내지 0.0020％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로, N: 0.0025 내지 0.0060％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로, O: 0.0010 내지 0.0030％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 SOLB가, -0.0010 내지 +0.0005질량％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 결정립의 상기 가중 평균값 D_AVE가 3.0 내지 13.0㎛인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 원 상당 직경이 각각 0.5 내지 2.0㎛인 상기 TiN 입자, 상기 MnS 입자 및 상기 복합 입자의 상기 개수 밀도의 상기 합계가 50 내지 140개/㎟인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 원 상당 직경이 1 내지 10㎛인 상기 산화물 입자의 상기 개수 밀도가 20 내지 150개/㎟인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Cu: 0.10 내지 1.00％,
Ni: 0.10 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 0.10％,
Mo: 0 내지 0.100％,
V: 0 내지 0.005%인 것을 특징으로 하는, 강판.