KR20170038071A

KR20170038071A - 다층 용접 조인트 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20170038071A
Application number: KR1020177006037A
Authority: KR
Inventors: 카츠유키 이치미야; 유스케 데라자와; 카즈쿠니 하세
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-09-05
Filing date: 2014-09-05
Publication date: 2017-04-05
Also published as: US20170275727A1; CN105579602B; JP5733484B1; JPWO2016035110A1; EP3006587A4; EP3006587A1; WO2016035110A1; US10450627B2; CN105579602A; EP3006587B1

Abstract

소∼중입열의 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, 성분 조성이, C: 0.03∼0.12％, Si: 0.5％이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0005∼0.0050％, Al: 0.005∼0.060％, Ni: 0.5∼2.0％, Ti: 0.005∼0.030％, N: 0.0015∼0.0065％, O: 0.0010∼0.0050％, Ca: 0.0005∼0.0060％, 필요에 따라서, Cu 등의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, Ti/N, Ceq, Pcm 및 ACR의 값이 특정 범위이고, 판두께 중심에 있어서의 모재의 유효 결정 입경이 20㎛ 이하, 판두께의 1/4과 1/2의 각각에 있어서 Ca와 Mn을 포함하는 황화물과 Al을 포함하는 산화물로 이루어지는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 복합 개재물이 특정량 존재하는 강판. 상기 조성의 강을, 특정 온도로 가열 후, 열간 압연, 냉각한다.

Description

다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법{THICK STEEL SHEET HAVING EXCELLENT CTOD PROPERTIES IN MULTI-LAYER WELDED JOINTS AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 선박이나 해양 구조물, 라인 파이프, 압력 용기 등에 사용되는 강재에 관한 것으로, 모재의 저온 인성이 우수할 뿐만 아니라 소∼중입열의 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

강(steel)의 인성의 평가 기준으로서, 주로 샤르피 시험(Charpy test)이 이용되어 왔다. 최근에는 파괴 저항을 보다 고정밀도(high precision)로 평가하는 방법으로서, 균열 개구 변위 시험(Crack Tip Opening Displacement Test, 이후 CTOD 시험이라고 칭함)이, 구조물에 사용되는 후강판을 대상으로 이용되는 경우가 많다. 이 시험은, 인성 평가부에 피로 선균열(fatigue precrack)을 도입한 시험편을 저온에서 굽힘 시험하여, 파괴 직전의 균열의 개구량(소성 변형량)을 측정하여 취성 파괴의 발생 저항을 평가하는 것이다.

후강판을 구조물에 적용하는 경우의 용접은, 다층 용접이 된다. 다층 용접의 용접 열 영향부(이하, 다층 용접 HAZ라고 칭함)에는, 선행의 용접 패스에 의해 용접선 근방이 조대한 조직(CGHAZ: Coarse Grain Heat Affected Zone)이, 다음 층의 용접 패스에 의해 페라이트＋오스테나이트의 2상역으로 재가열되어, 조대한 기지 조직 중에 섬 형상 마르텐사이트(MA: Martensite-Austenite Constituent) 조직이 혼재하여 현저하게 인성이 낮아진 영역(이하, ICCGHAZ: Inter Critically Coarse Grain Heat Affected Zone이라고 칭함)이 포함되는 것이 알려져 있다.

조인트 CTOD 시험은 기본적으로 판 전체 두께로 시험하는 것이기 때문에, 다층 용접 HAZ를 대상으로 하는 경우, 피로 선균열을 도입하는 평가 영역에는 ICCGHAZ 조직이 포함된다. 한편, 조인트 CTOD 시험에 의해 얻어지는 조인트 CTOD 특성은, 평가 영역에서 최취화가 되는 영역(the most brittle zone)의 인성에 지배되기 때문에, 다층 용접 HAZ의 조인트 CTOD 특성은, CGHAZ 조직뿐만 아니라 ICCGHAZ 조직의 인성도 반영된다. 이 때문에, 다층 용접 HAZ의 조인트 CTOD 특성의 향상에는 ICCGHAZ 조직의 인성 향상도 필요하다.

종래부터, 용접 열 영향부(HAZ라고도 함)의 인성 향상 기술로서 TiN의 미세 분산에 의한 CGHAZ의 오스테나이트립(austenite grain) 조대화(coarsening)의 억제나, TiN의 페라이트 변태핵이용이 행해져 왔다.

또한, REM을 첨가하여 생성한 REM계 산 황화물의 분산에 의한 오스테나이트립의 입 성장 억제, Ca를 첨가하여 생성한 Ca계 산 황화물의 분산에 의한 오스테나이트립의 입 성장 억제, BN의 페라이트핵 생성능과 산화물 분산을 조합하는 기술도 이용되어 왔다.

예를 들면, 특허문헌 1, 특허문헌 2에는, REM과 TiN 입자에 의한 HAZ의 오스테나이트 조직의 조대화 억제 기술이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, CaS 이용에 의한 HAZ 인성 향상 기술과 열간 압연에 의한 모재 인성 향상 기술이 제안되고 있다.

또한, ICCGHAZ의 인성 저하 대책으로서, 저(低)C, 저Si화함으로써 MA의 생성을 억제하고, 추가로 Cu를 첨가함으로써 모재 강도를 높이는 기술(예를 들면, 특허문헌 4)이 제안되고 있다. 특허문헌 5에는, 대입열 용접 열 영향부에 있어서 BN을 페라이트 변태핵으로서 이용하고, HAZ 조직을 미세화하여, HAZ 인성을 향상시키는 기술이 제안되고 있다.

일본특허공고공보 평03-053367호 일본공개특허공보 소60-184663호 일본공개특허공보 2012-184500호 일본공개특허공보 평05-186823호 일본공개특허공보 소61-253344호

그러나, 통상, 조인트 CTOD 특성을 규정하고 있는 규격(예를 들면, API 규격 RP-2Z)의 CTOD 사양 온도는 －10℃이다. 한편, 최근의 에너지 수요의 증가에 대응하여 새로운 자원을 확보하기 위해, 해양 구조물 등의 건조(建造) 지역이 지금까지 자원 채굴을 행할 수 없었던 한랭역으로 시프트하고 있다. 이 때문에, API 규격이 정하는 CTOD 사양 온도보다도 저온의 CTOD 사양 온도(이하, 특별 저온 CTOD 사양이라고도 함)에 대응할 수 있는 강재의 요구가 증가하고 있다. 발명자의 검토에 의하면, 이들 기술로는 최근 요구되고 있는 저온 사양용의 다층 용접 조인트에 요구되는 조인트 CTOD 특성을 충분히 만족시킬 수 없었다. 예를 들면, 특허문헌 1, 특허문헌 2의 REM과 TiN 입자에 의한 HAZ의 오스테나이트 조직의 조대화 억제 기술에 대해서는, TiN은 용접시에 고온에 달하는 본드부(bonded portion)에서는 용해되어 버리기 때문에, 오스테나이트립의 입 성장 억제에 대하여 충분한 효과를 발휘할 수 없다.

또한, REM계 산 황화물이나 Ca계 산 황화물은 오스테나이트립 성장 억제에는 유효하다. 그러나, HAZ의 오스테나이트립 조대화 억제에 의한 인성 향상의 효과만으로는 상기의 저온 사양 온도에서의 조인트 CTOD 특성을 만족할 수는 없다. BN의 페라이트핵 생성능은, 대입열 용접에서 용접 열 영향부의 냉속(cooling rate)이 느리고, HAZ가 페라이트 주체가 되는 조직의 경우에는 유효했다. 그러나, 후강판의 경우, 모재에 함유되는 합금 성분량이 비교적 높아지는 한편으로, 다층 용접은 입열량이 비교적 작기 때문에, HAZ 조직이 베이나이트 주체가 되어, 그 효과가 얻어지지 않는다.

또한, 특허문헌 3에서는, 통상 사양 온도(－10℃)에서의 조인트 CTOD 특성을 만족한다. 그러나, 상기의 저온 사양 온도에서의 조인트 CTOD 특성에 대해서는 검토되어 있지 않다.

특허문헌 4에 대해서도, 상기의 저온 사양 온도에서의 조인트 CTOD 특성에 대해서는 검토되어 있지 않고, 모재 성분 조성의 저감에 의한 ICCGHAZ 인성의 향상만으로는 특별 저온 CTOD 사양을 만족할 수 없다고 생각된다. 또한, ICCGHAZ의 인성을 향상시키기 위해, 모재 성분 조성의 합금 원소 함유량을 저감하는 것은, 모재의 특성을 손상시키는 경우가 있어, 해양 구조물 등에 사용되는 후강판에는 적용하기 어렵다.

특허문헌 5에 대해서는, 대입열 용접과 같이 용접 열 영향부의 냉속이 느리고, HAZ가 페라이트 주체가 되는 조직의 경우에는 유효하다. 그러나, 후강판의 경우, 모재에 함유되는 합금 성분량이 비교적 높고, 또한, 다층 용접은 입열량이 비교적 작기 때문에, HAZ 조직이 베이나이트 주체가 되어, 그 효과가 얻어지지 않는다.

이와 같이, 후강판의 다층 용접 열 영향부에서, CGHAZ와 ICCGHAZ의 인성을 향상시키는 기술이 확립되어 있다고는 말하기 어렵고, 절결 위치(notch position)를 CGHAZ나 ICCGHAZ가 혼재하는 본드부로 하는 조인트 CTOD 특성을 향상시키는 것은 곤란했다.

그래서, 본 발명은, 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은 상기 문제점을 해결하기 위해, Ca계 복합 개재물에 주목하여, 다층 용접 HAZ에 있어서의 오스테나이트립 조대화 억제 효과와 베이나이트나 어시큘러-페라이트, 페라이트의 핵생성 효과 및 다층 용접 HAZ의 인성 향상에 대해서 예의 검토를 행하여, 이하의 인식을 얻었다.

(1) 강 중의 Ca, O 및 S를, 아래식으로 나타나는 원자 농도비(比)(ACR: Atomic Concentration Ratio)가 0.2∼1.4의 범위 내가 되도록 제어하면, 황화물의 형태가 Mn의 일부 고용한 Ca계 황화물과 Al계 산화물의 복합 개재물이 된다.

ACR＝(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)

(2) 개재물 형태를 Ca와 Mn을 포함하는 황화물과 Al을 포함하는 산화물로 이루어지는 복합 개재물로 함으로써, 용접선 근방의 고온까지 승온되는 영역에 있어도 안정적으로 존재할 수 있기 때문에 오스테나이트립 조대화 효과를 충분히 발휘할 수 있다. 또한, 복합 개재물 주위에 Mn 희박층이 형성되기 때문에 베이나이트나 어시큘러-페라이트의 핵생성 효과를 갖는다.

(3) HAZ의 냉각시의 핵생성 사이트는 주로 오스테나이트 입계이다. 본 발명에서는, 오스테나이트립 내에 핵생성 효과를 갖는 상기 복합 개재물이 존재함으로써, 오스테나이트 입계에 더하여 오스테나이트립 내로부터도 핵생성이 개시되고, 최종적으로 얻어지는 HAZ 조직이 미세해져, HAZ의 인성 및 조인트 CTOD 특성이 향상된다.

(4) 상기 복합 개재물에 의한 베이나이트나 어시큘러-페라이트, 페라이트의 핵생성 효과는 개재물 사이즈가 지나치게 미소하면 불충분하고, 원상당 직경 0.1㎛ 이상 필요하다.

(5) 상기 복합 개재물의 변태핵 생성 효과를 충분히 활용하기 위해서는, 용접 승온시에 HAZ의 오스테나이트립 내 중에 적어도 1개 이상의 개재물이 존재할 필요가 있고, 입열량이 5kJ/mm 정도에서는 용접선 근방의 오스테나이트 입경은 약 200㎛가 되기 때문에, 개재물의 밀도는 25개/㎟ 이상 필요해진다.

(6) 한편, 상기 복합 개재물 자체의 인성은 낮기 때문에, 과잉한 양의 개재물에서는 오히려 HAZ 인성이 저하되어 버린다. 또한, 원소의 편석이 존재하고 다층 용접 HAZ 인성이 뒤떨어지는 판두께 중심 부분에 있어서도 개재물 개수를 적절하게 할 필요가 있고, 개재물 개수를 250개/㎟ 이하로 함으로써 양호한 다층 용접 조인트 CTOD 특성을 확보할 수 있다.

(7) 통상, 슬래브의 판두께 중심의 원소 편석부에는 합금 원소가 농화됨으로써 조대한 개재물이 저밀도로 분산해 버리는 문제가 발생한다. 그러나, 판두께 중심 온도가 950℃ 이상에 있어서의 압하율/패스가 5％ 이상인 패스의 누적 압하율이 33％ 이상과 같은 1패스당 큰 압하를 가함으로써, 판두께 중심에 가해지는 변형을 증가시켜, 조대 개재물을 신장, 나아가서는 분단시킴으로써 세밀한 개재물을 고밀도로 분산시킬 수 있다. 또한, 개재물에 의한 HAZ 인성 향상 효과를 확보할 수 있음과 함께, 특별 CTOD 사양에도 대응 가능한 양호한 CTOD 특성을 실현할 수 있다.

또한, 개재물 형태 제어에 의한 다층 용접 HAZ의 미세화에 더하여, 오스테나이트립 성장 억제에 유효한 TiN을 강 중에 미세 분산시키기 위해 1.5≤Ti/N≤5.0으로 하는 것 및, 탄소 당량 Ceq를, 0.43≤Ceq(＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5)≤0.54, 용접 균열 감수성 지수 Pcm을 0.18≤Pcm(＝[C]＋[Si]/30＋([Mn]＋[Cu]＋[Cr])/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B])≤0.24로 제어함으로써, 다층 용접 HAZ의 기지 조직의 인성 향상이 가능하다.

또한, 본 발명자들은, 조인트 CTOD 시험 방법이 규정되어 있는 BS 규격 EN10225(2009)나 API 규격 Recommended Practice 2Z(2005)에서 요구되는, 용접시의 모재의 변태 영역/미변태 영역의 경계인 SC/ICHAZ(Subcritically reheated HAZ/Intercritically reheated HAZ) 경계에 대해서도 검토를 행하여, SC/ICHAZ 경계의 조인트 CTOD 특성은 모재 인성이 지배적으로 되기 때문에, SC/ICHAZ 경계에서, 시험 온도 －10℃에 있어서의 조인트 CTOD 특성을 만족시키려면 모재 마이크로 조직의 유효 결정 입경을 20㎛ 이하로 하여, 결정립 미세화에 의해 모재 인성을 향상시키지 않으면 안 되는 것을 인식했다. 본 발명에서, 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수하다는 것은, 절결 위치 CGHAZ(본드) 및 SC/ICHAZ의 각각에 있어서, 시험 온도 －10℃에서, 균열 개구 변위량이 0.35mm 이상인 것으로 한다.

본 발명은 얻어진 인식을 기초로, 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 즉, 본 발명은,

[1] 질량％로, 성분 조성이, C: 0.03∼0.12％, Si: 0.5％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0005∼0.0050％, Al: 0.005∼0.060％, Ni: 0.5∼2.0％, Ti: 0.005∼0.030％, N: 0.0015∼0.0065％, O: 0.0010∼0.0050％, Ca: 0.0005∼0.0060％를 포함하고, (1)∼(4)의 각 식을 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 판두께 중심에 있어서의 모재의 유효 결정 입경이 20㎛ 이하, 판두께(t: ㎜)의 1/4과 1/2의 각각에 있어서 Ca와 Mn을 포함하는 황화물과 Al을 포함하는 산화물로 이루어지는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 복합 개재물이 25∼250개/㎟ 존재하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.

1.5≤Ti/N≤5.0 (1)

0.43≤Ceq(＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5)≤0.54 (2)

0.18≤Pcm(＝[C]＋[Si]/30＋([Mn]＋[Cu]＋[Cr])/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B])≤0.24 (3)

0.2≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)≤1.4 (4)

(1)∼(4)식에 있어서, 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 한다.

[2] 추가로, 질량％로, Cu: 0.05∼2.0％, Cr: 0.05∼0.30％, Mo: 0.05∼0.30％, Nb: 0.005∼0.035％, V: 0.01∼0.10％, W: 0.01∼0.50％, B: 0.0005∼0.0020％, REM: 0.0020∼0.0200％, Mg: 0.0002∼0.0060％ 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.

[3] 질량％로, 성분 조성이, C: 0.03∼0.12％, Si: 0.5％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0005∼0.0050％, Al: 0.005∼0.060％, Ni: 0.5∼2.0％, Ti: 0.005∼0.030％, N: 0.0015∼0.0065％, O: 0.0010∼0.0050％, Ca: 0.0005∼0.0060％를 포함하고, (1)∼(4)의 각 식을 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 판두께 중심에 있어서의 모재의 유효 결정 입경이 20㎛ 이하, 판두께(t: mm)의 1/4과 1/2의 각각에 있어서 Ca와 Mn을 포함하는 황화물과 Al을 포함하는 산화물로 이루어지는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 복합 개재물이 25∼250개/㎟ 존재하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.

1.5≤Ti/N≤5.0 (1)

0.50＜Ceq(＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5)≤0.54 (2)

0.2≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)≤1.4 (4)

[4] 추가로, 질량％로, Cu: 0.05∼2.0％, Cr: 0.05∼0.30％, Mo: 0.05∼0.30％, Nb: 0.005∼0.035％, V: 0.01∼0.10％, W: 0.01∼0.50％, B: 0.0005∼0.0020％, REM: 0.0020∼0.0200％, Mg: 0.0002∼0.0060％ 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 [3]에 기재된 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.

[5] [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성의 강편을 950℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 판두께 중심 온도가 950℃ 이상에 있어서의 압하율/패스가 8％ 이상인 패스의 누적 압하율이 30％ 이상, 판두께 중심 온도가 950℃ 미만에서의 누적 압하율이 40％ 이상이 되는 열간 압연 후, 판두께 중심에서의 700-500℃ 사이의 평균 냉각 속도가 3∼50℃/sec가 되는 냉각을 600℃ 이하까지 행하는 것을 특징으로 하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판의 제조 방법.

[6] [1]∼[4]중 어느 하나에 기재된 성분 조성의 강편을 950℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 판두께 중심 온도가 950℃ 이상에 있어서의 압하율/패스가 5％ 이상인 패스의 누적 압하율이 33％ 이상, 판두께 중심 온도가 950℃ 미만에서의 누적 압하율이 40％ 이상이 되는 열간 압연 후, 판두께 중심에서의 700-500℃ 사이의 평균 냉각 속도가 3∼50℃/sec가 되는 냉각을 600℃ 이하까지 행하는 것을 특징으로 하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판의 제조 방법.

[7] 냉각 후, 700℃ 이하의 온도에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 [5] 또는 [6]에 기재된 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 다층 용접 조인트로 우수한 CTOD 특성이 얻어지는 후강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이 가능하여, 산업상 매우 유용하다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하에 본 발명의 각 구성 요건의 한정 이유에 대해서 설명한다.

1. 화학 성분에 대해서

먼저, 본 발명의 강의 화학 성분을 규정한 이유를 설명한다. 또한, ％는 모두 질량％를 의미한다.

C: 0.03∼0.12％

C는, 강의 강도를 향상시키는 원소로서, 0.03％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.12％를 초과하여 C를 과잉으로 함유하면 조인트 CTOD 특성이 저하된다. 이 때문에, C는 0.03∼0.12％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.03∼0.09％, 보다 바람직하게는 0.04∼0.08％이다.

Si: 0.5％ 이하

0.5％를 초과하여 Si를 과잉으로 함유하면 조인트 CTOD 특성이 저하된다. 이 때문에, Si는 0.5％ 이하의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.2％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.15％ 미만이다.

Mn: 1.0∼2.0％

Mn은, 강의 퀀칭성(hardenability)의 향상을 통하여 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 조인트 CTOD 특성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, Mn은 1.0∼2.0％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.2∼1.8％의 범위이다.

P: 0.015％ 이하

P는, 불순물로서 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소로서, 강의 인성을 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 특히 0.015％를 초과하는 함유는, 현저하게 조인트 CTOD 특성을 저하시키기 때문에, 0.015％이하로 한정했다. 바람직하게는 0.010％이하이다.

S: 0.0005∼0.0050％

S는, 다층 용접 HAZ의 인성을 향상시키기 위한 개재물에 필요한 원소로서, 0.0005％ 이상의 함유가 필요하다. 그러나, 0.0050％를 초과하는 함유는, 조인트 CTOD 특성을 저하시키기 때문에, 0.0050％ 이하로 한정했다. 바람직하게는 0.0045％ 이하이다.

Al: 0.005∼0.060％

Al은, 다층 용접 HAZ의 인성을 향상시키기 위한 개재물에 필요한 원소로서, 0.005％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.060％를 초과하는 함유는, 조인트 CTOD 특성을 저하시키기 때문에, 0.060％ 이하로 한정했다.

Ni: 0.5∼2.0％

Ni는, 모재와 조인트의 양방의 인성을 크게 열화시키는 일 없이 고강도화가 가능한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.5％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 2.0％를 초과하면 강도 상승의 효과가 포화되기 때문에 비용 증가가 문제가 된다. 그 때문에, 상한을 2.0％로 했다. 또한, 바람직하게는 0.5∼1.8％ 이다.

Ti: 0.005∼0.030％

Ti는, TiN으로서 석출함으로써 HAZ의 오스테나이트립 조대화를 억제하고, HAZ 조직을 미세화하여, 인성 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.030％를 초과하여 과잉으로 함유하면, 고용 Ti나 조대 TiC의 석출에 의해 용접 열 영향부 인성이 저하되게 된다. 이 때문에, Ti는 0.005∼0.030％의 범위로 한정했다. 바람직하게는 0.005∼0.025％이다.

N: 0.0015∼0.0065％

N은, TiN으로서 석출함으로써 HAZ의 오스테나이트립 조대화를 억제하고, HAZ 조직의 미세화에 의해, 인성 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0015％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.0065％를 초과하여 과잉으로 함유하면, 용접 열 영향부 인성이 저하되게 된다. 이 때문에, 0.0015∼0.0065％의 범위로 한정했다. 바람직하게는 0.0015∼0.0055％이다.

O: 0.0010∼0.0050％

O는, 다층 용접 HAZ의 인성을 향상시키기 위한 개재물에 필요한 원소로서, 0.0010％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.0050％를 초과하는 함유는, 조인트 CTOD 특성이 저하되게 되기 때문에, 본 발명에서는 0.0010∼0.0050％의 범위로 한정했다. 바람직하게는 0.0010∼0.0045％이다.

Ca: 0.0005∼0.0060％

Ca는, 다층 용접 HAZ의 인성을 향상시키기 위한 개재물에 필요한 원소로서, 0.0005％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.0060％를 초과하는 함유는, 오히려 조인트 CTOD 특성이 저하되기 때문에, 본 발명에서는 0.0005∼0.0060％의 범위로 한정했다. 바람직하게는 0.0007∼0.0050％이다.

1.5≤Ti/N≤5.0…(1)

Ti/N은, HAZ에 있어서의 고용 N량과 TiC의 석출 상태를 제어한다. Ti/N이 1.5 미만에서는, TiN으로서 고정되어 있지 않은 고용 N의 존재에 의해 HAZ 인성이 열화되고, 한편 Ti/N이 5.0보다 크면 조대 TiC의 석출에 의해 HAZ 인성이 열화된다. 그 때문에 Ti/N을 1.5 이상 5.0 이내의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.8 이상 4.5 이하이다. 상기식 (1)에 있어서, 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 한다.

Ceq: 0.43 이상 0.54％ 이하

Ceq가 감소하면 강도가 저하되고, 0.43％ 미만이 되면 필요한 강도 특성을 만족할 수 없다.

Ceq가 증가하면, HAZ 조직 중의 섬 형상 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 인성이 뒤떨어지는 조직량의 증가에 의해 HAZ 인성이 열화된다. Ceq가 0.54％보다 커지면, HAZ의 기지 조직 자체의 인성 열화에 의해 개재물에 의한 HAZ 인성 향상 기술을 이용해도 필요한 조인트 CTOD 특성을 만족할 수 없게 되기 때문에 0.43∼0.54％로 했다. 또한, 바람직하게는, 0.45 초과 0.53 이하이다. 모재 및 조인트 강도를 안정적으로 확보하기 위해, 0.45 초과가 바람직하다. 또한 YP를 550㎫ 이상을 안정적으로 확보하려면 0.50％ 초과가 필요하다. 한편, HAZ 인성 안정화를 위해 0.53 이하가 바람직하다. 또한, Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5…(2)로 하고, 식 (2)에 있어서, 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 한다.

Pcm: 0.18 이상 0.24％ 이하

Pcm이 감소하면 강도가 저하되고 0.18％ 미만이 되면 필요한 강도 특성을 만족할 수 없다. Pcm이 증가하면, HAZ 조직 중의 섬 형상 마르텐사이트나 베이나이트 등 인성이 뒤떨어지는 조직이 증가하여 HAZ 인성이 열화된다. Pcm이 0.24％를 초과하면, HAZ의 기지 조직 자체의 인성이 열화되고, 개재물에 의한 HAZ 인성 향상 기술을 이용해도 필요한 조인트 CTOD 특성이 얻어지지 않기 때문에, 0.18∼0.24％로 했다. 또한, 바람직하게는 0.18∼0.23％이다. Pcm＝[C]＋[Si]/30＋([Mn]＋[Cu]＋[Cr])/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B]…(3)으로 하고, 식 (3)에 있어서, 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 한다.

0.2≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)≤1.4

(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)는 강 중의 Ca, O 및 S의 원자 농도비(ACR: Atomic Concentration Ratio)이고, 0.2 미만에서는 황화물계 개재물의 주요 형태가 MnS가 된다. MnS는 융점이 낮아 용접시의 용접선 근방에서는 용해되어 버리기 때문에, 용접선 근방에서의 오스테나이트립 조대화 억제 효과 및 용접 후의 냉각시의 변태핵 효과도 얻어지지 않는다. 한편, (Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)가 1.4를 초과하면 황화물계 개재물의 주요 형태는 CaS가 되기 때문에, CaS 주위에 변태핵이 되기 위해 필요한 Mn 희박층이 형성되지 않기 때문에 변태핵 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 0.2 이상 1.4 이하로 한다. 또한, 바람직하게는 0.2 이상 1.2 이하의 범위이다. 식 (4)에 있어서, 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 한다.

본 발명에 따른 후강판은, 상기 성분 조성을 기본 조성으로 하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 한다. 또한 강도, 인성 조정, 조인트 인성 향상을 목적으로 하여, Cu: 0.05∼2.0％, Cr: 0.05∼0.30％, Mo: 0.05∼0.30％, Nb: 0.005∼0.035％, V: 0.01∼0.10％, W: 0.01∼0.50％, B: 0.0005∼0.0020％, REM: 0.0020∼0.0200％, Mg: 0.0002∼0.0060％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다.

Cu: 0.05∼2.0％

Cu는, 모재, 조인트 인성을 크게 열화시키는 일 없이 고강도화가 가능한 원소로, 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 함유를 필요한다. 그러나, 2.0％ 이상의 첨가를 행하면 스케일 바로 아래에 생성되는 Cu 농화층 기인의 강판 균열이 문제가 되기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.05∼2.0％로 한다. 또한, 바람직하게는 0.1∼1.5％이다.

Cr: 0.05∼0.30％

Cr은, 강의 퀀칭성의 향상을 통하여 강도를 향상시키는 원소이지만, 과잉으로 첨가하면 조인트 CTOD 특성을 저하시키기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.05∼0.30％로 한다.

Mo: 0.05∼0.30％

Mo는, 강의 퀀칭성의 향상을 통하여 강도를 향상시키는 원소이지만, 과잉으로 첨가하면 조인트 CTOD 특성을 저하시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우는 0.05∼0.30％로 한다.

Nb: 0.005∼0.035％

Nb는, 오스테나이트상의 미재결정 온도역을 확장하는 원소로서, 미재결정역 압연을 효율적으로 행하여 미세 조직을 얻기 위해 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.005％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.035％를 초과하면 조인트 CTOD 특성의 저하를 초래하기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.005∼0.035％로 한다.

V: 0.01∼0.10％

V는, 모재의 강도를 향상시키는 원소로서, 0.01％ 이상의 첨가로 효과를 발휘한다. 그러나, 0.10％를 초과하면 HAZ 인성의 저하를 초래하기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.01∼0.10％로 한다. 또한, 바람직하게는 0.02∼0.05％이다.

W: 0.01∼0.50％

W는, 모재의 강도를 향상시키는 원소로서, 0.01％ 이상의 첨가로 효과를 발휘한다. 그러나, 0.50％를 초과하면 HAZ 인성의 저하를 초래하기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.01∼0.50％로 한다. 또한, 바람직하게는 0.05∼0.35％이다.

B: 0.0005∼0.0020％

B는, 극미량의 함유로 퀀칭성을 향상시키고, 그에 따라 강판의 강도를 향상시키는 데에 유효한 원소로서, 이러한 효과를 얻으려면 0.0005％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.0020％를 초과하여 함유하면, HAZ 인성이 저하되게 되기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.0005∼0.0020％로 한다.

REM: 0.0020∼0.0200％

REM은, 산 황화물계 개재물을 형성함으로써 HAZ의 오스테나이트립 성장을 억제하여 HAZ 인성을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.0020％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.0200％를 초과하는 과잉한 함유는, 모재, HAZ 인성을 저하시키게 되기 때문에, 첨가하는 경우는 0.0020∼0.0200％로 한다.

Mg: 0.0002∼0.0060％

Mg는, 산화물계 개재물을 형성함으로써 용접 열 영향부에 있어서 오스테나이트립의 성장을 억제하여, 용접 열 영향부 인성의 개선에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면 0.0002％ 이상의 함유가 필요하다. 그러나, 0.0060％를 초과하는 함유는, 효과가 포화되어 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리하게 되기 때문에, 첨가하는 경우는 0.0002∼0.0060％로 한다.

2. 모재의 마이크로 조직

SC/ICHAZ 경계의 조인트 CTOD 특성을 향상시키기 위해, 중심 편석이 존재하기 쉽고, 판두께 중심에서의 결정립 미세화에 의해 모재 인성이 향상되도록, 판두께 중심에서의 모재 마이크로 조직의 유효 결정 입경을 20㎛ 이하로 한다. 모재 마이크로 조직은, 소망하는 강도가 얻어지면 좋고, 특별히 규정하지 않는다. 또한, 본 발명에 있어서의 유효 결정 입경이란, 인접하는 결정립과의 방위차가 15° 이상인 대각 입계(high-angle grain)로 둘러싸인 결정립의 원상당 직경이다.

3. 개재물에 대해서

Ca와 Mn을 포함하는 황화물과 Al을 포함하는 산화물의 복합 개재물: 원상당 직경이 0.1㎛ 이상이고 25∼250개/㎟

Mn을 포함하는 황화물이 형성될 때, 개재물 주위에 Mn 희박역이 형성됨으로써 변태핵으로서 유효해진다. 또한 황화물에 Ca도 함유됨으로써 고융점화되고, HAZ의 용접선 근방의 승온에서도 잔존하여 오스테나이트립 성장 억제 효과와 변태핵 효과가 발휘된다. 이러한 효과를 얻기 위해, 복합 개재물은 원상당 직경을 0.1㎛ 이상의 크기로 하고, 판두께의 1/4과 1/2의 각각의 위치에 있어서, 25∼250개/㎟, 바람직하게는 35∼170개/㎟로 한다.

4. 제조 방법에 대해서

제조 방법에 대해서, 각 조건의 한정 이유를 이하에 서술한다. 또한 이하의 온도는 특별히 언급하지 않는 한 강재의 표면 온도로 한다.

강편의 가열 조건

강편은 연속 주조에 의하는 것으로 하고, 950℃ 이상 1200℃ 이하로 가열한다. 가열 온도가 950℃보다 낮아지면 가열시에 미(未)변태 영역이 잔존하고, 응고시의 조대 조직이 잔존해 버리기 때문에 소망하는 세립 조직이 얻어지지 않게 된다. 한편, 가열 온도가 1200℃보다도 높아지면, 오스테나이트립이 조대해져 제어 압연 후에 소망하는 세립 조직이 얻어지지 않게 된다. 이 때문에, 가열 온도를 950℃ 이상 1200℃ 이하로 한정한다. 또한, 바람직하게는 970℃ 이상 1170℃ 이하이다.

열간 압연 조건

열간 압연은 재결정 온도역의 패스 조건과 미재결정 온도역의 패스 조건을 규정한다. 재결정 온도역에서는, 판두께 중심 온도가 950℃ 이상에 있어서의 압하율/패스가 8％ 이상인 압하를 누적 압하율이 30％ 이상이 되도록 행한다. 또는, 재결정 온도역에서는, 판두께 중심 온도가 950℃ 이상에 있어서의 압하율/패스가 5％ 이상인 압하를 누적 압하율이 33％ 이상이 되도록 행한다.

950℃ 미만에서의 압연에서는 재결정이 일어나기 어려워지고, 오스테나이트립의 미세화가 불충분해지기 때문에, 950℃ 이상으로 한정했다.

또한, 압하율/패스가 8％ 미만인 압하에서는 재결정에 의한 세립화가 발생하지 않는다. 압하율/패스가 8％ 이상인 압하라도, 누적 압하량이 30％ 이하에서는 재결정에 의한 결정립 미세화가 불충분하기 때문에, 압하율/패스가 8％ 이상인 압하의 누적 압하율을 30％ 이상으로 한다. 또한, 본 발명자들이 추가로 검토한 결과, 압하율/패스가 5％ 이상인 압하에서도, 누적 압하량을 33％ 이상으로 함으로써, 재결정에 의한 결정립 미세화가 충분히 일어나는 것을 알 수 있었다. 따라서, 압하율/패스가 5％ 이상인 압하의 경우, 누적 압하율을 33％ 이상으로 한다.

미재결정 온도역에서는, 판두께 중심 온도가 950℃ 미만에서의 누적 압하율이 40％ 이상

본 발명 강은 950℃ 미만에서의 압연에서는 재결정이 일어나기 어려워지고, 도입된 변형은 재결정에 소비되지 않고 축적되어, 후의 냉각시의 변태핵으로서 작용함으로써 최종 조직이 미세화된다. 또한, 누적 압하율이 40％ 미만에서는 결정립 미세화 효과가 불충분하기 때문에, 판두께 중심 온도가 950℃ 미만에서의 누적 압하율을 40％ 이상으로 한정했다.

냉각 조건

열간 압연 후의 냉각은, 판두께 중심 위치에 있어서의, 700-500℃ 사이에서의 평균 냉각 속도가 3∼50℃/sec가 되도록 행하고, 냉각 정지 온도는 600℃ 이하로 한다.

판두께 중심 위치에서의 평균 냉각 속도가 3℃/sec 미만이 되면, 모재 조직에 조대한 페라이트상이 발생하기 때문에 SC/ICHAZ의 CTOD 특성이 열화된다. 한편, 평균 냉각 속도가 50℃/sec보다도 커지면, 모재 강도의 증가에 의해 SC/ICHAZ의 CTOD 특성이 열화되기 때문에, 판두께 중심 위치에서의 700-500℃ 사이의 평균 냉각 속도를 3∼50℃/sec로 한정했다. 냉각 정지 온도가 600℃ 초과에서는, 냉각에 의한 변태 강화가 불충분하고 모재 강도가 부족하기 때문에, 600℃ 이하로 한다.

모재의 강도를 저하시키고, 인성을 향상시키는 경우, 냉각 정지 후, 700℃ 이하에서 템퍼링을 행한다. 템퍼링 온도가 700℃보다도 높아지면, 조대 페라이트상이 생성되어, SCHAZ의 인성이 열화되기 때문에, 700℃ 이하로 한정했다. 또한, 650℃ 이하가 바람직하다.

실시예

표 1에 공시 강의 조성을 나타낸다. 또한, 수직부 길이 17m의 연속 주조기에서, 주조 속도 0.2∼0.4m/분, 냉각대의 수량 밀도(water flow rate) 1000∼2000l/min.·㎡의 조건으로 연속 주조된 강편을 이용했다. 강종 A∼K는 성분 조성이 본 발명의 범위를 만족하는 발명예이고, 강종 L∼T는 성분 조성이 본 발명의 범위 외의 비교예이다. 이들 강종을 이용하여 표 2에 나타내는 제조 조건에 의해 후강판을 제조했다. 또한, 얻어진 후강판마다, 다층성 용접 조인트를 만들었다. 열간 압연시에 판 길이, 폭, 판두께 중심 위치에 열전대를 부착하여 판두께 중심 온도를 실측했다.

각 후강판마다, 모재의 강도와 판두께 방향에서의 개재물의 분포 상태를 조사했다. 평균 유효 결정 입경의 측정은, 판의 길이, 폭, 판두께 방향 중심으로부터 샘플을 채취하고, 경면 연마 마무리를 행한 후 하기의 조건으로 EBSP 해석을 행하여, 얻어진 결정 방위 맵으로부터 인접하는 결정립과의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 조직의 원상당 직경을 유효 결정 입경으로서 평가했다.

EBSP 조건

해석 영역: 판두께 중심의 1㎜×1㎜ 영역

스텝 사이즈: 0.4㎛

개재물의 밀도 측정은, 판의 길이, 폭, 판두께 방향의 판두께의 1/4, 1/2 위치로부터 샘플을 채취하고, 다이아몬드 버프(buff)＋알코올로 경면 연마 마무리를 행한 후, 전계 방출형 주사형 전자 현미경(FE-SEM)을 이용하여 1㎜×1㎜의 평가 영역에 존재하는 개재물을 EDX 분석에 의해 동정(同定)하고, 더불어 개재물 밀도를 평가했다. 또한 개재물 종류의 평가는, ZAF법으로 정량화한 개재물의 화학 조성에 대하여 각종 원소가 원자 분율로 3％ 이상 포함되는 경우, 그 원소가 포함되는 개재물이라고 판단했다.

인장 시험은, 판두께(t)의 1/4 위치로부터 판폭 방향으로 평행하게 평행부 직경 14㎜, 평행부 길이 70㎜의 둥근 막대 인장 시험편을 채취하고, EN10002-1에 따라 인장 시험을 행했다. 또한, 표 2에 나타내는 항복 강도는 상 항복점(upper yield point)이 나타난 경우는 상 항복 응력을, 상 항복점이 나타나지 않은 경우는 0.2％ 내력(耐力)을 이용하고 있다.

조인트 CTOD 시험에 사용하는 용접 조인트는 K개선(groove) 형상, 입열량 5.0kJ/㎜의 서브머지 아크 용접(다층 용접)을 이용하여 작성했다. 시험 방법은 BS규격 EN10225(2009)에 준거하고, t(판두께)×t(판두께)의 단면 형상의 시험편을 이용하여, 시험 온도 －10℃에 있어서 CTOD값(δ)을 평가했다. 각 강종에 대하여 각 절결 위치마다 3개씩 시험하고, CGHAZ의 CTOD값과 SC/ICHAZ 경계의 CTOD값 중, 어느 하나의 평균 CTOD값이 0.35㎜ 이상인 것을 조인트 CTOD 특성이 우수한 강판으로 했다.

절결 위치는 K개선(직선의 형상과 절곡(bent)의 형상)의 직선의 형상측의 CGHAZ와, SC/ICHAZ 경계의 각각으로 했다. 시험 후, 시험편 파면에서, 피로 선균열의 선단이 EN10225(2009)에서 규정하는 CGHAZ와, SC/ICHAZ 경계의 각각에 있는 것을 확인했다. 또한, 다층 용접의 조인트 CTOD 시험의 경우, 절결 위치가 CGHAZ라도, 일정량의 ICCGHAZ가 포함되기 때문에, 시험 결과에는, CGHAZ와 ICCGHAZ의 양방의 인성이 반영된다.

표 2에 시험 결과를 나타낸다. No.1∼11, 17, 18, 29, 30, 32는 본 발명의 화학 성분, 모재의 유효 결정 입경, 개재물 밀도, 제조 조건 모두 발명의 범위를 만족하는 발명예로서, 모재 인장 강도, 우수한 조인트 CTOD 특성을 나타낸다.

한편, No.12∼16, 19∼28, 31은 비교예로, 조인트 CTOD 특성이 열위이다.

Claims

질량％로, 성분 조성이, C: 0.03∼0.12％, Si: 0.5％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0005∼0.0050％, Al: 0.005∼0.060％, Ni: 0.5∼2.0％, Ti: 0.005∼0.030％, N: 0.0015∼0.0065％, O: 0.0010∼0.0050％, Ca: 0.0005∼0.0060％를 포함하고, (1)∼(4)의 각 식을 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 판두께 중심에 있어서의 모재의 유효 결정 입경이 20㎛ 이하, 판두께(t: ㎜)의 1/4과 1/2의 각각에 있어서 Ca와 Mn을 포함하는 황화물과 Al을 포함하는 산화물로 이루어지는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 복합 개재물이 25∼250개/㎟ 존재하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.
1.5≤Ti/N≤5.0 (1)
0.43≤Ceq(＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5)≤0.54 (2)
0.18≤Pcm(＝[C]＋[Si]/30＋([Mn]＋[Cu]＋[Cr])/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B])≤0.24 (3)
0.2≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)≤1.4 (4)
(1)∼(4)식에 있어서, 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 한다.
제1항에 있어서,
추가로, 질량％로, Cu: 0.05∼2.0％, Cr: 0.05∼0.30％, Mo: 0.05∼0.30％, Nb: 0.005∼0.035％, V: 0.01∼0.10％, W: 0.01∼0.50％, B: 0.0005∼0.0020％, REM: 0.0020∼0.0200％, Mg: 0.0002∼0.0060％ 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.
질량％로, 성분 조성이, C: 0.03∼0.12％, Si: 0.5％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0005∼0.0050％, Al: 0.005∼0.060％, Ni: 0.5∼2.0％, Ti: 0.005∼0.030％, N: 0.0015∼0.0065％, O: 0.0010∼0.0050％, Ca: 0.0005∼0.0060％를 포함하고, (1)∼(4)의 각 식을 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 판두께 중심에 있어서의 모재의 유효 결정 입경이 20㎛ 이하, 판두께(t: mm)의 1/4과 1/2의 각각에 있어서 Ca와 Mn을 포함하는 황화물과 Al을 포함하는 산화물로 이루어지는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 복합 개재물이 25∼250개/㎟ 존재하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.
1.5≤Ti/N≤5.0 (1)
0.50＜Ceq(＝[C]＋[Mn]/6＋([Cu]＋[Ni])/15＋([Cr]＋[Mo]＋[V])/5)≤0.54 (2)
0.18≤Pcm(＝[C]＋[Si]/30＋([Mn]＋[Cu]＋[Cr])/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B])≤0.24 (3)
0.2≤(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/(1.25×S)≤1.4 (4)
(1)∼(4)식에 있어서, 각 합금 원소는 함유량(질량％)으로 한다.
제3항에 있어서,
추가로, 질량％로, Cu: 0.05∼2.0％, Cr: 0.05∼0.30％, Mo: 0.05∼0.30％, Nb: 0.005∼0.035％, V: 0.01∼0.10％, W: 0.01∼0.50％, B: 0.0005∼0.0020％, REM: 0.0020∼0.0200％, Mg: 0.0002∼0.0060％ 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성의 강편을 950℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 판두께 중심 온도가 950℃ 이상에 있어서의 압하율/패스가 8％ 이상인 패스의 누적 압하율이 30％ 이상, 판두께 중심 온도가 950℃ 미만에서의 누적 압하율이 40％ 이상이 되는 열간 압연 후, 판두께 중심에서의 700-500℃ 사이의 평균 냉각 속도가 3∼50℃/sec가 되는 냉각을 600℃ 이하까지 행하는 것을 특징으로 하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판의 제조 방법.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성의 강편을 950℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 판두께 중심 온도가 950℃ 이상에 있어서의 압하율/패스가 5％ 이상인 패스의 누적 압하율이 33％ 이상, 판두께 중심 온도가 950℃ 미만에서의 누적 압하율이 40％ 이상이 되는 열간 압연 후, 판두께 중심에서의 700-500℃ 사이의 평균 냉각 속도가 3∼50℃/sec가 되는 냉각을 600℃ 이하까지 행하는 것을 특징으로 하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
냉각 후, 700℃ 이하의 온도에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 다층 용접 조인트 CTOD 특성이 우수한 후강판의 제조 방법.