KR20180104095A - 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

판 두께가 70 ㎜ 이상에서 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.20 ％, Si : 0.03 ∼ 0.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.2 ％, P : 0.01 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.03 ％, Al : 0.005 ∼ 0.080 ％ 및 N : 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 하기 식 (1) 에서 정의되는 Ceq 가 0.36 이상 0.40 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2 이상이고, 강판 표면에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도가 1.7 이상인 집합 조직을 갖고, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40 ℃ 이하이고, 강판 표면에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -80 ℃ 이하인 판 두께 70 ㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판.

Description

취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 사용하는, 판 두께 70 ㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
선박이나, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 있어서는, 취성 파괴에 수반하는 사고가 일어나면, 사회 경제나 환경 등에 미치는 영향이 크다. 이 때문에, 상기 대형 구조물은, 안전성의 향상이 항상 요구되어, 대형 구조물의 소재가 되는 강판에 대해서는, 사용 온도에 있어서의 취성 균열 전파 정지 특성이 높은 레벨로 요구되고 있다.
컨테이너선이나 벌크 캐리어 등의 선박에 있어서는, 그 구조상, 선체 외판에 고강도의 후강판이 사용된다. 최근에는, 선체의 대형화에 수반하여 더욱 고강도화가 요구되어, 소재가 되는 후강판의 후육화가 진행되고 있다.
일반적으로, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성은, 고강도 혹은 후육이 될수록 열화되는 경향이 있다. 이 때문에, 대형 구조물에 사용되는 후강판에 대한, 취성 균열 전파 정지 특성에 대한 요구도 더욱 고도화되고 있다.
여기서, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서, 종래부터, 강 중의 Ni 함유량을 증가시키는 방법이 알려져 있다. 예를 들어, 액화 천연 가스 (LNG) 의 저조 (貯槽) 탱크에 있어서는, 9 ％ Ni 강이 상업 규모로 사용되고 있다.
단, 강 중 Ni 함유량의 증가는, 제조 비용의 대폭적인 상승을 부득이하게 한다. 이 때문에, 9 ％ Ni 강은, LNG 저조 탱크 이외의 용도에 적용하기 어렵다.
한편, LNG 와 같은 극저온에까지 이르지 않는, 예를 들어, 선박이나 라인 파이프에 사용되는, 판 두께가 50 ㎜ 미만인 비교적 얇은 강판에 대해서는, TMCP 법에 의해 세립화를 도모하고, 저온 인성을 향상시킴으로써, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 실현할 수 있다.
또, 합금 비용을 상승시키지 않고, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해서, 표층부의 조직을 초미세화한 강판이, 특허문헌 1 에 있어서 제안되어 있다.
특허문헌 1 에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강판은, 취성 균열이 전파될 때, 강판 표층부에 발생하는 시어 립 (소성 변형 영역) 이 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 효과가 있는 것에 착안하여 완성된 것으로, 시어 립 부분의 결정립을 미세화시킴으로써, 전파되는 취성 균열이 갖는 전파 에너지를 흡수하는 것을 특징으로 하고 있다. 또, 특허문헌 1 에는, 열간 압연 후의 제어 냉각에 의해 표층부를 Ar3 변태점 이하로 냉각시킨 후, 제어 냉각을 정지하여 표층부를 Ar3 변태점 이상으로 복열 (復熱) 시키는 공정을 1 회 이상 반복하여 실시하는 동안에, 강판에 압하를 가함으로써, 반복 변태를 발생시키거나, 또는 가공 재결정시킴으로써, 표층 부분에 초미세한 페라이트 조직 또는 베이나이트 조직을 생성시키는 것이 기재되어 있다.
특허문헌 2 에서는, 페라이트-펄라이트가 주체 (主體) 인 마이크로 조직으로 하는 강판에 있어서, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해서, 강판의 양 표면부를, 원 상당 입경 : 5 ㎛ 이하이고, 또한 애스펙트비 : 2 이상의 페라이트립을 갖는 페라이트 조직을, 면적률로 50 ％ 이상 갖는 층으로 구성하면서, 페라이트 입경의 편차를 억제하는 것이 중요한 것, 이 편차를 억제하는 방법으로서 마무리 압연 중의 1 패스당의 최대 압하율을 12 ％ 이하로 함으로써 국소적인 재결정 현상을 억제하는 것이 기재되어 있다.
특허문헌 3 에는, 페라이트 결정립의 미세화뿐만 아니라, 페라이트 결정립 내에 형성되는 서브그레인에 착안함으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시킨다는, TMCP 의 연장 상에 있는 기술이 기재되어 있다. 구체적으로는, 판 두께 : 30 ∼ 40 ㎜ 의 강판에 있어서, 강판 표층의 냉각 및 복열 등의 복잡한 온도 제어를 필요로 하지 않고,
(a) 미세한 페라이트 결정립을 확보하는 압연 조건,
(b) 강판 판 두께의 5 ％ 이상의 부분에 미세 페라이트 조직을 생성하는 압연 조건,
(c) 미세 페라이트에 집합 조직을 발달시킴과 함께 가공 (압연) 에 의해 도입한 전위를 열적 에너지에 의해 재배치하여 서브그레인을 형성시키는 압연 조건, 및
(d) 형성된 미세한 페라이트 결정립과 미세한 서브그레인립의 조대화를 억제하는 냉각 조건에 의해 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 기술이 기재되어 있다.
또, 제어 압연에 있어서, 변태된 페라이트에 압하를 가하여 집합 조직을 발달시킴으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 방법도 알려져 있다. 이것은, 강판의 파괴면 상에 세퍼레이션을 판면과 평행한 방향으로 발생시켜, 취성 균열 선단의 응력을 완화시킴으로써, 취성 파괴에 대한 저항을 높이는 방법이다.
예를 들어, 특허문헌 4 에는, 제어 압연에 의해 (110) 면 X 선 강도비를 2 이상으로 하고, 또한 원 상당 직경 20 ㎛ 이상의 조대립의 면적률을 10 ％ 이하로 함으로써, 내취성 파괴 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.
특허문헌 5 에는, 이음부의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 용접 구조용 강으로서, 판 두께 내의 압연면에 있어서의 (100) 면의 X 선 면 강도비가 1.5 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강판이 개시되어 있고, 당해 집합 조직 발달에 의한 응력 부하 방향과, 균열 전파 방향의 각도의 편차에 의해 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 것이 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 6 에는, 제어 압연에 있어서의 평균 압하율을 규정함으로써 판 두께 방향의 각 부 (판 두께 1/4 위치, 판 두께 중앙부 등) 에 있어서 집합 조직을 발달시키는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 용접 구조용 강판의 제조 방법이 기재되어 있다.
또, 최근의 6,000 TEU 를 초과하는 대형 컨테이너선에서는, 판 두께 : 70 ㎜ 이상의 후강판이 사용된다. 비특허문헌 1 에서는, 판 두께 : 65 ㎜ 의 강판의 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하여, 모재의 대형 취성 균열 전파 정지 시험에서 취성 균열이 정지되지 않는 결과가 보고되어 있다.
일본 특허공보 평7-100814호 일본 공개특허공보 2002-256375호 일본 특허공보 제3467767호 일본 특허공보 제3548349호 일본 특허공보 제2659661호 일본 특허공보 제5733425호
두꺼운 조선용 강에 있어서의 장대 (長大) 취성 균열 전파 거동, 니혼 선박 해양 공학회 강연 논문집 제3호, 2006, pp359-362
특허문헌 1, 2 에 기재된 기술에서는, 강판 표층부만을 일단 냉각시킨 후에 복열시키고, 또한 복열 중에 가공을 가함으로써, 특정한 조직을 얻는다. 이 때문에, 실생산 규모에서의 제어가 용이하지 않고, 특히 판 두께가 70 ㎜ 이상인 후육재의 제조에서는, 압연 설비, 냉각 설비에 대한 부하가 큰 프로세스이다.
또, 특허문헌 1 ∼ 6 에 기재된 강판은, 모두, 제조 조건이나 개시되어 있는 실험 데이터로부터, 판 두께 : 50 ㎜ ∼ 70 ㎜ 정도가 주된 대상으로서, 70 ㎜ 이상의 후육재에 대한 적용에 대해서는, 소정의 특성이 얻어지는지가 불명확하여, 대형 구조물에 있어서 필요한, 판 두께 방향의 균열 전파 특성에 대해서는 전혀 검증되어 있지 않다.
또한, 비특허문헌 1 에 있어서, 공시재 (供試材) 의 ESSO 시험은, 사용 온도 -10 ℃ 에서의 Kca 의 값이 3000 N/㎜1.5 에 못 미치는 결과를 나타내고 있고, 비특허문헌 1 의 기술에서는, 50 ㎜ 를 초과하는 판 두께의 강판을 적용한 대형 구조물의 경우, 안전성 확보가 충분하다고까지는 할 수 없는 것을 시사하고 있다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여, 판 두께가 70 ㎜ 이상에서 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서, 판 두께 70 ㎜ 이상에서도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 고강도 극후강판 및 당해 강판을 안정적으로 얻는 제조 방법에 대해 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도를 1.2 이상으로 하고, 또한, 강판 표면 (간단히 「표면」이라고 하는 경우가 있다) 에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도를 1.7 이상으로 하는 집합 조직을 갖고, 인성의 지표인 판 두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40 ℃ 이하 및 강판 표면에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -80 ℃ 이하인 극후강판이, 매우 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 것을 지견하였다.
본 발명은, 상기한 지견에, 추가로 검토를 더하여 완성된 것이다. 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
[1] 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.20 ％, Si : 0.03 ∼ 0.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.2 ％, P : 0.01 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.03 ％, Al : 0.005 ∼ 0.080 ％ 및 N : 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 하기 식 (1) 에서 정의되는 Ceq 가 0.36 이상 0.40 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2 이상이고, 강판 표면에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도가 1.7 이상인 집합 조직을 갖고, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40 ℃ 이하이고, 강판 표면에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -80 ℃ 이하인 판 두께 70 ㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판.
Ceq = C ＋ Mn/6 ＋ Cu/15 ＋ Ni/15 ＋ Cr/5 ＋ Mo/5 ＋ V/5···(1)
여기서, 식 (1) 에 있어서의 C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.05 ％, Cu : 0.05 ∼ 1.0 ％, Ni : 0.05 ∼ 1.5 ％ 및 Cr : 0.01 ∼ 0.5 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 [1] 에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％, V : 0.001 ∼ 0.10 ％, B : 0.0030 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0100 ％ 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판.
[4] [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000 ∼ 1200 ℃ 의 온도로 가열한 후, 판 두께 중앙의 온도가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율이 10 ％ 이상, 판 두께 중앙의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 판 두께 표면 온도가 Ar3 변태점 이하 또한 판 두께 중앙의 온도가 Ar3 변태점 이상의 온도역일 때의 누적 압하율이 20 ％ 초과의 조건에서 열간 압연을 실시한 후, 0.5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 판 두께 70 ㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판의 제조 방법.
[5] 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후, 판 두께 중앙의 온도가 Ac1 변태점 미만의 온도로 템퍼링하는 [4] 에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 판 두께 방향의 집합 조직이 적절히 제어되기 때문에, 판 두께 70 ㎜ 이상의 극후강판이라도, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수함과 함께, 인성도 우수하고, 고강도이다. 또, 본 발명에 의하면, 압연 조건을 최적화함으로써 공업적으로 매우 간이한 프로세스로, 안정적으로 고강도 극후강판을 제조할 수 있다. 예를 들어, 본 발명의 고강도 극후강판을, 조선 분야의 컨테이너선, 벌크 캐리어의 강력 갑판부 구조에 있어서 해치 사이드 코밍에 접합되는 갑판 부재에 적용함으로써, 선박의 안전성 향상에 기여하여, 산업상 매우 유용하다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.
＜성분 조성＞
이하, 각 성분에 대해 설명한다. 또한, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
C : 0.03 ∼ 0.20 ％
C 는, 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는, 원하는 강도를 확보하기 위해서, C 함유량을 0.03 ％ 이상으로 한다. 또, C 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면, 용접성이 열화될 뿐만 아니라 인성에도 악영향이 있다. 이 때문에, C 함유량은 0.03 ∼ 0.20 ％ 의 범위로 한다. 또한, 하한은, 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 상한은, 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다.
Si : 0.03 ∼ 0.5 ％
Si 는, 탈산 원소로서, 또, 강의 강화 원소로서 유효하다. Si 함유량이 0.03 ％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Si 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면 강의 표면 성상을 저해할 뿐만 아니라, 인성이 극단적으로 열화된다. 따라서, Si 함유량은 0.03 ∼ 0.5 ％ 의 범위로 한다.
Mn : 0.5 ∼ 2.2 ％
Mn 은, 강화 원소로서 함유된다. Mn 함유량이 0.5 ％ 보다 적으면 그 효과가 충분하지 않다. 한편으로, 2.2 ％ 를 초과하면 용접성이 열화되어, 강판 비용도 상승한다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.5 ∼ 2.2 ％ 의 범위로 한다.
P : 0.01 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하
P, S 는, 강 중의 불가피적 불순물이다. 이것들의 함유량이 많아지면 인성이 열화된다. 판 두께 70 ㎜ 이상의 강판에 있어서, 양호한 인성을 유지하기 위해서는, P 함유량을 0.01 ％ 이하, S 함유량을 0.005 ％ 이하로 억제한다. 또한, P 함유량은 0.006 ％ 이하, S 함유량은 0.003 ％ 이하가 보다 바람직한 범위이다.
Ti : 0.005 ∼ 0.03 ％
Ti 는, 미량의 함유에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하여 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그 효과는, Ti 함유량을 0.005 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Ti 함유량이 0.03 ％ 를 초과하면, 모재 및 용접열 영향부의 인성이 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0.005 ∼ 0.03 ％ 의 범위로 한다.
Al : 0.005 ∼ 0.080 ％
Al 은, 탈산제로서 작용한다. Al 을 탈산제로서 사용하기 위해서는 Al 함유량을 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, Al 함유량이 0.080 ％ 를 초과하면, 인성이 저하됨과 함께, 용접했을 경우에 용접 금속부의 인성이 저하된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.005 ∼ 0.080 ％ 의 범위로 한다. 또한, 하한은, 바람직하게는 0.020 ％ 이상이다. 상한은, 바람직하게는 0.060 ％ 이하이다.
N : 0.0050 ％ 이하
N 은, 강 중의 Al 과 결합하여, 압연 가공시의 결정 입경을 조정하여, 강을 강화한다. 이 효과를 얻기 위해서는, N 함유량을 0.0010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, N 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 인성이 열화된다. 본 발명에서는, N 함유량은 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다.
이상이 본 발명의 기본 성분 조성이고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
본 발명에서는, 더욱 특성을 향상시키기 위해, 상기 성분 조성에 더하여, Nb, Cu, Ni, Cr 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것이 가능하다.
Nb : 0.005 ∼ 0.05 ％
Nb 는, NbC 로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출되어, 고강도화에 기여한다. 또, Nb 는 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정역을 확대시키는 효과를 갖고, 페라이트의 세립화에 기여한다. 이 때문에, Nb 함유는 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는, Nb 함유량을 0.005 ％ 이상으로 함으로써 발휘된다. Nb 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면, 조대한 NbC 가 석출되어, 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그래서, Nb 를 함유하는 경우, Nb 함유량을 0.005 ∼ 0.05 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Cu : 0.05 ∼ 1.0 ％
Cu 는, 강의 ?칭성을 높이는 원소이다. 이 원소는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해서 함유시킬 수 있다. 이들 효과는, Cu 함유량을 0.05 ％ 이상으로 함으로써 발휘된다. 한편으로, 과도한 Cu 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판 두께 70 ㎜ 이상의 강판에서 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Cu 함유량은 0.05 ∼ 1.0 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Ni : 0.05 ∼ 1.5 ％
Ni 는, 강의 ?칭성을 높이는 원소이다. Ni 는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있다. 이들 효과는, Ni 함유량을 0.05 ％ 이상으로 함으로써 발휘된다. 한편으로, 과도한 Ni 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판 두께 70 ㎜ 이상의 강판에서 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Ni 함유량은 0.05 ∼ 1.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Cr : 0.01 ∼ 0.5 ％
Cr 은, 강의 ?칭성을 높이는 원소이다. 이 원소는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있다. 이들 효과는, Cr 함유량을 0.01 ％ 이상으로 함으로써 발휘된다. 한편으로, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판 두께 70 ㎜ 이상에서도 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Cr 함유량은 0.01 ∼ 0.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는, 더욱 특성을 향상시키기 위해, 상기 성분 조성에 더하여, Mo, V, B, Ca, REM 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것이 가능하다.
Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％
Mo 는, 모두 강의 ?칭성을 높이는 원소이다. 이 원소는, 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있다. 이들 효과는, Mo 함유량을 0.01 ％ 이상으로 함으로써 발휘된다. 한편으로, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 판 두께 70 ㎜ 이상에서도 충분한 강도를 유지하면서 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서, Mo 함유량은 0.01 ∼ 0.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
V : 0.001 ∼ 0.10 ％
V 는, V(CN) 로서 석출되는 석출 강화에 의해, 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과는, V 함유량을 0.001 ％ 이상으로 함으로써 발휘된다. 그러나, V 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 인성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, V 를 함유시키는 경우에는, V 함유량을 0.001 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
B : 0.0030 ％ 이하
B 는, 강의 ?칭성을 높이는 원소이고, B 함유량이 0.0030 ％ 이하와 같은 미량으로도 상기 효과가 얻어진다. 또, B 함유량이 0.0030 ％ 를 초과하면 용접부의 인성이 저하된다. 따라서, B 를 함유시키는 경우에는, B 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 효과를 얻는 관점에서는, B 함유량의 하한은 0.0006 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Ca : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0100 ％ 이하
Ca, REM 은, 용접열 영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시킨다. 이들 성분을 함유해도 본 발명의 효과가 저해되는 경우는 없기 때문에 필요에 따라 함유해도 된다. 그러나, 과도하게 함유하면, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시키는 경우가 있다. 그래서, 이들 성분을 함유시키는 경우에는, 함유량의 상한을 Ca : 0.0050 ％, REM : 0.0100 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Ceq : 0.36 이상 0.40 이하
본 발명의 고강도 극후강판은, 각 성분 조성이 상기 함유량의 범위에 있는 것에 더하여, 하기 식 (1) 로 나타내는 Ceq 를 0.36 이상 0.40 이하로 조정한다. Ceq 가 0.36 미만에서는, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도를 높이기 어려워진다. 또, 용접성을 확보하기 위해, Ceq 는 0.40 이하로 한다.
Ceq = C ＋ Mn/6 ＋ Cu/15 ＋ Ni/15 ＋ Cr/5 ＋ Mo/5 ＋ V/5···(1)
식 (1) 에 있어서의 C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.
＜집합 조직＞
본 발명의 고강도 극후강판은, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2 이상, 표면 (극표면으로부터 표면 하 1 ㎜ 의 범위) 에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도가 1.7 이상을 만족하는 집합 조직을 갖는다. 상기의 성분 조성을 채용함과 함께, 후술하는 제조 조건에서 집합 조직이 상기 범위를 만족하도록 제어함으로써, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판이 얻어진다.
이상으로부터, 본 발명에서는, 성분 조성 및 집합 조직의 제어에 의해, 판 두께가 70 ㎜ 이상이라도, 본 발명의 고강도 극후강판은, 강도, 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수하다는 효과를 갖는다.
＜제조 방법＞
상기 성분 조성의 용강을, 전로 등에서 용제 (溶製) 하고, 연속 주조 등으로 강 소재 (슬래브) 로 하고, 1000 ∼ 1200 ℃ 로 가열 후, 열간 압연을 실시한다.
가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 압연을 실시하는 시간을 충분히 확보할 수 없다. 한편, 가열 온도가 1200 ℃ 초과에서는, 오스테나이트립이 조대화되어, 인성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 산화 손실이 현저해져, 수율이 저하된다. 따라서, 강 소재의 가열 온도는, 1000 ∼ 1200 ℃ 의 범위로 한다. 강판의 인성 향상의 관점에서 바람직한 가열 온도의 범위는, 하한은 1000 ℃ 이상, 상한은 1150 ℃ 이하이다. 또한, 강 소재의 온도는 강판의 판 두께 중앙의 온도를 의미한다.
열간 압연에 있어서는, 먼저, 판 두께 중앙의 온도가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율을 10 ％ 이상으로 하는 압연을 실시한다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 10 ％ 이상으로 함으로써, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40 ℃ 이하를 달성할 수 있다. 누적 압하율이 10 ％ 미만이면, 오스테나이트의 세립화가 불충분하여 인성이 향상되지 않고, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도가 -40 ℃ 이하를 달성할 수 없다. 상기 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 상기 누적 압하율은 세립화의 향상 효과가 작아지기 때문에, 45 ％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 성분 조성의 경우, 상기 조건은, 바람직하게는, 상기 열간 압연에 있어서 1100 ∼ 950 ℃ 에 포함되는 온도역에서의 누적 압하율이 10 ％ 이상이다.
또한, 판 두께 중앙의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상의 압연을 실시한다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 함으로써, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2이상이 되는 집합 조직이 얻어진다. 반대로, 이 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 미만이면, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2 이상이 되는 집합 조직이 얻어지지 않는다. 상기 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압연 능률을 저해하지 않도록 75 ％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 성분 조성의 경우, 상기 조건은, 바람직하게는, 열간 압연에 있어서 950 ∼ 700 ℃ 에 포함되는 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상이다.
또한, 본 발명에서는, 열간 압연에 있어서, 판 두께 표면 온도가 Ar3 변태점 이하 또한 판 두께 중앙의 온도가 Ar3 변태점 이상의 온도역에 있을 때의 누적 압하율이 20 ％ 초과로 한다. 본 발명에서는 중요한 요건이고, 이 조건에서 열간 압연을 실시함으로써, 강판 표면에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도를 발달 시킬 수 있다. 그리고 이 조건에서 열간 압연을 실시함으로써, 강판 표면에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도가 1.7 이상, 강판 표면에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -80 ℃ 이하를 얻을 수 있다. 판 두께 표면이 이 온도역일 때에 누적 압하율이 20 ％ 이하이면, 원하는 집합 조직 및 vTrs 가 얻어지지 않는다. 여기서, Ar3 변태점은 이하의 식으로 나타낸다.
Ar3 = 910 － 310C － 80 Mn － 20Cu － 15Cr － 55Ni － 80Mo
상기 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 함유하지 않는 것은 0 으로 한다.
또한, 표면의 온도가 Ar3 변태점 이하 중에서 압연에 바람직한 온도역은 Ar3 변태점 ∼ (Ar3 변태점 － 80) ℃ 이다. 또, 판 두께 중앙의 온도가 Ar3 변태점 이상 중에서, 압연에 바람직한 온도역은 (Ar3 변태점 ＋ 80) ℃ ∼ Ar3 변태점이다.
또, 본 발명에 있어서의 열간 압연에서는, 상기 규정한 온도역 외에서의 압연을 제한하는 것은 아니고, 적어도, 상기 규정하는 온도역에 있어서 규정의 누적 압하율의 압하가 실시되어 있으면 된다.
압연이 종료된 강판은, 0.5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨다. 냉각 속도가 0.5 ℃/s 미만인 경우에는, 판 두께 중앙 위치에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2 이상을 확보할 수 없다. 또, 냉각 정지 온도가 500 ℃ 이하를 만족하지 않는 경우, 원하는 강도 및 집합 조직을 얻을 수 없다.
또한 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후에 템퍼링 처리를 실시하는 경우에는, 판 두께 중앙의 온도가 Ac1 변태점 미만에서 실시하는 것이 필요하다. 템퍼링 처리가 Ac1 변태점 이상인 경우에는, 압연시에 발달시킨 집합 조직을 잃게 되기 때문이다. 여기서, Ac1 변태점은 이하의 식으로 나타낸다.
Ac1 = 751 － 26.6C ＋ 17.6Si － 11.6Mn － 169Al － 23Cu － 23Ni ＋ 24.1Cr ＋ 22.5Mo ＋ 233Nb － 39.7V － 5.7Ti － 895B
식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 함유하지 않는 것은 0 으로 한다.
또한, 이상의 설명에 있어서, 판 두께 중앙의 온도는, 방사 온도계로 측정한 강판 표면 온도로부터, 전열 계산에 의해 구한다. 또, 압연 후의 냉각 조건에 있어서의 온도 조건은, 판 두께 중앙의 온도로 하고, 냉각 속도도 판 두께 중앙의 온도에 기초하여 산출된 평균 냉각 속도를 의미한다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.
표 1 에 나타내는 각 성분 조성의 용강을, 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 소재로 하였다. 판 두께를 70 ∼ 100 ㎜ 로 열간 압연 후, 냉각을 실시하여 표 2 에 나타내는 공시 강을 얻었다. 표 2 에, 가열 조건, 열간 압연 조건, 냉각 조건을 나타낸다. 또, 냉각 후에 템퍼링을 실시한 것에 대해서는 템퍼링 온도도 나타내었다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2]
Figure pct00002
얻어진 강판에 대해, 판 두께 1/4 위치로부터, Φ14 ㎜ 의 JIS 14A 호 시험편을 채취하고, 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 를 측정하였다. YS 가 390 ㎫ 이상, TS 가 510 ㎫ 이상인 것을 양호라고 평가하였다.
판 두께의 1/4 위치 및 강판 표면으로부터 JIS 4 호 충격 시험편을 시험편의 세로축의 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 를 구하였다. 판 두께 1/4 위치의 vTrs 가 -40 ℃ 이하, 강판 표면의 vTrs 가 -80 ℃ 이하인 것을 인성이 양호하다고 평가하였다.
또, 강판의 집합 조직을 평가하기 위해, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도 및 강판 표면 (강판 표면이란, 극표면으로부터 표면 하 1 ㎜ 의 범위를 말한다) 에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도를 각각 측정하였다.
면 집적도는, X 선 회절 장치 (리가쿠 전기 주식회사 제조) 를 사용하여, Mo 선원을 사용하여 측정을 실시하였다.
다음으로, 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하기 위해, 온도 구배형 ESSO 시험을 실시하여, -10 ℃ 에 있어서의 Kca 치 (이하, Kca (-10 ℃) N/㎜1.5 라고도 기재한다) 를 구하였다. Kca (-10 ℃) 가 6000 N/㎜1.5 이상인 것을 양호로 하였다.
표 3 에 이들 시험 결과를 나타낸다.
[표 3]
Figure pct00003
표 3 에 나타내어진 결과로부터, 본 발명예는, 판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2 이상이고, 또한 강판 표면에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도가 1.7 이상인 집합 조직을 갖고, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40 ℃ 이하 및 강판 표면에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -80 ℃ 이하에서 인성이 우수함과 함께, Kca (-10 ℃) 가 6000 N/㎜1.5 이상으로 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어졌다.
한편, 본 발명을 벗어나는 비교예는, YS, TS, 집합 조직, vTrs 의 어느 것을 만족하지 않는다. 또, Kca (-10 ℃) 의 값은 모두 만족하지 않는 결과가 되었다.

Claims (5)

  1. 질량％ 로,
    C : 0.03 ∼ 0.20 ％,
    Si : 0.03 ∼ 0.5 ％,
    Mn : 0.5 ∼ 2.2 ％,
    P : 0.01 ％ 이하,
    S : 0.005 ％ 이하,
    Ti : 0.005 ∼ 0.03 ％,
    Al : 0.005 ∼ 0.080 ％
    및 N : 0.0050 ％ 이하
    를 함유하고, 하기 식 (1) 에서 정의되는 Ceq 가 0.36 이상 0.40 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    판 두께 중앙에 있어서의 압연면에서의 (211) 면 집적도가 1.2 이상이고, 강판 표면에 있어서의 압연면에서의 (200) 면 집적도가 1.7 이상인 집합 조직을 갖고,
    판 두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40 ℃ 이하이고,
    강판 표면에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -80 ℃ 이하인 판 두께 70 ㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판.
    Ceq = C ＋ Mn/6 ＋ Cu/15 ＋ Ni/15 ＋ Cr/5 ＋ Mo/5 ＋ V/5···(1)
    여기서, 식 (1) 에 있어서의 C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
    Nb : 0.005 ∼ 0.05 ％,
    Cu : 0.05 ∼ 1.0 ％,
    Ni : 0.05 ∼ 1.5 ％
    및 Cr : 0.01 ∼ 0.5 ％
    의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로,
    Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％,
    V : 0.001 ∼ 0.10 ％,
    B : 0.0030 ％ 이하,
    Ca : 0.0050 ％ 이하,
    REM : 0.0100 ％ 이하
    의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000 ∼ 1200 ℃ 의 온도로 가열한 후,
    판 두께 중앙의 온도가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율이 10 ％ 이상, 판 두께 중앙의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 판 두께 표면 온도가 Ar3 변태점 이하 또한 판 두께 중앙의 온도가 Ar3 변태점 이상의 온도역일 때의 누적 압하율이 20 ％ 초과의 조건에서 열간 압연을 실시한 후,
    0.5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 판 두께 70 ㎜ 이상의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판의 제조 방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨 후, 판 두께 중앙의 온도가 Ac1 변태점 미만의 온도로 템퍼링하는 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판의 제조 방법.
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