KR20190022845A - 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

대입열 용접부의 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 소정의 성분 조성을 갖고, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.2 이상, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.5 이상 또한 (222)면 X선 강도비가 2.5 이하이고, 300kJ/㎝ 초과의 입열량으로 용접한 용접 이음매 본드부의 －40℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지(vE_－40)가 80J 이상이고, ESSO 시험에 의한 －10℃에 있어서의 Kca값(Kca(－10℃))이 6000N/㎜^3/2 이상이고, 인장 강도가 580㎫ 이상이고, 판두께가 50㎜ 초과인, 고강도 후강판. 소정의 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열한 후, 판두께 중앙이, 오스테나이트 재결정 온도역, 이어서, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 열간 압연을 행하고, 상기 열간 압연의 도중에, 강판의 표리면에서 가열을 행하여, 적어도 상기 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연의 일부를, 강판 표면의 온도－판두께 중앙의 온도≥－40℃가 되는 조건에서 행하도록 판두께 방향의 온도 분포를 제어하고, 열간 압연 종료시에 있어서의 강판 표면과 판두께 중앙의 온도차를 5℃ 이내로 하고, 또한, 판두께 중앙의 온도를 Ar₃℃∼(Ar₃＋30)℃로 하는, 고강도 후강판의 제조 방법.

Description

고강도 후강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 고강도 후강판(thick steel plate) 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 특히, 선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 사용하는 대입열(large heat-input) 용접부의 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성(brittle crack arrestability)이 우수한 고강도 후강판 및 그의 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 크기 때문에, 안전성의 향상이 항상 요구되고, 사용되는 강재에 대하여서는, 사용 온도에 있어서의 인성(toughness)이나, 취성 균열 전파 정지 특성이 높은 레벨로 요구되고 있다.

예를 들면, 콘테이너선이나 벌크 캐리어 등의 선박은, 그 구조상, 선체 외판(outer plate of ships hull)에 고강도의 후육재를 사용하지만, 최근에는, 선체의 대형화에 수반하여 한층 더 고강도 후육화가 진행되고 있다. 일반적으로, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성은, 고강도 혹은 후육재가 될수록 열화하는 경향이 있기 때문에, 취성 균열 전파 정지 특성으로의 요구도 한층 더 고도화되고 있다.

여기에서, 강재의 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서, 종래부터 Ni 함유량을 증가시키는 방법이 알려져 있고, 예를 들면, 액화 천연 가스(LNG)의 저조(貯槽) 탱크에 있어서는, 9％ Ni 강이 상업 규모로 사용되고 있다. 그러나, Ni 첨가량의 증가는, 제조 비용이 대폭적으로 상승될 수 밖에 없기 때문에, LNG 저조 탱크 이외의 용도로의 적용은 어렵다.

다른 한편, LNG와 같은 극저온(cryogenic temperature)에까지 도달하지 않는, 예를 들면, 선박이나 라인 파이프에 사용되는, 판두께가 50㎜ 미만의 비교적 얇은 강재에 대하여서는, TMCP법에 의해 세립화(細粒火)를 도모하여, 저온 인성을 향상시킴으로써, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 실현할 수 있다.

또한, 최근, 합금 비용을 상승시키는 일 없이, 강판의 표층부의 조직을 초미세화하는 기술이, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 기술로서 제안되고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에는, 취성 균열이 전파할 때에, 강재 표층부에 발생하는 시어립(shear-lip)(소성 변형 영역)이 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 효과가 있는 것에 주목하여, 시어립 부분의 결정립을 미세화시킴으로써 전파하는 취성 균열이 갖는 전파 에너지를 흡수시키는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 1에는, 강판의 제조 방법으로서, 열간 압연 후의 제어 냉각에 의해 표층 부분을 Ar₃ 변태점 이하로 냉각하고, 그 후 제어 냉각을 정지하여 표층 부분을 변태점 이상으로 복열(reheat)시키는 공정을 1회 이상 반복하여 행하고, 이 사이에 강재에 압하를 가함으로써, 반복 변태를 일으키거나 또는 가공 재결정시킴으로써, 표층 부분에 초미세한 페라이트 조직 또는 베이나이트 조직을 생성시키는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 페라이트-펄라이트를 주체의 마이크로 조직으로 하는 강재에 있어서 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 강재의 표리면의 표면부를, 원 상당 입경: 5㎛ 이하, 또한 애스펙트비(aspect ratio): 2 이상의 페라이트립을 갖는 페라이트 조직을 50％ 이상 갖는 층으로 구성하고, 마무리 압연 중의 1패스당의 최대 압하율을 12％ 이하로 함으로써 국소적인 재결정 현상을 억제하여, 페라이트 입경의 편차를 억제하는 것이 중요하다는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는, 페라이트 결정립의 미세화뿐만 아니라 페라이트 결정립 내에 형성되는 서브 그레인(subgrain)을 이용하여 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는, TMCP법을 이용한 기술이 기재되어 있다. 구체적으로는, 판두께 30∼40㎜의 강판을 대상으로 하여, 강판 표층의 냉각 및 복열 등의 복잡한 온도 제어를 필요로 하지 않고, (a) 미세한 페라이트 결정립을 확보하는 압연 조건, (b) 강재 판두께의 5％ 이상의 부분에 미세 페라이트 조직을 생성하는 압연 조건, (c) 미세 페라이트에 집합 조직을 발달시킴과 함께 가공(압연)에 의해 도입한 전위를 열적 에너지에 의해 재배치하여 서브 그레인을 형성시키는 압연 조건 및, (d) 형성된 미세한 페라이트 결정립과 미세한 서브 그레인립의 조대화를 억제하는 냉각 조건에 의해 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.

또한, 제어 압연에 있어서, 변태한 페라이트에 압하를 가하여 집합 조직을 발달시킴으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 방법도 알려져 있다. 강재의 파괴면 상에 세퍼레이션을 판두께 방향과 평행한 방향으로 발생시키고, 취성 균열 선단의 응력을 완화시킴으로써, 취성 파괴에 대한 저항을 높이는 것이다.

예를 들면, 특허문헌 4에는, 제어 압연에 의해 (110)면 X선 강도비를 2 이상으로 하고, 또한 원 상당 지름 20㎛ 이상의 조대립의 면적율을 10％ 이하로 함으로써, 내(耐)취성 파괴 특성을 향상시킨 강판이 기재되어 있다.

특허문헌 5에는, 이음매부의 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 용접 구조용 강으로서, 집합 조직 발달에 의해 응력 부하 방향과 균열 전파 방향을 어긋나게 하기 위해, 판두께 내부의 압연면에서의 (100)면의 X선 면강도비를 1.5 이상으로 한 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 6에는, 판두께의 50％ 이상의 영역에 있어서 판면과 평행한 면에서의 (211)면의 X선 회절 강도비를 1.5 이상으로 함으로써, 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 박육 후강판이 기재되어 있다.

특허문헌 7에는, 강판의 표면 및 이면으로부터 판두께의 25％까지의 표리층부와 그 이외의 판두께 중심부에 대해서, 각각, 압연면과 평행한 (100) X선 면강도비 및, 압연면과 평행한 (111) 또는/및 (211) X선 면강도비를 규정한 집합 조직을 갖는 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 고강도 후강판이 기재되어 있다.

특허문헌 8에는, 강판의 판두께 방향의 중심을 중앙으로 하여 판두께의 10％ 이상, 50％ 미만의 중심부 영역에 있어서 압연면과 평행한 (111) 또는/및 (211) X선 면강도비를 규정하고, 추가로, 상기 중심부 영역에서 표리면측의 표리면 영역에 있어서 압연면과 평행한 (111) 또는/및 (211) X선 면강도비를 규정한 집합 조직을 갖는 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 고강도 후강판이 기재되어 있다.

특허문헌 9∼12에는, 판두께 중앙부 및 판두께 1/4부에 있어서의 각종 X선 면강도비를 규정한 집합 조직을 갖는 구조용 고강도 후강판이 기재되어 있다.

전술한 바와 같이, 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 강판이나 그의 제조 방법에 관해서 여러 가지의 제안이 이루어져 있지만, 대형 구조물에 사용되는 강재에는 안전성의 관점에서, 우수한 용접 열영향부의 인성, 특히 본드부의 인성이 우수한 것도 동시에 요구된다.

본드부는, 대입열 용접시의 융점 바로 아래의 고온에 노출되어, 오스테나이트 결정립이 가장 조대화하기 쉽고, 그 후의 냉각에 의해 취약한 상부 베이나이트 조직으로 변태하고, 추가로, 위드만스테텐(Widmannstatten) 조직이나 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어 인성이 저하한다.

본드부의 인성 향상에 관해서는 여러 가지의 연구가 이루어져, 예를 들면, TiN의 미세 분산에 의한 오스테나이트의 조대화 억제나 페라이트 변태핵으로서의 이용 외, 희토류 원소(REM)를 Ti와 복합 첨가함으로써, 강 중에 미세 입자를 분산시켜 오스테나이트의 입자 성장을 방지하여, 용접부의 인성 향상을 도모하는 방법이 제안되어 있다(특허문헌 13, 14).

또한, Ti 산화물이나 Mg 산화물을 이용하거나(특허문헌 15, 16), BN에 의해 페라이트핵을 생성하거나, Ca나 REM을 첨가함으로써 황화물의 형태를 제어하여, 인성을 향상시키는 것이 제안되어 있다. 그 외 Ca, O, S량을 제어하고, Ca 및 Mn의 복합 황화물을 페라이트핵으로 하여 미세하게 분산시킴으로써, 인성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다(특허문헌 17).

또한, 특허문헌 18에는 집합 조직을 제어함으로써 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시킨 대입열 용접용 강 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다.

일본특허공고공보 평7-100814호 일본공개특허공보 2002-256375호 일본특허공보 제3467767호 일본특허공보 제3548349호 일본특허공보 제2659661호 일본공개특허공보 2008-174809호 일본공개특허공보 2008-169467호 일본공개특허공보 2008-169468호 일본공개특허공보 2008-45174호 일본공개특허공보 2008-69380호 일본공개특허공보 2008-111165호 일본공개특허공보 2008-111166호 일본특허공고공보 평03-53367호 일본공개특허공보 소60-184663호 일본공개특허공보 소60-245768호 일본공개특허공보 2000-234139호 일본공개특허공보 2003-166017호 일본공개특허공보 2013-151743호

이노우에 등, 두꺼운 조선용 강에 있어서의 장대 취성 균열 전파 거동, 일본선박해양공학회 강연 논문집 제3호, 2006, pp359-362

그러나, 특허문헌 1, 2에 기재된 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강재는, 강재 표층부만을 일단 냉각한 후에 복열시키고, 또한 복열 중에 가공을 가함으로써, 특정의 조직을 얻는 것으로, 실생산 규모에서는 제어가 용이하지 않고, 압연, 냉각 설비로의 부하가 큰 프로세스이다.

또한, 비특허문헌 1에서는, 판두께: 65㎜의 강판의 취성 균열 전파 정지 특성이 평가되고, 모재의 대형 취성 균열 전파 정지 시험에서 취성 균열이 정지하지 않는 결과가 보고되어 있다. 또한, 비특허문헌 1에서는, 공시재의 ESSO 시험에 있어서 사용 온도 －10℃에 있어서의 Kca의 값이 3000N/㎜^3/2를 충족하지 않는 결과를 나타내고, 50㎜를 초과하는 판두께의 강판을 적용한 선체 구조의 경우, 안전성 확보가 과제가 되는 것이 시사되어 있다.

이에 대하여, 전술한 특허문헌 1∼6에 기재된 강판은, 모두, 제조 조건이나 개시되어 있는 실험 데이터로부터, 판두께 50㎜ 정도가 주요 대상으로서, 70㎜ 혹은 그 이상의 후육재로의 적용에 대해서는, 소정의 특성이 얻어지는지가 불분명하고, 선체 구조에 있어서 필요한, 판두께 방향의 균열 전파 특성에 대해서는 불분명하다.

특허문헌 7 및 8에는, 온도 구배형의 표준 ESSO 시험에 의해 어레스트성이 평가되어 있지만, 용접부 인성의 평가는 이루어져 있지 않고, 입열량이 300kJ/㎝을 초과하는 대입열 용접의 적용 여부에 대해서도 불분명하다.

특허문헌 9∼12에 개시된 기술은, Ar₃점 미만의 온도역, 즉, 페라이트-오스테나이트 2상역에서의 압연을 필수로 하고 있다. 이 때문에, 고(高)정밀도의 압연 기술을 필요로 할 뿐만 아니라, 통상보다도 저온역에서의 압연이기 때문에, 생산 능률이 저하하고, 또한, 강판 형상을 평탄하게 하는데에도 특별한 배려가 필요하게 된다. 이 때문에, 생산성을 희생하지 않는 제조 조건으로, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 확보하는 기술이 요망된다.

한편, 용접 시공에 있어서, 판두께 50㎜ 이상의 후강판을 용접하는 경우, 입열 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접의 적용이 검토되어, 한층 더 대입열화가 예상된다.

그러나, 특허문헌 13, 14에 기재된, TiN을 주체로 이용하는 기술에 있어서는 TiN이 용해되는 온도역으로 가열되는 용접부에서 그 작용이 소실하고, 또한 고용 Ti 및 N에 의해 조직이 취화하여 현저하게 인성이 저하하기 때문에, 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접부에서는 충분한 인성이 얻어지지 않는 것이 예상된다.

또한, 특허문헌 15, 16에 기재된 기술과 같이, Ti 산화물이나 Mg 산화물을 이용하여 HAZ 인성을 개선하는 경우, 이들 산화물을 충분히 균질하게 미세 분산하는 것은 용이하지 않고, 또한 Ca나 REM을 첨가하는 기술에 있어서도 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접에서는 용접 열영향부의 고인성을 확보하는 것은 곤란했다.

또한, 특허문헌 17에 있어서는, Ca 및 Mn의 복합 황화물을 이용함으로써 400kJ/㎝를 초과하는 용접 열영향부의 인성을 확보하고 있지만, 취성 균열 전파 정지 성능에 관한 검토는 이루어져 있지 않다.

이에 대하여, 특허문헌 18에 있어서는, 용접 열영향부의 인성을 확보함과 함께 취성 균열 전파 정지 성능이 우수한 강판이 개시되어 있다. 그러나, 본 기술을 이용했다고 해도 70㎜를 초과하는 판두께에 있어서는 대입열 용접부의 인성 및 취성 균열 전파 특성이 충분하지 않은 경우가 있었다.

본 발명은, 대입열 용접부의 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제의 달성을 위해 예의 연구를 거듭하여, 후강판에 있어서도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖고, 또한 대입열 용접부의 인성이 우수한 고강도 후강판 및 당해 강판을 안정되게 얻는 제조 방법에 대해서 이하의 인식을 얻었다.

(I). 판두께 50㎜를 초과하는 후강판에 있어서 취성 균열 전파 정지 특성에 미치는 집합 조직의 영향을 상세하게 조사한 결과, 강판 표면의 판면(압연면)에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.2 이상, 판두께 중앙(판두께 1/2 위치)의 판면(압연면)에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.5 이상 또한 (222)면 X선 강도비가 2.5 이하가 되도록 제어함으로써 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어진다.

(Ⅱ). 상기의 집합 조직은, 특정의 화학 성분 조성의 강을 오스테나이트역에서 압연을 완료하는 경우에 있어서, 특정의 열간 압연 조건을 따름으로써 얻을 수 있다. 상기 오스테나이트역에서의 압연에 있어서는, 압연시의 온도가 저온일수록 높은 인성값과 발달된 (211)면 집합 조직이 얻어진다. 그러나, 판두께가 50㎜를 초과하는 바와 같은 경우에는, 압연시의 판두께 중앙과 강판 표면에서의 온도차가 커지기 때문에, 온도를 지나치게 내리면 표층부에 페라이트 조직이 생성되어 버려 인성을 열화시키는 문제가 발생한다. 한편으로 표층의 인성 열화를 억제하기 위해서는 압연 온도를 올릴 필요가 있지만, 그 경우에는 판두께 중앙에서의 인성/및 또는 집합 조직의 발달이 불충분해지는 경우가 있었다. 여기에서, 압연 도중에 강 소재의 표리면을 가열함으로써, 판두께 방향의 온도 분포를 제어하여, 상기의 문제를 해결함으로써 종래보다도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 얻을 수 있다.

(Ⅲ). 상기 특정 화학 성분 조성의 강판의 용접 본드부의 인성은 취화 조직에 영향을 받고, 이 취화 조직의 인성은 용접 후의 냉각시에 페라이트 변태를 촉진시키는 변태핵의 미세화를 행함으로써 크게 향상된다. 변태핵을 미세하게 분산시키기 위해서는, 첨가량을 하기의 (1)식을 만족하도록 Ca, S, O량을 조절한다.

0＜[(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25]/S＜1 … (1)

즉, 강을 용제할 때의 응고 단계에서 CaS를 정출(晶出)시키는데 있어서, (1)식을 만족하도록 Ca, S의 첨가량 및 첨가시의 용강 중의 용존 산소량을 제어함으로써, CaS의 정출 후의 고용 S량을 확보하면, CaS의 표면 상에 MnS가 석출된다. MnS는 페라이트핵 생성능을 갖고, 그 주위에 Mn의 희박대(希薄帶)가 형성되면 페라이트 변태가 촉진되어, 용접 열영향부의 인성을 향상시킨다. MnS 상에 TiN, BN, AlN 등의 페라이트 생성핵이 석출됨으로써, 한층 더, 페라이트 변태가 촉진된다.

이상, 전술한 화학 성분 및 제조 프로세스를 이용하여, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.2 이상, 판두께 중앙(판두께 1/2 위치)의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.5 이상 또한 (222)면 X선 강도비가 2.5 이하인 집합 조직을 갖는 경우에, 매우 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어지고, 또한 대입열 용접에 있어서의 본드부의 인성이 우수한 것을 인식했다.

본 발명은, 상기한 인식에, 더욱 검토를 더하여 완성된 것으로서, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

[1] 성분 조성이, 질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.01∼0.30％, Mn: 1.5∼3.0％, P: 0.02％ 이하, S: 0.0005∼0.01％, Ti: 0.005∼0.030％, Al: 0.005∼0.080％, N: 0.0025∼0.0075％, Ca: 0.0003∼0.0030％, B: 0.0003∼0.0030％, O: 0.0030％ 이하를 함유하고, 또한, Ca, O, S가 하기 (1)식을 충족하고, 하기 (2)식으로 정의되는 Ceq가 0.36∼0.50의 범위에 있고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.2 이상, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.5 이상 또한 (222)면 X선 강도비가 2.5 이하이고,

300kJ/㎝ 초과의 입열량으로 용접한 용접 이음매 본드부의 －40℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지(vE_－40)가 80J 이상이고, ESSO 시험에 의한 －10℃에 있어서의 Kca값(Kca(－10℃))이 6000N/㎜^3/2 이상이고, 인장 강도가 580㎫ 이상이고, 판두께가 50㎜ 초과인, 고강도 후강판.

0＜[(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25]/S＜1 … (1)

Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5　… (2)

단, 상기 (1)식 및 (2)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소는 0으로 한다.

[2] 샤르피 충격 시험에 의한 판두께 중앙부의 파면 전이 온도(vTrs)가 －60℃ 이하인, [1]에 기재된 고강도 후강판.

[3] 샤르피 충격 시험에 의한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치의 파면 전이 온도(vTrs)가 －60℃ 이하인, [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 후강판.

[4] 성분 조성이, 추가로 질량％로, Nb: 0.003∼0.040％, Cu: 0.01∼0.5％, Ni: 0.01∼2.0％, Cr: 0.01∼0.5％, Mo: 0.01∼0.5％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 후강판.

[5] 성분 조성이, 추가로, 질량％로, V: 0.001∼0.10％, Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.0005∼0.0200％, REM: 0.0005∼0.0200％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 후강판.

[6] 상기 [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열한 후, 판두께 중앙이, 오스테나이트 재결정 온도역, 이어서, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 열간 압연을 행하고, 적어도 상기 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연의 일부를, 강판 표면의 온도－판두께 중앙의 온도≥－40℃가 되는 조건에서 행하도록 판두께 방향의 온도 분포를 제어하고, 열간 압연 종료시에 있어서의 강판 표면의 온도와 판두께 중앙의 온도의 온도차를 5℃ 이내로 하고, 또한, 판두께 중앙의 온도를 Ar₃℃∼(Ar₃＋30)℃로 하는, 고강도 후강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 대입열 용접부의 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후강판 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.

본 발명에 의하면, 판두께가 50㎜를 초과하는 후강판에 있어서도, 압연 조건을 최적화하여, 판두께 방향에서의 집합 조직을 제어할 수 있는 공업적으로 간단한 프로세스에 의해, 안정적으로 입열량이 300kJ/㎝ 초과의 대입열 용접부의 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후강판을 제공할 수 있다.

본 발명에 의하면, 판두께 방향의 각 위치에 따라서 집합 조직 및 인성값이 적절히 제어되기 때문에, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수하고, 예를 들면, 조선 분야에서는, 콘테이너선, 벌크 캐리어의 강력 갑판부 구조에 있어서 해치 사이드 코밍(hatch side coaming)에 접합되는 갑판 부재로 적용함으로써, 선박의 안전성 향상에 기여하는 바가 커 산업상 매우 유용하다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

본 발명에서는, 성분 조성 및 강판 내부의 집합 조직을 규정한다.

[성분 조성]

이하의 설명에 있어서, 강판 성분에 있어서의 ％는, 모두 질량％를 의미한다.

C: 0.03∼0.20％

C는, 강의 강도를 향상시키는 원소로서, 본 발명에서는, 소망하는 강도를 확보하기 위해, C의 함유량을 0.03％ 이상으로 한다. 한편, C의 함유량이 0.20％를 초과하면, 용접성이 열화할 뿐아니라 인성에도 악영향이 있다. 이 때문에, C의 함유량은, 0.03∼0.20％의 범위로 규정한다. 또한, C의 함유량은, 바람직하게는 0.04％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 또한, C의 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.12％ 이하이다.

Si: 0.01∼0.30％

Si는, 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하지만, 0.01％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 0.30％를 초과하면 강판의 표면 성상을 해칠 뿐만 아니라, 모재 및 대입열 용접 이음매의 본드부의 인성이 극단적으로 열화한다. 따라서, 그의 함유량을 0.01∼0.30％의 범위로 한다. Si의 함유량의 상한값으로서는, 0.20％가 바람직하고, 0.10％가 보다 바람직하다.

Mn: 1.5∼3.0％

Mn은, 강화 원소 및 퀀칭(quenching) 원소로서 함유한다. Mn의 함유량이, 1.5％보다 적으면 그 효과가 충분하지 않은 한편, 3.0％를 초과하면 용접성이 열화하여, 강재 비용도 상승한다. 그 때문에, Mn의 함유량은, 1.5∼3.0％로 한다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 1.7％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.9％ 이상이다. 또한, Mn의 함유량은, 바람직하게는 2.7％ 이하이고, 보다 바람직하게는 2.5％ 이하이다.

P: 0.02％ 이하

P는, 함유량이 많아지면 인성이 열화되어 버린다. 판두께: 50㎜ 초과의 강판에 대하여, 양호한 인성을 유지하기 위해서는, P의 함유량을 0.02％ 이하로 제어한다. 바람직하게는, P의 함유량을 0.01％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.006％ 이하로 제어한다.

S: 0.0005∼0.01％

S는, 함유량이 많아지면 인성이 열화되어 버린다. 그 때문에, S는 0.01％ 이하로 억제한다. 한편, 대입열 용접 이음매의 본드부에 있어서 우수한 인성을 얻기 위해서는, S를 0.0005％ 이상 함유하는 것이 필요하다. S의 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 또한, S의 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

Ti: 0.005∼0.030％

Ti는, 미량의 함유에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하여 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 또한, Ti는, 응고시에 TiN이 되어 석출되고, 용접부에서의 오스테나이트의 조대화 억제나 페라이트 변태핵이 되어 고인성화에 기여한다. Ti의 함유량이, 0.005％ 미만에서는 그 효과가 적고, 한편, 0.030％를 초과하면 TiN 입자의 조대화에 의해 그 효과가 얻어지지 않게 되기 때문에, Ti의 함유량은 0.005∼0.030％로 한다. Ti의 함유량은, 바람직하게는 0.008％ 이상이다. 또한, Ti의 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이하이다.

Al: 0.005∼0.080％

Al은, 탈산제로서 작용하고, 이를 위해서는 0.005％ 이상의 함유를 필요로 하지만, 0.080％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킴과 함께, 용접한 경우에, 용접 금속부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Al의 함유량은, 0.005∼0.080％의 범위로 규정했다. 또한, Al의 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 또한, Al의 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하이다.

N: 0.0025∼0.0075％

N은, TiN의 필요량을 확보하기 위해서 필요한 원소로, 0.0025％ 미만에서는 충분한 TiN량이 얻어지지 않고, 0.0075％를 초과하면 용접열 사이클에 의해 TiN이 용해되는 영역에 있어서 고용 N량이 증가하여 인성을 현저하게 저하시키기 때문에, 0.0025∼0.0075％로 한다. N의 함유량은, 바람직하게는 0.0030％ 이상이다. 또한, N의 함유량은, 바람직하게는 0.0070％ 이하이다.

Ca: 0.0003％∼0.0030％

Ca는, S의 고정에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 적어도 0.0003％는 함유하는 것이 필요하지만, 0.0030％를 초과하여 함유해도 효과가 포화하기 때문에, 0.0003∼0.0030％로 한다. Ca의 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 또한, Ca의 함유량은, 바람직하게는 0.0025％ 이하이다.

B: 0.0003∼0.0030％

B는, 용접열 영향부에서 TiN의 용해에 의한 N을 BN으로서 고정하여, 용접부 인성의 열화를 억제한다. 또한, 퀀칭성을 향상시켜 모재의 강도 확보에 유효하게 기여한다. 이러한 효과는 0.0003％ 이상의 첨가로 발휘되고, 또한, 0.0030％보다도 많이 첨가해도 그 효과는 포화하기 때문에, B의 함유량은 0.0003∼0.0030％로 한다. B의 함유량은, 바람직하게는 0.0008％ 이상이다. 또한, B의 함유량은, 바람직하게는 0.0025％ 이하이다.

O: 0.0030％ 이하

O는, 함유량이 많아지면 청정도를 저하시킨다. 이 때문에 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히, O 함유량이 0.0030％를 초과하면 CaO계 개재물이 조대화하여 모재 인성을 저하시켜 버리기 때문에, 0.0030％ 이하로 한다.

0＜[(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25]/S＜1

단, Ca, O, S는, 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.

본 파라미터식은 CaS 상에 MnS가 석출된 복합 황화물의 형태로 하기 위해, 강 중의 Ca, S, O의 함유량을 규정하는 것이다.

본 파라미터식의 값이, 0 초과, 1 미만인 경우, 강을 용제할 때의 응고 단계에서 CaS가 정출하고, CaS의 정출 후에 고용 S량이 확보되어, CaS의 표면 상에 MnS가 석출된다.

MnS는 페라이트핵 생성능을 갖고, 그 주위에 Mn의 희박대를 형성하여 페라이트 변태를 촉진하여, 용접열 영향부의 인성을 향상시킨다. MnS 상에 TiN, BN, AlN 등의 페라이트 생성핵이 석출됨으로써, 한층 더, 페라이트 변태가 촉진된다.

본 파라미터식의 값이, 0 이하인 경우에는, CaS가 정출되지 않고, S는 MnS 단독의 형태로 석출되어, 용접 열영향부에 있어서 복합 황화물을 미세 분산시킬 수 없다.

한편, 본 파라미터식의 값이 1 이상인 경우에는, S가 Ca에 의해 완전히 고정되고, 페라이트 생성핵으로서 작용하는 MnS가, CaS 상에 석출되지 않기 때문에, 용접열 영향부에 있어서 복합 황화물을 미세 분산시킬 수 없다.

또한, 본 발명에서는, Ca를 CaS로서 정출시키기 위해, Ca와 결합력이 강한 O량을 Ca 첨가 전에 저감시켜 두는 것이 필요하고, Ca 첨가 전의 잔존 산소량은, 0.0030％ 이하인 것이 바람직하다. 잔존 산소량의 저감 방법으로서는, 탈가스를 강화하거나, 혹은, 탈산제를 투입하는, 등의 방법을 취할 수 있다.

0.36≤Ceq≤0.50

판두께 50㎜를 초과하는 후강판의 강도 및 집합 조직 강도를 유지하기 위해서는, Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5로 정의되는 Ceq를 0.36∼0.50으로 한다. 단, 상기식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소는 0으로 한다. 바람직하게는 Ceq가 0.38∼0.48이다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성으로 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 추가로, 특성을 향상시키기 위해, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Mg, Zr, REM의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 가능하다.

Nb: 0.003∼0.040％

Nb는, NbC로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출되고, 고강도화에 기여한다. 또한, 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정역을 확대시키는 효과를 갖고, 페라이트의 세립화에 기여하기 때문에, 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 0.003％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 0.040％를 초과하여 함유하면, 조대한 NbC가 석출되어 반대로, 인성의 저하를 초래하기 때문에, Nb를 함유하는 경우, 그 상한은 0.040％로 하는 것이 바람직하다. Nb의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 또한, Nb의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030％ 이하이다.

Cu: 0.01∼0.5％, Ni: 0.01∼2.0％

Cu 및 Ni는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있고, 이들 효과는, 어느것이나, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘되기는 하지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 또한, 합금의 비용도 높아져 버리기 때문에, Cu 및/또는 Ni를 함유하는 경우에는, 각각의 범위를, Cu는 0.01∼0.5％, Ni는 0.01∼2.0％로 한다.

Cr: 0.01∼0.5％, Mo: 0.01∼0.5％

Cr 및 Mo는, 어느것이나 강의 퀀칭성을 높이는 원소이다. 압연 후의 강도 향상에 직접 기여함과 함께, 인성, 고온 강도, 혹은 내후성 등의 기능 향상을 위해 함유시킬 수 있고, 이들 효과는, 어느것이나, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘되기는 하지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 열화시킨다. 인성이나 용접성을 열화시키지 않는 범위로서는, Cr 및/또는 Mo를 함유하는 경우의 각각의 범위를, 0.01∼0.5％로 하는 것이 바람직하다.

V: 0.001∼0.10％

V는, V(CN)로서 석출하는 석출 강화에 의해, 강의 강도를 향상시키는 원소이고, 이 효과는 V를 0.001％ 이상 함유시킴으로써 발휘된다. 그러나, V를 0.10％를 초과하여 함유하면, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, V를 함유시키는 경우에는, V의 함유량을 0.001∼0.10％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.0005∼0.0200％, REM: 0.0005∼0.0200％

Mg, Zr 및 REM(희토류 금속)은 어느것이나, 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, Mg, Zr, REM 중 적어도 1종을 0.0005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mg는 0.0050％ 초과, Zr 및 REM은 0.0200％ 초과를 첨가해도, 그 효과는 포화할 뿐이다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우는, Mg, Zr, REM을 각각, Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.0005∼0.0200％, REM: 0.0005∼0.0200％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 한다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들 함유량의 허용 범위로서는, Sb: 0.01％ 이하, Sn: 0.01％ 이하, Zn: 0.01％ 이하, Co: 0.1％ 이하의 범위이다.

[강판 내부의 집합 조직]

본 발명에서는, 압연 방향 또는 압연 직각 방향 등 판면에 평행한 방향으로 전파하는 균열에 대하여 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비 및 (222)면 X선 강도비, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비를 규정한다. 또한, 본 발명에 있어서의 강판 표면의 판면(압연면)에 평행한 면이란, 강판의 단순한 표면뿐만 아니라, 강판 표면을 X선 강도비(결정면의 집적도)가 측정 가능한 면으로 처리한 후의 면을 포함한다. 예를 들면, 강판의 최표면이 스케일로 덮여 있을 때 등은, 그것을 제거한 면을 말한다. 또한, 강판의 최표면이 경면으로 되어 있고, 그대로 X선 강도비(결정면의 집적도)를 측정할 수 있는 경우 등은, 강판의 표면(압연면) 그 자체를 말한다.

판두께 중앙 및 강판 표면에 있어서 (211)면을 발달시킴과 동시에, 판두께 중앙에 있어서의 (222)면의 발달을 억제함으로써, 취성 균열이 직진적으로 진전하는 것이 저해되고, 그 결과, 취성 균열 전파 정지 특성의 향상이 가능해진다.

구체적으로, 최근의 콘테이너선이나 벌크 캐리어 등 선체 외판에 이용되도록 된 판두께 50㎜ 이상의 후육재에서, 구조 안전성을 확보하는데 있어서 목표로 되는 Kca(－10℃)≥6000N/㎜^3/2의 취성 균열 전파 정지 특성을 얻는 경우에는, 강판의 판두께 중앙(판두께 1/2 위치를 의미함. 또한, X선 강도비(결정면의 집적도)의 측정에 있어서는, 판두께 1/2의 위치로부터 상하 방향으로 판두께의 수 ％의 위치 오차[판두께의 0％ 초과∼5％ 이하의 위치 오차]는 허용됨)의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비를 1.5 이상 또한 (222)면 X선 강도비를 2.5 이하 및, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비를 1.2 이상으로 할 필요가 있다. 보다 우수한 균열 전파 정지 성능이 요구되는 경우는, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비를 1.6 이상, (222)면 X선 강도비를 2.2 이하, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비를 1.4 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 여기에서, (211)면 X선 강도비란, 대상재의 (211)결정면의 집적도를 나타내는 수치로, 대상재의 (211)반사의 X선 회절 강도(I(211))와, 집합 조직이 없는 랜덤인 표준 시료의 (211)반사의 X선 회절 강도(I₀(211))의 비(I(211)/I₀(211))를 가리킨다. (222)면 X선 강도비에 대해서도 동일하다. 즉, 대상재의 (222)반사의 X선 회절 강도(I(222))와, 집합 조직이 없는 랜덤인 표준 시료의 (222)반사의 X선 회절 강도(I₀(222))의 비(I(222)/I₀(222))를 가리킨다.

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

[제조 조건]

상기 성분 조성이 되는 용강을, 전로 등에서 용제하고, 연속 주조 등으로 강 소재(슬래브(slab))로 하여, 1000∼1200℃로 가열 후, 열간 압연을 행한다.

가열 온도가 1000℃ 미만에서는, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 압연을 행하는 시간을 충분히 확보할 수 없는 한편, 1200℃ 초과에서는, 오스테나이트립이 조대화하여, 인성의 저하를 초래할 뿐 아니라, 산화 로스가 현저해져, 수율이 저하한다. 따라서, 강 소재의 가열 온도는, 1000∼1200℃의 범위로 한다. 강판의 인성 향상의 관점에서 바람직한 가열 온도의 범위는 1000∼1150℃이고, 더욱 바람직하게는 1030∼1130℃이다.

이어서, 열간 압연을 실시한다.

열간 압연은 우선, 판두께 중앙의 온도가 오스테나이트 재결정 온도역에서 압연을 행하고, 이어서 판두께 중앙의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도역에서 압연을 행한다. 이 때, 압연 도중에 강판의 표리면에서 가열을 행하여 판두께 방향의 온도 분포를 제어함으로써, 강판 내부와 강판의 표리면의 온도차를 작게 하는 제어를 행한다. 이에 따라 목표로 하는 판두께 중앙과 강판 표면에 있어서의 집합 조직 강도가 얻어진다. 이 제어는, 상기 오스테나이트 재결정 온도역에서의 압연 종료 후에 행해지는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 상기 오스테나이트 재결정 온도역에서의 압연 종료 후, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 개시 전이다.

또한, 그 때, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연이, 강판 표면의 온도－판두께 중앙의 온도≥－40℃가 되는 조건에서 행해지도록 상기 제어가 행해지는 것이 바람직하다. 이에 따라, 판두께 중앙을 보다 낮은 온도에서 압연하면서, 강판 표면에 페라이트가 생성되는 것을 억제할 수 있다. 보다 바람직하게는 강판 표면의 온도－판두께 중앙의 온도≥－20℃에서의 압연이다. 또한, 상기 조건에서의 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연은, 당해 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연을 개시하고 나서 종료할 때까지의 사이의 적어도 일부에서 행해지는 것이 바람직하다. 예를 들면, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연을 개시하고 나서 종료할 때까지의 사이, 상기 조건을 유지하여 압연을 행해도 좋고, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연의 개시시, 종료시, 혹은 이들 사이의 압연의 일부(일시점)에 있어서 상기 조건에 의한 압연을 행해도 좋다. 바람직하게는, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 종료시에 있어서 상기 조건이 충족되도록 압연을 행한다. 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 종료시에 상기 조건이 충족됨으로써 강판의 특성이 보다 높아진다.

또한, 바람직하게는, 상기 제어를 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 개시 전에 행하고, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 개시시부터, 혹은, 상기 압연 개시시에서 일정 시간 경과 후부터, 상기 조건에 의한 압연을 행한다. 보다 바람직하게는, 상기 제어를 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 개시 전에 행하고, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 개시시부터, 혹은, 상기 압연 개시시에서 일정 시간 경과 후부터, 상기 압연 종료시까지의 사이, 상기 조건에 의한 압연을 행한다.

또한, 상기 강판의 표리면에서 가열을 행하기 위한 수단으로서는, 특별히 제한되지 않지만, 예를 들면, 분위기 로에 의한 가열이나, 고주파에 의한 가열 등을 들 수 있다. 또한, 상기 강판 표면의 온도－판두께 중앙의 온도의 상한은, 특별히 제한되지 않지만, 모재 인성의 확보 및 재질 균일성의 관점에서는, 80℃ 이하가 바람직하고, 60℃ 이하가 보다 바람직하다.

또한, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연은, 판두께 중앙의 온도가 Ar₃∼Ar₃＋30℃의 범위에서의 누적 압하율이 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ar₃∼Ar₃＋20℃의 범위에서의 누적 압하율이 40％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 Ar₃∼Ar₃＋20℃의 범위에서의 누적 압하율이 50％ 이상이다. 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연을 종료하기 전에 강판의 표리면에서 가열하여 미결정 온도역에서의 강판의 판두께 방향의 온도 분포를 제어함으로써 판두께 중앙의 온도가 Ar₃점 바로 위에서 압연해도 표층 페라이트의 생성을 억제할 수 있다. 여기에서, Ar₃점(Ar₃ 변태점)은 하기식을 이용하여 산출한 값을 이용하는 것으로 한다.

Ar₃점(℃)＝910－310C－80Mn－20Cu－55Ni－15Cr－80Mo

단, 상기 식 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo는, 상기 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소는 0으로 한다.

또한, 상기 오스테나이트 재결정 온도역에서의 압연은, 특별히 제한되지 않지만, 누적 압하율이 10％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 누적 압하율이 15％ 이상이다.

또한, 열간 압연 종료시에 있어서의 강판 표면의 온도와 판두께 중앙의 온도의 온도차가 5℃ 이내인 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연 종료시에 있어서의 판두께 중앙의 온도가 Ar₃℃∼(Ar₃＋30)℃인 것이 바람직하다. 이에 따라 강판의 특성이 보다 높아진다.

압연이 종료한 강판은, Ar₃점 이상의 온도에서 2℃/s 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각 속도를 2℃/s 이상으로 함으로써, 압연시에 발달시킨 집합 조직 강도를 유지할 수 있다.

압연 및 냉각 후에 어닐링 처리를 행하는 경우는, Ac₁점 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 어닐링 처리가 Ac₁점 이상인 경우에는, 압연시에 발달시킨 집합 조직을 잃을 우려가 있기 때문이다.

또한, 이상의 설명에 있어서, 판두께 중앙의 온도는, 방사 온도계로 측정한 강판의 표면 온도에서의 전열 계산으로 구한다. 또한, 압연 후의 냉각 조건에 있어서의 온도 조건은, 판두께 중앙의 온도로 한다. 본 발명에 있어서의 고강도 후강판이란, 인장 강도가 580㎫ 이상인 후강판을 말한다. 본 발명에 있어서의 고강도 후강판은 600㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서의 고강도 후강판의 판두께는, 50㎜ 초과가 바람직하고, 55㎜ 이상이 보다 바람직하고, 60㎜ 이상이 더욱 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서의 고강도 후강판은, 샤르피 충격 시험에 의한 판두께 중앙의 파면 전이 온도가 －60℃ 이하(vTrs≤－60℃)인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서의 고강도 후강판은, 샤르피 충격 시험에 의한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치의 파면 전이 온도가 －60℃ 이하(vTrs≤－60℃)인 것이 바람직하다. 이에 따라, 강판의 특성이 보다 높아진다. 또한, 상기 판두께 중앙의 파면 전이 온도 및 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치의 파면 전이 온도의 요건을 충족하는 고강도 후강판을 얻기 위해서는, 전술한 판두께 중앙의 온도가 Ar₃∼Ar₃＋30℃의 범위에서의 누적 압하율을 45％ 이상으로 하거나, 또는, 판두께 중앙의 온도가 Ar₃∼Ar₃＋30℃의 범위에서의 누적 압하율이 45％ 미만인 경우에는, 열간 압연 종료시에 있어서의 판두께 중앙의 온도를 740℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.

표 1에 나타내는 각 성분 조성의 용강을, 전로에서 용제하여, 연속 주조법으로 강 소재로 하고, 표 2에 나타내는 가열 온도로 가열하여, 판두께 55∼100㎜로 열간 압연 후, 냉각을 행하여 후강판을 얻었다. 표 2에 열간 압연 조건과 냉각 조건을 나타낸다. 열간 압연 중에, 강판의 표리면에서 가열을 행하여 판두께 방향의 온도 분포 제어를 행한 것에 대해서는, 표 2의 압연 중의 가열 유무에 ○을 나타냈다. 상기 가열은, 오스테나이트 재결정 온도역에서의 압연 종료 후, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 개시 전에 행하고, 상기 가열 후, 30초 이내에 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연을 개시했다. 또한, 상기 가열을 행하지 않은 것에 대해서는, 표 2의 압연 중의 가열 유무에 ×를 나타냈다. 열간 압연 후는 즉각 판두께 중앙의 냉각 속도가 2∼10℃/s에서 350∼500℃의 범위까지 냉각하고, 그 후, 방랭했다. 또한, 상기 강판의 표리면에서의 가열은, 분위기 로 가열 장치에 의해 행했다. 또한, 표 1의 Ar₃은, 전술한 것과 동일한 계산식에 의해 구했다.

얻어진 후강판에 대해서, 판두께 1/4의 위치에서, Φ14의 JIS　14A호 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행하여, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS)를 측정했다.

또한, 판두께 중앙의 파면 전이 온도(vTrs)에 대해서는, 판두께 1/2 위치에서, JIS　4호 충격 시험편을 시험편의 길이축의 방향이 압연 방향과 평행하게 되도록 채취하고, 샤르피 충격 시험을 행하여, －20℃∼－100℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 및 그의 취성 파면율을 측정하여, 취성-연성 파면 전이 온도(vTrs)(℃)를 구했다.

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치(표 3 중에 「표층부」라고 기재)의 파면 전이 온도(vTrs)에 대해서는, 강판의 표면에 형성되어 있는 스케일(흑피)을 제거한 후, 당해 강판의 표면으로부터, JIS　4호 충격 시험편을 시험편의 길이축의 방향이 압연 방향과 평행하게 되도록 채취했다. 즉, 상기 시험편의 두께는 10㎜이기 때문에, 상기 시험편에 있어서의 측정 위치는, 당해 시험편의 두께 방향의 중심 위치, 즉, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치가 된다. 이 시험편에 대하여 샤르피 충격 시험을 행하여, －20℃∼－100℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 및 그의 취성 파면율을 측정하고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치의 취성-연성 파면 전이 온도(vTrs)(℃)를 구했다.

또한, 후강판의 집합 조직을 평가하기 위해, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비와 (222)면 X선 강도비 및, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비를 측정했다.

측정 방법은 우선, 판두께 표층하 0.5㎜ 혹은 판두께 중앙으로부터 판두께 1㎜의 샘플을 채취하고, 판면에 평행한 면을 기계 연마·전해 연마함으로써, X선 회절용의 시험편을 준비한다. 또한, 판두께 표층부의 경우에는, 최표면에 가까운 쪽의 면을 연마하는 것으로 한다. 이 시험편을 이용하고, Mo선원을 이용하여 X선 회절 장치를 사용하고, X선 회절 측정을 실시하여, (211)면 X선 강도비 및 (222)면 X선 강도비를 구했다.

다음으로, 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하기 위해, 온도 구배형 ESSO 시험을 행하여, －10℃에 있어서의 Kca값(이하, Kca(－10℃)N/㎜^3/2라고도 표기함)을 구했다. Kca(－10℃)N/㎜^3/2가 6000N/㎜^3/2 이상이면 취성 균열 전파 정지 특성이 우수하다고 평가할 수 있다.

또한, 각 후강판으로부터 채취한 이음매용 시험판에, V 개선(groove)을 실시하여, 일렉트로 가스 아크 용접에 의해 대입열 용접 이음매를 제작했다. 이 때의 입열량(kJ/㎝)을 표 3에 나타낸다. 또한, 얻어진 대입열 용접 이음매로부터 절결 위치를 본드부로 하는 JIS4호 충격 시험편을 채취하여, 시험 온도 －40℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 동일 조건으로 실시한 시험편 3개의 흡수 에너지의 평균값을 흡수 에너지 vE_－40(J)으로서 구했다. 이 흡수 에너지 vE_－40(J)이 80J 이상이면 상기 이음매의 인성이 우수하다고 평가할 수 있다.

표 3에 이들 시험 결과를 나타낸다.

표 3에 나타난 결과로부터, 본 발명예에서는, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.5 이상, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.2 이상이고, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (222)면 X선 강도비가 2.5 이하임과 함께, Kca(－10℃)N/㎜^3/2가 6000N/㎜^3/2 이상으로 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어지고, 또한 용접 이음매 본드부의 샤르피 흡수 에너지가 80J 이상으로 우수한 이음매 인성을 갖는 것을 알 수 있다.

한편, 본 발명을 벗어나는 후강판 No.3, 5, 6, 21∼31의 경우, 성분 조성, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비, (222)면 X선 강도비, 강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비, 인장 강도의 어느 1개 이상이 본 발명의 규정을 충족하지 않고, Kca(－10℃)N/㎜^3/2, 흡수 에너지 vE_－40(J)의 어느 1개 이상에서 필요한 특성이 얻어지고 있지 않다. 구체적으로는, Kca(－10℃)가 6000N/㎜^3/2 미만이 되거나, vE_－40(J)가 80J 미만이 되어, 필요한 특성이 얻어지고 있지 않다.

Claims (6)

1. 성분 조성이, 질량％로,
   C: 0.03∼0.20％,
   Si: 0.01∼0.30％,
   Mn: 1.5∼3.0％,
   P: 0.02％ 이하,
   S: 0.0005∼0.01％,
   Ti: 0.005∼0.030％,
   Al: 0.005∼0.080％,
   N: 0.0025∼0.0075％,
   Ca: 0.0003∼0.0030％,
   B: 0.0003∼0.0030％,
   O: 0.0030％ 이하를 함유하고, 또한, Ca, O, S가 하기 (1)식을 만족하고, 하기 (2)식으로 정의되는 Ceq가 0.36∼0.50의 범위에 있고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
   강판 표면의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.2 이상, 판두께 중앙의 판면에 평행한 면에 있어서의 (211)면 X선 강도비가 1.5 이상 또한 (222)면 X선 강도비가 2.5 이하이고,
   300kJ/㎝ 초과의 입열량으로 용접한 용접 이음매 본드부의 －40℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지(vE_－40)가 80J 이상이고, ESSO 시험에 의한 －10℃에 있어서의 Kca값(Kca(－10℃))이 6000N/㎜^3/2 이상이고, 인장 강도가 580㎫ 이상이고, 판두께가 50㎜ 초과인, 고강도 후강판.
   0＜[(Ca－(0.18＋130×Ca)×O)/1.25]/S＜1 … (1)
   Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5　… (2)
   단, 상기 (1)식 및 (2)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소는 0으로 한다.
2. 제1항에 있어서,
   샤르피 충격 시험에 의한 판두께 중앙의 파면 전이 온도(vTrs)가 －60℃ 이하인, 고강도 후강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   샤르피 충격 시험에 의한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치의 파면 전이 온도(vTrs)가 －60℃ 이하인, 고강도 후강판.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
   성분 조성이, 추가로 질량％로,
   Nb: 0.003∼0.040％,
   Cu: 0.01∼0.5％,
   Ni: 0.01∼2.0％,
   Cr: 0.01∼0.5％,
   Mo: 0.01∼0.5％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 고강도 후강판.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
   성분 조성이, 추가로, 질량％로,
   V: 0.001∼0.10％,
   Mg: 0.0005∼0.0050％,
   Zr: 0.0005∼0.0200％,
   REM: 0.0005∼0.0200％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 고강도 후강판.
6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000∼1200℃의 온도로 가열한 후, 판두께 중앙이, 오스테나이트 재결정 온도역, 이어서, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 열간 압연을 행하고, 상기 열간 압연의 도중에, 강판의 표리면에서 가열을 행하여, 적어도 상기 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연의 일부를, 강판 표면의 온도－판두께 중앙의 온도≥－40℃가 되는 조건에서 행하도록 판두께 방향의 온도 분포를 제어하고,
   열간 압연 종료시에 있어서의 강판 표면의 온도와 판두께 중앙의 온도의 온도차를 5℃ 이내로 하고, 또한, 판두께 중앙의 온도를 Ar₃℃∼(Ar₃＋30)℃로 하는, 고강도 후강판의 제조 방법.