KR20230041046A - 강판 및 강판의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

특히 대입열 용접 후의 HAZ 의 저온 인성이 우수한 강판을 제공한다. 강판은, 소정의 성분을 소정 범위의 양으로 함유하고, Ti 및 N 에 대하여, Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.10 이상 3.60 이하이고, 또한 소정의 (1) 식을 만족하고, 또한 소정의 (2) 식으로 나타내는 탄소 당량 Ceq 가 0.400 이상 0.500 이하이고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물인, 성분 조성을 갖고, 강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 의 위치에 존재하는 TiN 입자에 대하여, 평균 입경이 20 ㎚ 이상 50 ㎚ 이하이고, 또한 밀도가 5.0 × 10⁸ 개/㎠ 이상이다.

Description

강판 및 강판의 제조 방법

본 발명은, 강판, 특히, 대입열 용접에 적용 가능한 강판, 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로는, 대입열 용접 후의 HAZ 에 있어서의 우수한 인성을 갖는 강판에 관한 것이다. 또, 본 발명의 강판은, 선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 바람직하게 사용할 수 있다.

최근, 선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 구조물의 대형화가 진행되고 있고, 사용되는 강재에 대해서는, 고강도화 및 후육화가 적극적으로 진행되고 있다.

상기 구조물은, 단기간에 효율적으로 제조하기 위해서, 서브머지 아크 용접법, 일렉트로 가스 용접법, 일렉트로 슬래그 용접법 등으로 대표되는, 대입열 용접법의 운용이 요망되고 있다. 그러나, 강판에 대입열 용접을 실시한 경우, 강판의 용접열 영향부 (Heat Affected Zone, 이하, 약칭하여 HAZ 라고도 한다) 에 전달되는 큰 열을 통해서, 이러한 HAZ 의 특성이 손상되어 버린다는 문제가 있었다.

예를 들어, 대입열 용접시에 융점 바로 아래의 고온에 노출되는 HAZ 는, 오스테나이트의 결정립이 조대화되기 쉽고, 이러한 조대화된 오스테나이트 결정립은, 그 후의 냉각에 의해 인성이 떨어지는 섬 형상 마텐자이트를 포함한 상부 베이나이트 조직으로 변태한다. 그 때문에, HAZ 의 인성은 저하하기 쉽다.

이와 같은 대입열 용접에 의한 HAZ 의 인성 저하의 문제에 대하여, 지금까지도 많은 대책이 제안되어 왔다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, TiN 을 강 중에 미세 분산시켜, 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 기술이 기재되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는 보다 고온에서 안정적인 Ti 산화물을 분산시키는 기술이 기재되어 있다.

또한 HAZ 의 섬 형상 마텐자이트 (MA) 를 저감시키는 관점에서는, 특허문헌 3 에는, C, Si 의 함유량을 저감시키는 것 외에, P 의 함유량을 저감시키는 기술이 개시되어 있다.

일본 특허공보 소55-026164호 일본 공개특허공보 소57-051243호 일본 공개특허공보 2008-163446호

그러나, 오스테나이트의 미세화에 대해 TiN 을 활용하는 상기 기술은, 대입열 용접을 받았을 때에, 용접열 영향부가 TiN 의 용해 온도역까지 가열되기 때문에, TiN 이 분해되어 상기 분산 효과가 소실되거나, TiN 의 분해에 의해 생성된 고용 Ti 및 고용 N 에 의해 강의 지 (地) 조직이 취화되거나 하여, 용접열 영향부의 인성이 현저하게 저하된다는 문제를 안고 있다.

또, 오스테나이트의 미세화에 대해 Ti 산화물을 활용하는 상기 기술에서는, 소정의 산화물을 미세하게, 또한 강판에 균일하게 분산시키는 것이 곤란하다는 과제가 있다.

또한 MA 량의 저감을 목적으로 P 의 함유량을 저감시키는 상기 기술에서는, 입계 등에 편석되기 쉬운 P 의 분포에 의해 MA 량의 억제에 편차가 발생하여, HAZ 조직 내의 MA 량을 균일하게 감소시키는 관점에서는 불충분하였다.

그래서, 본 발명은, 상기 실정을 감안하여, 특히, 대입열 용접을 실시했을 때에 발생하는 HAZ (이하, 대입열 HAZ 라고 한다) 의 저온 인성이 우수한 강판, 및 이러한 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.

상기 과제를 해결하기 위해서, 발명자들은, 대입열 HAZ 의 저온 인성을 향상시키기 위한 수법에 대해 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻는 데에 도달하였다.

발명자들은, 먼저, TiN 을 미세하게 또한 다량으로 분산시킨 후, 대입열 용접을 받았을 때의 TiN 의 분해를 억제함으로써, TiN 에 의한 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 효과를 유지할 수 있다고 생각하였다.

그래서, 발명자들이 예의 검토한 결과, Ti 와 N 의 첨가량을 Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.10 이상 3.60 이하 및 이하의 (1) 식을 만족하는 범위에서 성분 조성을 조정하고, 용강을 주조하여 강 소재를 얻을 때의 평균 냉각 속도, 특히 강 소재 표면으로부터 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 평균 냉각 속도를 100 ℃/min 이상으로 함으로써, TiN 을 미세하게 또한 다량으로 분산시킬 수 있고, 또한 대입열 용접시에 있어서도 TiN 의 분해가 억제되는 것을 알아냈다.

169 ≤ 5158 × Ti ＋ 25563 × N ≤ 309 … (1)

또, C, Si, Mn, Al, Nb, Ti, N 을 소정의 범위의 양 함유하고, 탄소 당량 Ceq 를 소정의 범위로 제어함으로써, HAZ 의 섬 형상 마텐자이트 (MA) 의 생성을 효과적으로 억제할 수 있기 때문에, 종래보다 한층 우수한 대입열 HAZ 의 저온 인성을 얻을 수 있는 것을 지견하였다.

본 발명은, 이러한 지견에 기초하여, 더욱 검토를 가하여 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

1. 질량％ 로, C : 0.045 ％ 이상 0.080 ％ 이하, Si : 0.02 ％ 이상 0.10 ％ 미만, Mn : 1.60 ％ 이상 1.95 ％ 미만, P : 0.010 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, O : 0.0100 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.30 ％ 이하, V : 0.30 ％ 이하, Ti : 0.010 ％ 이상 0.025 ％ 이하 및 N : 0.0038 ％ 이상 0.0084 ％ 이하를 함유하고, Ti 및 N 에 대하여, Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.10 이상 3.60 이하이고, 또한 하기 (1) 식을 만족하고, 또한, 하기 (2) 식으로 나타내는 탄소 당량 Ceq 가 0.400 이상 0.500 이하이고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성을 갖고,

강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 의 위치 존재하는 TiN 입자에 대하여, 평균 입경이 20 ㎚ 이상 50 ㎚ 이하이고, 또한 밀도가 5.0 × 10⁸ 개/㎠ 이상인, 강판.

169 ≤ 5158 × Ti ＋ 25563 × N ≤ 309 … (1)

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

단, 각 원소 기호는 각 성분의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.

2. 추가로, 질량％ 로, W : 0.30 ％ 이하, Co : 0.30 ％ 이하, B : 0.0100 ％ 이하, Ca : 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0100 ％ 이하 및 REM : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 에 기재된 강판.

3. 상기 B 의 함유량이, B : 0.0002 ％ 이상 0.0012 ％ 이하인, 상기 2 에 기재된 강판.

4. 강판의 제조 방법으로서, 질량％ 로, C : 0.045 ％ 이상 0.080 ％ 이하, Si : 0.02 ％ 이상 0.10 ％ 미만, Mn : 1.60 ％ 이상 1.95 ％ 미만, P : 0.010 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, O : 0.0100 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.30 ％ 이하, V : 0.30 ％ 이하, Ti : 0.010 ％ 이상 0.025 ％ 이하 및 N : 0.0038 ％ 이상 0.0084 ％ 이하를 함유하고, Ti 및 N 에 대하여, Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.10 이상 3.60 이하이고, 또한 하기의 (1) 식을 만족하고, 또한 하기 (2) 식으로 나타내는 탄소 당량 Ceq 가 0.400 이상 0.500 이하이고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성을 갖는 용강을 주조하여, 강 소재를 얻은 후, 상기 강 소재를 사용하여 열간 압연을 실시하고, 상기 주조에 있어서의 평균 냉각 속도가, 100 ℃/min 이상 500 ℃/min 이하인 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.

169 ≤ 5158 × Ti ＋ 25563 × N ≤ 309 … (1)

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

단, 각 원소 기호는 각 성분의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.

5. 상기 용강이, 추가로, 질량％ 로, W : 0.30 ％ 이하, Co : 0.30 ％ 이하, B : 0.0100 ％ 이하, Ca : 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0100 ％ 이하 및 REM : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 4 에 기재된 강판의 제조 방법.

6. 상기 용강의 상기 B 의 함유량이, B : 0.0002 ％ 이상 0.0012 ％ 이하인, 상기 5 에 기재된 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 대입열의 용접 이음매에 있어서도 우수한 인성을 갖는 강판, 및 이러한 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.

본 발명에서 얻어지는 강판은, 예를 들어, 컨테이너선의 건조시의 시공성이 우수한 대입열 용접에 적합하기 때문에, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

다음으로, 본 발명의 실시형태에 대해 구체적으로 설명한다.

< 강판＞

본 발명의 강판은, 소정의 성분 조성을 갖는다. 본 발명의 강판이 갖는 성분 조성에서는, C, Si, Mn, P, S, Al, Nb, O, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti 및 N 의 각 원소의 함유량을 규정함과 함께, Ti 및 N 에 대하여, Ti 와 N 의 질량％ 비 (Ti/N) 의 범위 및 소정의 식 (1) 을 규정하고, 또한 소정의 식 (2) 로 나타내는 Ceq 의 범위를 규정한다.

본 발명의 강판은, 대입열의 용접 이음매가 우수한 인성을 발휘할 수 있기 때문에, 컨테이너선 등의 대형 구조물에 바람직하게 사용 가능하다.

그리고, 본 발명의 강판은, 예를 들어, 후술하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있다.

[성분 조성]

먼저, 본 발명에 있어서 강판의 성분 조성을 한정하는 이유를 설명한다.

또한, 이하, 강판의 성분 조성에 관한「％」는, 특별히 언급하지 않는 한「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

(C : 0.045 ％ 이상 0.080 ％ 이하)

C 는, HAZ 의 인성에 기여하는 입계 강도를 높이는 작용을 갖는 원소로, 원하는 HAZ 인성값을 달성하기 위해서 필요하다. 또, 모재 강도를 달성하기 위해서도 필요하다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.045 ％ 이상으로 한다. 또, 입계 강도를 높여 HAZ 인성값을 높이는 관점에서는, C 함유량을 0.050 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.055 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, C 함유량이 지나치게 많으면, HAZ 에 있어서의 인성이 저하된다. 특히, HAZ 에 대해서는, C 함유량이 지나치게 많으면, 대입열 용접에서 기인하여 오스테나이트가 조대화되어 변태하거나 MA 가 생성되거나 함으로써, HAZ 의 인성이 대폭 저하된다. 이들을 방지하는 관점에서, C 함유량은 0.080 ％ 이하로 한다. 또, HAZ 의 인성 저하를 더욱 억제하는 관점에서는, C 함유량을 0.075 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(Si : 0.02 ％ 이상 0.10 ％ 미만)

Si 는, 조대한 탄화물의 생성을 억제하여 HAZ 의 인성을 높이는 작용을 갖는 원소로, 원하는 HAZ 인성값을 달성하기 위해서 필요하다. 또, 모재의 강도 확보 및 탈산 등에도 필요한 성분이다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량을 0.02 ％ 이상으로 한다. 또, HAZ 인성값을 높이는 관점에서는, Si 함유량은 0.03 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.04 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많으면 대입열 용접에서 기인하여 MA 가 생성됨으로써, HAZ 의 인성이 대폭 저하된다. 그 때문에, 높은 HAZ 용접성을 확보하기 위해서, Si 함유량은 0.10 ％ 미만으로 한다. HAZ 의 인성을 보다 양호하게 하는 관점에서는, Si 함유량을 0.09 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.08 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

(Mn : 1.60 ％ 이상 1.95 ％ 미만)

Mn 은, 강의 ??칭성을 증가시켜 조대한 탄화물의 생성을 억제하고, 모재 강도의 확보 및 HAZ 의 인성을 높이는 작용을 갖는 원소로, 원하는 HAZ 인성값을 달성하기 위해서 필요하다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.60 ％ 이상으로 한다. 또, HAZ 인성값을 높이는 관점에서는, Mn 함유량은 1.65 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.70 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn 함유량이 지나치게 많으면, HAZ 의 인성이 저하되는 것에 더하여, 합금 비용이 과도하게 높아져 버린다. 이들의 관점에서, Mn 함유량은 1.95 ％ 미만으로 한다. 또, HAZ 의 인성 저하를 더욱 억제하는 관점, 비용을 더욱 억제하는 관점에서는, Mn 함유량을 1.90 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.85 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

(P : 0.010 ％ 이하)

P 는, 입계에 편석됨으로써 HAZ 의 인성을 저하시킨다는 악영향을 미친다. 그 때문에, 가능한 한 P 함유량을 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.010 ％ 이하이면 허용할 수 있다. 한편, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 된다. 통상적으로 P 는 불순물로서 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이기 때문에, 공업적으로는 0 ％ 초과여도 된다. 또, P 를 과잉으로 저감시키는 것은 정련 비용의 상승을 초래하기 때문에, 비용의 관점에서는, P 함유량은 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(S : 0.010 ％ 이하)

S 는, MnS 등의 황화물계 개재물로서 강 중에 존재하고, HAZ 의 인성을 저하시켜, 취성 파괴의 발생 기점이 된다는 악영향을 미친다. 그 때문에, 가능한 한 S 함유량을 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.010 ％ 이하이면 허용할 수 있다. 한편, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 된다. 통상적으로 S 는 불순물로서 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이기 때문에, 공업적으로는 0 ％ 초과여도 된다. 또, S 를 과잉으로 저감시키는 것은 정련 비용의 상승을 초래하기 때문에, 비용의 관점에서는, S 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하)

Al 은, 탈산제로서 작용을 가짐으로써, 산화물계 개재물을 줄여 HAZ 의 인성을 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 또, 모재 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량을 0.010 ％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 오히려 산화물계 개재물이 증가하여 청정도가 저하되어, HAZ 의 인성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. 또한, Al 함유량은 0.050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.040 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

(Nb : 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하)

Nb 는, 입경의 미세화를 통하여 HAZ 의 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 또, 모재의 강도 및 인성을 향상시키는 효과도 갖는다. 상기 효과를 얻기 위해서, Nb 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 또한, Nb 함유량은 0.007 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.009 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면, HAZ 에 MA 가 생성되어 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Nb 함유량의 상한은, 0.050 ％ 로 한다. HAZ 의 인성 향상의 관점에서는, Nb 함유량을, 0.045 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.040 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.035 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(O : 0.0100 ％ 이하)

O 는 불가피적 불순물로서 함유될 수 있는 원소인데, 본 발명에서는, 특별히 저감시켜야 할 원소이기 때문에, 그 함유량을 규정한다. O 는, 산화물을 형성하고, 취성 파괴의 발생 기점이 되어, HAZ 의 인성을 저하시킨다는 악영향을 미친다. 그 때문에, O 함유량을 0.0100 ％ 이하로 제한한다. O 함유량은, 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, O 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 된다. 통상적으로 O 는 불순물로서 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이기 때문에, 공업적으로는 0 ％ 초과여도 된다. 또, O 를 과잉으로 저감시키는 것은 정련 비용의 상승을 초래하기 때문에, 비용의 관점에서는, O 함유량을 0.0020 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Cu : 0.50 ％ 이하)

Cu 는, 강의 ??칭성을 증가시켜 강판 (모재) 의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 임의로 첨가할 수 있다. Cu 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해서 Cu 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, HAZ 의 인성의 열화나 합금 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Cu 를 첨가하는 경우, Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Cu 함유량은, 0.20 ％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, Cu 함유량은, 0.40 ％ 이하가 보다 바람직하고, 0.30 ％ 이하가 더욱 바람직하다.

(Ni : 0.50 ％ 이하)

Ni 는, Cu 와 마찬가지로 강판 (모재) 의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 임의로 첨가할 수 있다. Ni 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해서 Ni 함유량을 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화나 합금 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Ni 를 첨가하는 경우, Ni 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Ni 함유량은, 0.20 ％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, Ni 함유량은, 0.40 ％ 이하가 보다 바람직하고, 0.30 ％ 이하가 더욱 바람직하다.

(Cr : 0.50 ％ 이하)

Cr 은, Cu 와 마찬가지로 강판 (모재) 의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 임의로 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서 Cr 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화나 합금 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Cr 을 첨가하는 경우, Cr 함유량을 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Cr 함유량은, 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, Cr 함유량은, 0.40 ％ 이하가 보다 바람직하고, 0.30 ％ 이하가 더욱 바람직하다.

(Mo : 0.30 ％ 이하)

Mo 는, Cu 와 마찬가지로 강판 (모재) 의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 임의로 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서 Mo 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화나 합금 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Mo 를 첨가하는 경우, Mo 함유량을 0.30 ％ 이하로 한다. 또한, Mo 함유량은, 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, Mo 함유량은, 0.20 ％ 이하가 보다 바람직하다.

(V : 0.30 ％ 이하)

V 는, Cu 와 마찬가지로 강판 (모재) 의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 임의로 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서 V 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, V 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화나 합금 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, V 를 첨가하는 경우, V 함유량을 0.30 ％ 이하로 한다. 또한, V 함유량은, 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, V 함유량은, 0.20 ％ 이하가 보다 바람직하다.

(Ti : 0.010 ％ 이상 0.025 ％ 이하)

Ti 는, 강의 응고시에 TiN 이 되어 석출되고, 용접열 영향부에서의 오스테나이트의 조립화 억제나, 페라이트 변태핵이 되어 고인성화에 기여하는 원소로서, 본 발명에 있어서의 중요한 원소 중 하나이다. TiN 을, HAZ 의 인성이라는 관점에서 필요량 확보하려면, 0.010 ％ 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, Ti 함유량은 0.012 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.014 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 0.025 ％ 를 초과하여 첨가하면, TiN 이 다량으로 생성되거나 또는 TiN 입자의 조대화의 문제가 발생하여 기대하는 효과가 얻어지지 않게 된다. 그 때문에, 오히려 용접부의 인성을 저하시킨다. 따라서, Ti 함유량의 상한은, 0.025 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 또, 인성 향상의 관점에서, 0.023 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.021 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 0.019 ％ 이하로 하는 것이 한층 바람직하다.

(N : 0.0038 ％ 이상 0.0084 ％ 이하)

N 은, 상기 서술한 TiN 의 생성에 필요한 원소로, TiN 을, HAZ 의 인성이라는 관점에서 필요량 확보하려면, 0.0038 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, N 함유량은 0.0040 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0042 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 0.0084 ％ 를 초과하여 첨가하면, TiN 이 다량으로 생성되어, 오히려 용접부의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, N 함유량의 상한은, 0.0084 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 또, 인성 향상의 관점에서, N 함유량은, 0.0082 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0080 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 0.0078 ％ 이하로 하는 것이 한층 바람직하다.

Ti 및 N 은, 강의 응고시에 TiN 이 되어 석출되고, 용접열 영향부에서의 오스테나이트의 조립화 억제나, 페라이트 변태핵이 되어 고인성화에 기여하는 본 발명에서 중요한 기능을 하는 원소로, 이하의 범위에서 함유시킨다.

(Ti/N : 2.10 이상 3.60 이하)

Ti 와 N 의 질량％ 비 (Ti/N) 가, 2.10 미만에서는 TiN 이 되지 않는 고용 N 이 증가하여, HAZ 의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Ti/N 은 2.10 이상으로 한다. 또한, Ti/N 은 2.20 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.30 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Ti/N 이 3.60 을 초과하면, TiN 이 조대화되어, 용접부의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Ti/N 의 상한은, 3.60 으로 한다. 또, HAZ 의 인성 향상의 관점에서, 3.50 이하로 하는 것이 바람직하고, 3.40 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, Ti/N 에 있어서 각 원소는 강 중 함유량 (질량％) 으로 한다.

(169 ≤ 5158 × Ti ＋ 25563 × N ≤ 309 … (1))

종래의 TiN 을 활용한 대입열 용접시의 HAZ 의 인성 향상 기술에서는, 대입열 용접에 용접열 영향부가 노출되는 결과, TiN 이 분해되어 그 분산 효과가 소실되거나, 이러한 분해에 의해 생성된 고용 Ti 및 고용 N 에 의해 강의 지조직이 취화되거나 하여, HAZ 의 인성이 현저하게 저하된다는 문제를 안고 있었다.

본 발명에서는, 이러한 TiN 의 분해를 억제하기 위해서, 5158 × Ti ＋ 25563 × N 의 값 (본 발명에 있어서, 식 (1) 의 값이라고도 한다) 을 169 이상으로 하는 것이 중요하다. 보다 HAZ 인성을 향상시키는 관점에서는, 식 (1) 의 값이 169 초과인 것이 바람직하고, 175 이상인 것이 보다 바람직하고, 180 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

한편, 상기 식 (1) 의 값이 309 초과가 되면, TiN 이 다량으로 생성되어, 오히려 HAZ 의 인성을 저하시킨다. 따라서, 상기 식 (1) 의 값은 309 이하로 한다. 인성을 보다 향상시키는 관점에서는, 이러한 식 (1) 의 값을 309 미만으로 하는 것이 바람직하고, 280 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 260 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(탄소 당량 Ceq : 0.400 이상 0.500 이하)

강판 (모재) 의 우수한 강도를 실현하기 위해서, 하기 식 (2) :

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

로 정의되는 탄소 당량 Ceq 를 0.400 이상으로 하는 것이 중요하다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, Ceq 는 0.410 이상인 것이 바람직하고, 0.420 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.430 이상인 것이 더욱 바람직하다.

한편, Ceq 가 0.500 을 초과하면, 대입열 HAZ 에 MA 생성이 발생하여 HAZ 의 인성이 저하된다. 그 때문에, Ceq 는 0.500 이하로 한다. 또한, 성분 비용의 관점에서는, Ceq 를 0.490 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.480 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 강판에 있어서의 기본적인 성분 조성은, 이상에 설명한 함유량의 각 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 다른 불가피적 불순물이다. 이 기본 성분 조성은, 추가적인 특성의 향상, 특히 강도 또는 모재 인성 및 HAZ 의 인성의 향상을 목적으로 하여, 임의로, W : 0.30 ％ 이하, Co : 0.30 ％ 이하, B : 0.0100 ％ 이하, Ca : 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0100 ％ 이하, 및 REM : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 추가로 함유할 수 있다.

(W : 0.30 ％ 이하)

W 는, Cu 와 마찬가지로 강판 (모재) 의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 임의로 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서 W 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, W 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화나 합금 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, W 를 첨가하는 경우, W 함유량을 0.30 ％ 이하로 한다. 또한, W 함유량은, 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, W 함유량은, 0.20 ％ 이하가 보다 바람직하다.

(Co : 0.30 ％ 이하)

Co 는, Cu 와 마찬가지로 강판 (모재) 의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 임의로 첨가할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서 Co 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Co 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화나 합금 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Co 를 첨가하는 경우, Co 함유량을 0.30 ％ 이하로 한다. 또한, Co 함유량은, 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다. 한편, Co 함유량은, 0.20 ％ 이하가 보다 바람직하다.

(B : 0.0100 ％ 이하)

B 는, 미량의 첨가로도 ??칭성을 현저하게 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 강판 (모재) 의 강도를 향상시킬 수 있다. 또, HAZ 에 있어서 ??칭성의 향상에 기여함으로써, 조대한 페라이트 조직의 생성 및 성장을 억제함과 함께, N 과 석출물을 형성함으로써 변태핵으로서 작용하고, 조직의 미세화에 기여함으로써, HAZ 인성도 향상시킬 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서, B 를 첨가하는 경우, B 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 조대한 Fe-B 계의 탄화물이 생성될 우려가 있다. 이러한 조대한 Fe-B 계의 탄화물은, 파괴의 기점이 되어 모재 및 HAZ 의 인성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, B 를 첨가하는 경우, B 함유량을 0.0100 ％ 이하로 한다. 또한, B 함유량은, 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0012 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0010 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또, 고합금화를 회피하여 비용을 억제하는 관점에서도, B 를 첨가하는 경우에는, B 함유량의 상한을 상기와 같이 하는 것이 바람직하다.

(Ca : 0.0100 ％ 이하)

Ca 는, S 와 결합하여, 압연 방향으로 길게 연신되는 MnS 등의 형성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, Ca 를 첨가함으로써, 황화물계 개재물이 구상을 나타내도록 형태 제어하여, 용접 이음매 등의 인성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0020 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Ca 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 강의 청정도가 저하된다. 청정도의 저하는, HAZ 의 인성 저하를 초래한다. 그 때문에, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.0100 ％ 이하로 한다. 또한, Ca 함유량은, 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0025 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(Mg : 0.0100 ％ 이하)

Mg 는, Ca 와 마찬가지로, S 와 결합하여, 압연 방향으로 길게 연신되는 MnS 등의 형성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, Mg 을 첨가함으로써, 황화물계 개재물이 구상을 나타내도록 형태 제어하여, 용접 이음매 등의 인성을 향상시킬 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서, Mg 을 첨가하는 경우, Mg 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0020 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Mg 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 강의 청정도가 저하된다. 청정도의 저하는, HAZ 의 인성 저하를 초래한다. 그 때문에, Mg 을 첨가하는 경우, Mg 함유량을 0.0100 ％ 이하로 한다. 또한, Mg 함유량은, 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0025 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(REM : 0.0200 ％ 이하)

REM (희토류 금속) 은, Ca 나 Mg 와 마찬가지로, S 와 결합하여, 압연 방향으로 길게 연신되는 MnS 등의 형성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, REM 을 첨가함으로써, 황화물계 개재물이 구상을 나타내도록 형태 제어하여, 용접 이음매 등의 인성을 향상시킬 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서 REM 을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0015 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, REM 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 강의 청정도가 저하된다. 청정도의 저하는, HAZ 의 인성 저하를 초래한다. 그 때문에, REM 을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.0200 ％ 이하로 한다. 또한, REM 함유량은, 0.0100 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0080 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 한층 바람직하다.

[TiN 의 입경 및 밀도]

이어서, 본 발명의 강판에 있어서의 TiN, 특히, 강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 의 위치에 존재하는 TiN 입자에 대해 설명한다.

강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자의 평균 입경 : 20 ㎚ 이상 50 ㎚ 이하

TiN 은, 강의 응고시에 석출되고, 용접열 영향부에서의 오스테나이트의 조립화를 억제하거나, 페라이트 변태핵이 되어 고인성화에 기여하거나 하는, 본 발명에서 중요한 기능을 하는 석출물이다. TiN 입자의 평균 입경이 20 ㎚ 미만에서는, 용접시에 TiN 이 분해되어 그 분산 효과가 소실되거나, 이러한 분해에 의해 생성된 고용 Ti 및 고용 N 에 의해 강의 지조직이 취화되거나 하여, HAZ 의 인성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, 강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자의 평균 입경을, 20 ㎚ 이상으로 한다. 또한, 상기 평균 입경은, HAZ 인성 향상 효과의 관점에서, 25 ㎚ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30 ㎚ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또, 평균 입경이 50 ㎚ 를 초과하면, 오스테나이트의 조립화 억제 효과가 저하되어, HAZ 의 인성이 저하된다. 그 때문에, 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 의 평균 입경을, 50 ㎚ 이하로 한다. 상기 평균 입경은, HAZ 인성 향상의 관점에서 45 ㎚ 이하로 하는 것이 바람직하고, 40 ㎚ 로 하는 것이 더욱 바람직하다.

강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자의 밀도 : 5.0 × 10⁸ 개/㎠ 이상

용접열 영향부에서의 오스테나이트의 조립화의 억제나, 페라이트 변태핵이 되는 것에 의한 고인성화의 효과를 얻기 위해서는, TiN 입자를 다량으로 분산시키는 것이 중요하다. 그리고, 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자가, 1 ㎠ 당 5.0 × 10⁸ 개 이상으로 분산되면, 상기 효과가 충분히 얻어진다. 그 때문에, 강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자의 밀도를, 5.0 × 10⁸ 개/㎠ 이상으로 한다. 또한, 상기 밀도는, HAZ 인성 향상 효과의 관점에서, 8.0 × 10⁸ 개/㎠ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.0 × 10⁹ 개/㎠ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편으로, 상기 밀도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 본 발명에서 규정하고 있는 Ti 및 N 의 함유량의 관점이나, 밀도가 지나치게 높아지면 TiN 의 평균 입경이 지나치게 세밀해지기 때문에, 실질적으로는 1.0 × 10¹⁰ 개/㎠ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서, TiN 입자란, Ti 및 N 을 각각 10 ％ 이상 포함하는 석출물을 가리키는 것으로 한다. 또, 상기 서술한 TiN 입자의 평균 입경 및 밀도는, 강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 의 위치가 관찰면이 되도록 샘플을 채취하고, 현미경에 의해 관찰되는 임의로 선택되는 10 ㎛ × 10 ㎛ 의 범위에 있어서, TiN 입자의 면적 원상당 직경과 수를 특정하고, 이들로부터 산출할 수 있다.

대입열 용접에 의해 제작된 이음매의 특성은, 주로, 상기 강판의 성분 조성의 범위가 되는 강 소재의 성분 설계 및 강 소재의 제조 방법에 의해 달성되고, 강판 제조시의 열간 압연의 영향이나 열간 압연 후의 특성의 영향은 받지 않는다. 또한, 예를 들어, 컨테이너선에 있어서의 해치 사이드 코밍부에 적용되는 경우에 바람직한, 강판 (모재) 의 판두께, 강도, 인성, 마이크로 조직은 이하와 같다.

[판두께]

본 발명의 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 컨테이너선에 있어서의 해치 사이드 코밍부에 적용되는 경우, 실질적으로 50 ㎜ 이상의 강판이 적용되고, 75 ㎜ 이상의 강판이 보다 바람직하다.

[모재 강도]

본 발명의 강판 (모재) 의 강도는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 컨테이너선에 있어서의 해치 사이드 코밍부에 적용되는 경우, 판두께 1/2 위치 (1/2t 라고도 기재한다) 의 항복 강도는 390 ㎫ 이상의 강판이 추천된다. 바람직하게는, 430 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 460 ㎫ 이상이다.

[모재 인성]

본 발명의 강판의 인성은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 컨테이너선에 있어서의 해치 사이드 코밍부에 적용되는 경우, 판두께 1/4 위치의 인성은 -40 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지로 53 J 이상의 강판이 추천된다. 바람직하게는, 64 J 이상, 보다 바람직하게는 75 J 이상이다.

이하, 상기 판두께 및 모재 강도를 얻기 위해서 이상적인, 본 발명의 강판에 있어서의 마이크로 조직에 대해 설명한다. 본 발명의 성분 조성에서는, 페라이트-펄라이트 조직 중, 펄라이트 분율이 저하된다. 그 때문에, 소정의 모재 강도의 확보가 곤란해진다. 따라서, 판두께 중심부인 1/2t 에 있어서의 베이나이트의 체적률을, 80 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 90 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 100 ％ 여도 된다. 베이나이트의 체적률을 상기 범위로 함으로써, 소정의 모재 강도·모재 인성의 확보가 가능해진다.

또, 베이나이트의 체적률이 상기의 범위를 만족하고 있으면, 나머지 미세 조직에는, 강판의 조직으로서 통상 인정되는, 페라이트, 펄라이트 등의 베이나이트 이외의 조직이 존재하고 있어도 된다.

<강판의 제조 방법＞

이음매의 특성에 영향을 주는 TiN 입자의 입경 및 밀도는, 강 소재의 성분 조성 및 주조 공정의 영향을 받는다. 그 때문에, 본 발명의 강판의 제조 방법에서는, 상기 서술한 강의 성분 조성 이외에, 열간 압연에 제공하는 강 소재를 얻기 위한 주조 공정의 조건만을 규정한다. 그 이외의 제조 방법 및 그 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 주조 공정 후, 열간 압연 공정 전에 가열 공정을 실시해도 되고, 또, 열간 압연 공정 후에, 냉각 공정을 실시해도 된다. 또한 예를 들어, 컨테이너선에 있어서의 해치 사이드 코밍부에 적용하는 경우, 가열 공정의 가열 온도 ; 열간 압연 공정의 압연 개시 온도, 미재결정 영역에 있어서의 누계 압하율, 및 압연 종료 온도 ; 냉각 공정의 냉각 개시 온도, 평균 냉각 속도, 및 냉각 정지 온도 ; 를, 각각 이하의 조건으로 조정하는 것이 바람직하다.

이들의 조건을 만족하는 제조 방법에 의하여 얻어진 강판은, 우수한 모재 강도를 갖고, 대입열 HAZ 가 우수한 인성을 가지므로, 컨테이너선 등의 대형 구조물의 제조에 바람직하게 사용 가능하다.

강 소재의 제조 조건으로서, 슬래브 등의 강 소재를 얻을 때의 냉각 속도를 한정하는 것 이외에, 특별히 한정되지 않는다. 강 소재는, 예를 들어, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로 등의 공지된 용제 방법으로 제작하고, 연속 주조법 등의 공지된 주조 방법으로, 원하는 치수를 갖는 슬래브 등의 강 소재로서 얻는 것이 바람직하다.

[주조 공정]

주조에서는, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 용강을 사용할 수 있다. 또, 주조에 사용하는 상기 용강은, 1400 ℃ 이상으로 할 수 있다.

(평균 냉각 속도 : 100 ℃/min 이상 500 ℃/min 이하)

주조에 의해 강 소재를 얻는 경우, 주조시의 냉각 조건이 중요하다. 즉, 강 소재를 주조할 때, 강 소재의 표면으로부터 1 ㎜ 의 위치에서 TiN 이 석출되는 1400 ∼ 1250 ℃ 의 온도 범위에 있어서, 평균 냉각 속도를 100 ℃/min 미만으로 하면, 제품 강판에 있어서의 모재 (강판) 의 TiN 의 사이즈가 조대화되어 버린다. TiN 사이즈가 조대화되면, 모재 (강판) 의 TiN 밀도가 저하되고, 대입열 HAZ 에 있어서의 오스테나이트 조직이 조대화되어, HAZ 의 인성이 저하될 우려가 있다.

따라서, 본 발명의 강판의 제조 방법에서는, 주조시의 평균 냉각 속도 (강 소재의 평균 냉각 속도) 를, 100 ℃/min 이상으로 한다. 상기 평균 냉각 속도는, 150 ℃/min 이상이 바람직하고, 200 ℃/min 이상이 더욱 바람직하다. 한편으로, 강 소재의 냉각 속도가 500 ℃/min 을 초과하면, TiN 의 밀도는 증가하지만, TiN 의 사이즈가 미세화되어 버려, 대입열 용접시에 TiN 이 용해되어 오스테나이트립이 조대화되기 때문에, HAZ 의 인성이 열화된다. 또, 강 소재의 표면에 균열이 발생하기 때문에, 균열을 없애기 위한 비용이나 소재의 수율이 저하될 우려가 있다. 따라서, 주조시의 평균 냉각 속도는, 500 ℃/min 이하로 한다. 상기 평균 냉각 속도는, 400 ℃/min 이하가 바람직하고, 300 ℃/min 이하가 더욱 바람직하다.

또한, 상기 평균 냉각 속도를 측정하는 온도 범위는, 1400 ∼ 1250 ℃ 의 범위로 한다.

이하에 기재하는 각 공정에 있어서의 온도는, 특별한 기재가 없는 한, 각 강재의 판두께 중심부 (1/2t) 에 있어서의 온도로 한다.

[가열 공정]

(가열 온도 : 950 ℃ 이상 1250 ℃ 이하)

가열 공정에 있어서의 강 소재의 가열 온도는, 950 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 950 ℃ 미만에서는, 가열 온도가 지나치게 낮아 변형 저항이 높아지고, 열간 압연기에 대한 부하가 증대되므로, 이후에 계속되는 열간 압연을 실시하는 것이 곤란해질 우려가 있다. 한편, 가열 온도가 1250 ℃ 를 초과하는 고온에서는, 오스테나이트립이 조대화되어, 강판 모재 및 대입열 HAZ 의 인성 저하를 초래할 뿐만 아니라, 산화가 현저해져 산화 로스가 증대되어, 수율이 저하될 우려가 있다. 또한, 가열 온도는, 1000 ℃ 이상이 보다 바람직하다. 한편, 가열 온도는, 1150 ℃ 이하가 보다 바람직하다.

[열간 압연 공정]

(압연 개시 온도 : Ar₃ 점 ＋ 100 ℃ 이상)

상기 서술한 바와 같이 가열된 강 소재를 열간 압연할 때에 있어서, 압연을 개시하는 온도가 Ar₃ 점 ＋ 100 ℃ 미만에서는, 열간 압연된 열연판에 있어서 재결정이 충분히 발생하지 않기 때문에, 오스테나이트립이 세밀해지지 않는다. 이와 같이, 오스테나이트립이 충분히 미세화되지 않았던 열연판을 사용하여 강판을 제조하면, 강판의 인성 저하를 초래할 우려가 있다. 그 때문에, 압연 개시 온도는 Ar₃ 점 ＋ 100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 후술하는 미재결정 영역에 있어서 압연을 실시하는 시간을 확보하는 관점에서는, 압연 개시 온도는 Ar₃ 점 ＋ 150 ℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, Ar₃ 점 ＋ 200 ℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 압연 개시 온도의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 상기 서술한 강 소재의 가열 온도 정도이다.

또한, Ar₃ 점 (℃) 은 이하의 식 (3) 에 따라서 구할 수 있다.

Ar₃ 점 (℃)

=910 - 273C - 74Mn - 57Ni - 16Cr - 9Mo - 5Cu … (3)

여기서, 식 (3) 중, 각 원소 기호는 그 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유되지 않는 원소에 대해서는 0 으로 한다.

(미재결정 영역에 있어서의 누계 압하율 : 40 ％ 이상)

미재결정 영역 (본 발명에 있어서는, 강 소재가 Ar₃ 점 ＋ 100 ℃ 미만의 온도의 영역을 의미한다) 에 있어서, 누적 압하율이 40 ％ 미만이면, 오스테나이트에 대한 충분한 가공의 효과가 얻어지지 않아, 제품 강판에 있어서의 모재의 인성 저하를 초래할 우려가 있다. 그 때문에, 미재결정 영역에 있어서, 누계 압하율을 40 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 모재 인성을 더욱 향상시키는 관점에서, 45 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 50 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

(압연 종료 온도 : Ar₃ 점 이상)

열간 압연 공정은, Ar₃ 변태점 (℃) 이상의 온도에서 종료하는 것이 바람직하다. 열간 압연시에 온도가 Ar₃ 변태점 (℃) 미만이 되면, 강 중에 다량의 페라이트가 생성되기 때문에, 베이나이트의 체적률을 높일 수 없어, 소정의 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 또, 저온일수록 변형 저항이 증가하기 때문에, 열간 압연기에 대한 부하가 커진다. 또한, 후공정의 냉각 개시 온도의 확보의 관점에서, 열간 압연 온도는, Ar₃ 점 ＋ 20 ℃ 이상인 것이 바람직하다.

[냉각 공정]

(냉각 개시 온도 : Ar₃ 점 이상)

상기 서술한 바와 같이 열간 압연을 거쳐 얻어진 열연판에 대하여, Ar₃ 변태점 (℃) 이상의 온도에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 냉각 개시 온도가 Ar₃ 변태점 (℃) 을 하회하면, 강 중에 다량의 페라이트가 생성되기 때문에, 베이나이트의 체적률을 높일 수 없어, 소정의 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다. 그 때문에, 냉각 개시 온도는 Ar₃ 점 (℃) 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(600 ∼ 500 ℃ 의 평균 냉각 속도 : 2.0 ℃/s 이상)

상기 냉각을 개시한 후의 평균 냉각 속도가 2.0 ℃/s 미만이면, 서랭이 되어 강 중에 다량의 페라이트가 생성된다. 그 때문에, 베이나이트의 체적률을 높일 수 없어, 모재가 소정의 강도를 얻을 수 없게 될 우려가 있다. 따라서, 냉각 공정에 있어서 500 ℃ 이하가 될 때까지의 평균 냉각 속도는, 2.0 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 판두께 50 ㎜ 의 판두께 1/2 위치에 있어서의 공업적인 냉각 속도는 최대라도 20 ℃/s 이고, 과도한 급랭에 의한 냉각 비용의 증대를 회피하기 위해, 20 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 평균 냉각 속도를 측정하는 온도 범위는, 600 ∼ 500 ℃ 의 범위로 한다.

(냉각 정지 온도 : 500 ℃ 이하)

상기 냉각을 실시하는 냉각 공정은, 1/2t 에 있어서의 온도가 500 ℃ 이하가 될 때까지, 즉, 냉각 정지 온도 : 500 ℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도가 500 ℃ 를 초과하고 있는 경우, 강 중에 다량의 페라이트가 생성되어 버려, 베이나이트의 체적률을 높일 수 없기 때문에, 모재가 소정의 강도를 얻을 수 없게 될 우려가 있다. 한편, 냉각 정지 온도의 하한은 한정되지 않지만, 냉각 정지 온도가 지나치게 낮으면 강판의 형상이 나빠지기 때문에, 바람직하게는 200 ℃ 정도이고, 보다 바람직하게는 300 ℃ 정도이다.

전술한 성분 조성을 갖는 강 소재에 대하여, 상기 서술한 제조 공정을 실시함으로써, 본 발명에 따르는 미세 조직을 갖는 모재 (강판) 를 얻을 수 있다. 이렇게 하여 얻어진 강판은 대입열 HAZ 가 우수한 인성을 구비하고, 또한 컨테이너선에 있어서의 해치 사이드 코밍부에 적용되는 경우에 바람직한 강판이 된다.

여기서, 본 발명에 있어서, 실시예에서 상세히 서술하는 모재 특성에 관해서는, 항복 강도 (YS) : 390 ㎫ 이상인 경우를 우수한 강도 특성으로 하고, -40 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 (vE-40 ℃) : 53 J 이상인 경우를 우수한 모재 인성으로 한다. 또, HAZ 의 인성에 관해서는, -20 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 (vE-20 ℃) : 46 J 이상인 경우를 우수한 인성으로 한다. 또, HAZ 의 인성에 관하여, vE-20 ℃ 가 53 J 이상인 경우를 보다 우수한 인성으로 하고, 64 J 이상인 경우를 더욱 우수한 인성으로 하고, 92 J 이상인 경우를 특히 우수한 인성으로 한다.

본 발명의 강판은, 대입열 HAZ 에 있어서, 오스테나이트립의 조대화를 효과적으로 회피할 수 있고, 이러한 HAZ 를 포함하는 용접 이음매에 있어서 높은 vE-20 ℃ 를 얻을 수 있다. 이와 같이, 본 발명의 강판은, 대입열 용접에 사용하기에 바람직하다.

실시예

이하, 본 발명에 대해 실시예에 기초하여 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 실시예는, 본 발명의 바람직한 일례를 나타내는 것으로, 본 발명을 전혀 한정하는 것은 아니다. 또, 이하의 실시예는, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가해 실시하는 것도 가능하고, 그러한 양태도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 용강을 조제하고, 표 2 에 나타내는 조건으로 주조하여 강 소재 (슬래브) 로 한 후, 동일하게 표 2 에 나타낸 조건으로, 이러한 강 소재를, 가열 공정, 열간 압연 공정 및 냉각 공정을 순차 실시하여, 각 강판을 얻었다.

얻어진 각 강판에 대하여, 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자의 평균 입경 및 밀도, 표면으로부터 판두께의 1/2 깊이 (본 실시예에 있어서, 판두께 중심부, 1/2t 라고 기재한다) 에 있어서의, 베이나이트의 체적률을 측정하였다. 또, 이러한 강판에 대하여, 모재 특성으로서 항복 강도 (YS) 및 모재 인성 (vE-40 ℃) 을 평가하였다.

또한 상기 강판의 각각으로부터 채취한 이음매용 시험판에, V 개선 가공을 실시하고, 시판되는 저온용 강용 용접용 와이어를 사용하여 용접 입열 200 kJ/㎝ 의 대입열 용접을 실시하여, 대입열 용접에 의한 이음매를 제작하였다. 그리고, 얻어진 이음매를 사용하여, HAZ 의 인성을 평가하였다. 각 시험 방법은, 다음과 같다. 또한, 이와 같이, 얻어진 이음매를 사용하여 평가한 특성을, 이음매 특성으로 하였다.

[표면으로부터 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자의 평균 입경 및 밀도]

강판으로부터, 강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 의 위치가 관찰면이 되도록, 샘플을 채취하였다. 채취한 샘플로부터 추출 레플리카법에 의해 박막 샘플을 제작하고, 투과형 전자 현미경 (TEM) 을 사용하여 10 ㎛ × 10 ㎛ 의 범위를 촬영하였다. 또한 EDX 분석에 의해, Ti 및 N 을 각각 10 ％ 이상 포함하는 석출물에 대하여, 촬영된 이미지로부터 화상 해석 장치를 사용하여 석출물의 면적 원상당 직경과 수를 해석하여, 평균 입경 및 밀도를 산출하였다.

[1/2t 에 있어서의 미크로 조직]

(베이나이트의 체적률)

강판으로부터, 판두께 중심부가 관찰면이 되도록, 샘플을 채취하였다. 채취한 샘플의 표면을 경면 연마하고, 추가로 나이탈 부식을 실시한 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 10 ㎜ × 10 ㎜ 의 범위를 촬영하였다. 촬영된 이미지에 대해 화상 해석 장치를 사용하여 이하와 같이 해석함으로써 베이나이트 조직의 분율을 구하고, 그 값을 베이나이트의 체적률로 하였다.

어느 경우도, 미세 조직의 분율을 구할 때의 베이나이트 조직의 판별은, 다음과 같이 실시하였다. 즉, 상기 촬영을 500 ∼ 3000 배로 확대하여 실시하여, SEM 이미지으로 하였다. 이러한 SEM 이미지에 있어서, 가늘고 길게 성장한 라스상의 페라이트 조직을 갖고, 원상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상의 탄화물을 포함하는 조직을 베이나이트 조직으로 판별하였다.

[모재 특성]

(모재 강도)

강판의 판두께 중심부로부터, 압연 방향에 직각인 방향으로, 이러한 판두께 중심부 (판두께 1/2 위치) 가 시험편의 중심이 되도록 JIS Z 2201 의 14A 호 시험편을 채취하였다. 채취한 시험편에 대하여, JIS Z 2241 에 준거한 요령으로 인장 시험을 실시하고, 모재 강도로서 항복 강도 YS (단위 : ㎫) 를 측정하였다.

(모재 인성)

강판의 판두께 1/4 위치로부터, 압연 방향에 평행한 방향으로, 이러한 판두께 1/4 위치가 시험편의 중심이고 절결 위치가 되는 NK U4 호 충격 시험편을 채취하였다. 채취한 시험편에 대하여, 시험 온도 : -40 ℃ 에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 동일 조건에서 실시한 시험편 3 개의 흡수 에너지의 평균값 vE-40 ℃ (단위 : J) 를, 모재 인성으로 하였다.

[HAZ 특성]

(HAZ 의 인성)

대입열 용접에 의하여 얻어진 이음매의 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 까지를 시험편 표층으로 하고, HAZ 를 절결 위치로 하도록 NK U4 호 충격 시험편을 채취하였다. 채취한 시험편에 대하여, 시험 온도 -20 ℃ 에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 동일 조건에서 실시한 시험편 3 개의 흡수 에너지의 평균값 vE-20 ℃ (단위 : J) 를, HAZ 의 인성으로 하였다.

이렇게 해서 얻어진 평가 결과를 표 2 에 병기한다.

표 2 에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따르는 발명예는 모두, 대입열 HAZ 의 vE-20 ℃ 가 46 J 이상이 되어 있다. 또, 적합 범위에서 제조한 강판은, 모두 모재의 YS 가 390 ㎫ 이상의 높은 강도 및 vE-40 ℃ 가 53 J 이상의 높은 모재 인성을 나타내어, 모재 강도 및 모재 인성을 양립하고 있다. 이와 같이, 발명예의 강판은, 대입열 용접성이 우수하다는 것을 알 수 있다.

한편, 비교예에 상당하는 강판 No.18 ∼ 40, 56 ∼ 64 는, 강 소재의 성분 조성 중 어느 것이 본 발명의 조건을 만족하고 있지 않기 때문에, HAZ 의 인성이 낮거나, 혹은 HAZ 의 인성에 더하여 모재의 YS 가 낮은 것을 알 수 있다.

또, 비교예에 상당하는 강판 No.5, 6 은, 강 소재의 성분 조성은 본 발명의 조건을 만족하고 있지만, 주조시의 평균 냉각 속도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 결과, 강판의 깊이 1 ㎜ 에 있어서의 TiN 입자의 평균 입경 및 밀도 중 적어도 어느 것이 본 발명의 범위 외가 되고, 나아가서는, HAZ 의 인성이 낮은 것을 알 수 있다.

이상, 본 발명에 따름으로써, 대입열 용접 후의 이음매에 있어서의 인성이 우수한 강판을 제공 가능하다는 것을 알 수 있다.

Claims (6)

1. 질량％ 로,
   C : 0.045 ％ 이상 0.080 ％ 이하,
   Si : 0.02 ％ 이상 0.10 ％ 미만,
   Mn : 1.60 ％ 이상 1.95 ％ 미만,
   P : 0.010 ％ 이하,
   S : 0.010 ％ 이하,
   Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
   Nb : 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하,
   O : 0.0100 ％ 이하,
   Cu : 0.50 ％ 이하,
   Ni : 0.50 ％ 이하,
   Cr : 0.50 ％ 이하,
   Mo : 0.30 ％ 이하,
   V : 0.30 ％ 이하,
   Ti : 0.010 ％ 이상 0.025 ％ 이하 및
   N : 0.0038 ％ 이상 0.0084 ％ 이하
   를 함유하고, Ti 및 N 에 대하여, Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.10 이상 3.60 이하이고, 또한 하기 (1) 식을 만족하고, 또한, 하기 (2) 식으로 나타내는 탄소 당량 Ceq 가 0.400 이상 0.500 이하이고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성을 갖고,
   강판 표면으로부터 깊이 1 ㎜ 의 위치에 존재하는 TiN 입자에 대하여, 평균 입경이 20 ㎚ 이상 50 ㎚ 이하이고, 또한 밀도가 5.0 × 10⁸ 개/㎠ 이상인, 강판.
   169 ≤ 5158 × Ti ＋ 25563 × N ≤ 309 … (1)
   Ceq = C ＋ Mn/6 ＋ (Cu ＋ Ni)/15 ＋ (V ＋ Mo ＋ Cr)/5 … (2)
   단, 각 원소 기호는 각 성분의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.
2. 제 1 항에 있어서,
   추가로, 질량％ 로,
   W : 0.30 ％ 이하,
   Co : 0.30 ％ 이하,
   B : 0.0100 ％ 이하,
   Ca : 0.0100 ％ 이하,
   Mg : 0.0100 ％ 이하 및
   REM : 0.0200 ％ 이하
   중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 강판.
3. 제 2 항에 있어서,
   상기 B 의 함유량이, B : 0.0002 ％ 이상 0.0012 ％ 이하인, 강판.
4. 강판의 제조 방법으로서,
   질량％ 로,
   C : 0.045 ％ 이상 0.080 ％ 이하,
   Si : 0.02 ％ 이상 0.10 ％ 미만,
   Mn : 1.60 ％ 이상 1.95 ％ 미만,
   P : 0.010 ％ 이하,
   S : 0.010 ％ 이하,
   Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
   Nb : 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하,
   O : 0.0100 ％ 이하,
   Cu : 0.50 ％ 이하,
   Ni : 0.50 ％ 이하,
   Cr : 0.50 ％ 이하,
   Mo : 0.30 ％ 이하,
   V : 0.30 ％ 이하,
   Ti : 0.010 ％ 이상 0.025 ％ 이하 및
   N : 0.0038 ％ 이상 0.0084 ％ 이하
   를 함유하고, Ti 및 N 에 대하여, Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.10 이상 3.60 이하이고, 또한 하기 (1) 식을 만족하고, 또한, 하기 (2) 식으로 나타내는 탄소 당량 Ceq 가 0.400 이상 0.500 이하이고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성을 갖는 용강을 주조하여, 강 소재를 얻은 후, 상기 강 소재를 사용하여 열간 압연을 실시하고,
   상기 주조에 있어서의 평균 냉각 속도가, 100 ℃/min 이상 500 ℃/min 이하인 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
   169 ≤ 5158 × Ti ＋ 25563 × N ≤ 309 … (1)
   Ceq = C ＋ Mn/6 ＋ (Cu ＋ Ni)/15 ＋ (V ＋ Mo ＋ Cr)/5 … (2)
   단, 각 원소 기호는 각 성분의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.
5. 제 4 항에 있어서,
   상기 용강이, 추가로, 질량％ 로,
   W : 0.30 ％ 이하,
   Co : 0.30 ％ 이하,
   B : 0.0100 ％ 이하,
   Ca : 0.0100 ％ 이하,
   Mg : 0.0100 ％ 이하 및
   REM : 0.0200 ％ 이하
   중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 강판의 제조 방법.
6. 제 5 항에 있어서,
   상기 용강의 상기 B 의 함유량이, B : 0.0002 ％ 이상 0.0012 ％ 이하인, 강판의 제조 방법.