KR20230159634A

KR20230159634A - 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20230159634A
Application number: KR1020237038779A
Authority: KR
Inventors: 요시코 다케우치; 히데카즈 스가; 미노루 스와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2018-12-07
Filing date: 2019-12-04
Publication date: 2023-11-21
Also published as: JPWO2020116538A1; WO2020116538A1; KR20210066884A; CN113166830B; CN113166830A

Abstract

소성 변형을 받은 후에도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 강판을 제공한다. 소정 성분 조성과, 페라이트를 주체로 하는 조직을 갖는 강판에 있어서, 그 강판의 판 두께 1/2 부에 있어서의 페라이트상의 결정립의 10 ％ 이상을 애스펙트비 : 2 이상이고 또한 단축 직경 : 5 ㎛ 이하로 하고, 그 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도를 5.5 이상으로 하고, 또한 10 ％ 의 변형을 부여 후의 상기 강판의 Kca (-10 ℃) 를 6000 N/㎜^1.5 이상으로 한다.

Description

강판 및 그 제조 방법{STEEL PLATE AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 예를 들어 선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 라인 파이프 및 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 사용되는, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 이러한 구조물이, 충돌이나 대지진 등에 의한 뜻하지 않은 대변형을 받았을 때 및 그 후에도, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 나타낼 수 있는 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 여기서, 취성 균열 전파 정지 특성이란, 취성 균열의 전파를 정지시키는 성능을 의미한다.

선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 라인 파이프 및 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 있어서, 취성 파괴에서 수반하는 사고는 경제나 환경에 미치는 영향이 크다. 이러한 사고에 대하여 고도의 안전성이 요구되고 있다. 이 때문에, 이들 구조물에 사용되는 강재에 대하여, 저온 인성이 요구되는 경우가 많다. 최근에는, 특히, 뜻하지 않은 사고 등으로 구조물에 균열이 발생했을 경우에도, 파괴에 이르는 것을 방지하는 관점에서, 저온에 있어서의 취성 균열 전파 정지 특성, 이른바 어레스트 특성이 요구되게 되었다. 이와 같은 배경으로부터 조선 분야에 있어서는, 2009년에 일본 해사 협회로부터 「취성 균열 어레스트 설계 지침」 이 발행되고, 또한 2013년에는 국제 선급 협회 연합으로부터 극후 강판의 적용에 관한 통일 규칙에 있어서, 고어레스트강에 대한 생각이 나타나는 등, 점점 더 관심이 높아지고 있다.

통상적으로, 구조물은 큰 소성 변형을 받는 경우가 많기 때문에, 실제로 발생하는 뜻하지 않은 사고를 상정하면, 강재에는 소성 변형에 의한 손상을 받았을 때 및 그 후에 있어서도, 소정 저온 인성을 갖는 것이 필요한 것으로 생각된다. 특히 최근, 선박용의 강재에서는, 소성 변형을 받은 후에 있어서도 높은 취성 균열 전파 정지 특성, 예를 들어 10 ％ 의 소성 변형을 받은 후에 있어서, -10 ℃ 에 있어서의 파괴 인성값, 즉 Kca (-10 ℃) 가 6000 N/㎜^1.5 이상이라는, 높은 파괴 인성값이 요구되는 경우가 증가하고 있다.

또한, 한신 아와지 대지진에 있어서의 대형 건축 구조물의 취성 파괴적인 파손 사고의 경험으로부터, 구조물이 큰 힘을 받아 큰 소성 변형을 일으켰을 경우에도, 반복해서 일어나는 지진의 여진 응력 혹은 그 후의 구조물의 계속 사용에 대한 안전성의 확보의 점에서, 건축 구조용 강재에 있어서는, 소성 변형을 받은 후에 충분한 저온 인성을 갖는 것이 요구되고 있다.

이와 같은 높은 취성 균열 전파 정지 특성은, 소성 변형을 받지 않는 압연 상태에서도 용이하게 실현될 수 있는 것은 아니다. 또한, 강재는 소성 변형을 받아 가공 경화하면 그 인성이 저하하는 것이 일반적이어서, 소성 변형 후의 상태에 있어서, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 실현하는 것은 더욱 곤란하다고 할 수 있다.

강재의 저온 인성, 특히 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서, 종래, Ni 함유량을 증가시키는 방법이 알려져 있고, 액화 천연 가스 (LNG) 의 저조 탱크에 있어서는, 9 ％ Ni 강이 상업 규모에서 사용되고 있다. 그러나, Ni 함유량의 증가는 비용의 대폭적인 상승을 초래하기 때문에, LNG 저조 탱크 이외의 용도에는 그 적용이 어렵다.

한편, LNG 와 같은 극저온까지 이르지 않는, 이른바 한랭지 사양 혹은 일본에 있어서의 동계 사양의 경우에는, 종래, 제어 압연과 제어 냉각을 조합한 가공 열 처리 방법, 이른바 TMCP 법 (Thermo-Mechanical Control Process) 이 널리 이용되어 왔다. 이 방법은, (1) 오스테나이트의 재결정을 반복함으로써, 오스테나이트의 세립화를 도모하는 것, (2) 오스테나이트의 저온 미재결정 영역의 압연에 있어서의 누적 압하율을 크게 취하고, 오스테나이트립의 전신을 증대시켜, 다수의 변형대를 도입함으로써, 그 후의 페라이트 변태에 있어서, 페라이트의 핵 발생 사이트를 증가시켜 페라이트의 세립화를 도모하는 것, 및 (3) 압연 후의 제어 냉각에 있어서의 γ/α 변환비의 조정에 의한 페라이트의 세립화와 미세 베이나이트 조직의 도입을 도모하는 것을 특징으로 하는 것이다.

TMCP 법은, 선박이나 라인 파이프에 사용되는 강판의 판 두께가 비교적 얇은 강재에 대해서는, 매우 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 부여할 수 있다. 그러나, 강재의 판 두께가 증가하여, 예를 들어 판 두께가 40 ㎜ 를 초과하는 강재가 되면, 취성 균열 전파 정지 특성에, 개선의 여지가 남아 있었다.

또한, 제어 압연에 있어서, 변태한 페라이트에 압하를 가하여 집합 조직을 발달시킴으로써, 취성 균열 전파 정지 특성의 향상을 도모하는 TMCP 법도 알려져 있다. 이것은, 강재의 파괴면 상에 세퍼레이션을 판 두께 방향과 평행한 방향으로 생성시켜, 취성 균열 선단의 응력을 완화시킴으로써, 취성 파괴에 대한 저항을 높이는 방법이다. 그러나, 강재의 판 두께가 두꺼워지면, 이와 같은 TMCP 법의 효과를 충분히 발휘시키는 것이 곤란해진다. 또한 변태점 이하에서 과도한 가공을 가하면, 강재의 판 두께 방향의 인성이 열화한다는 문제가 있었다.

한편, 최근, 합금 비용을 상승시키지 않고, 강재의 표층부의 조직을 초미세화하는 기술이, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서 제안되어 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 취성 균열이 전파될 때에, 강재 표층부에 발생하는 시어립 (소성 변형 영역) 이 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 효과가 있는 것에 주목하고, 시어립 부분의 결정립을 미세화시켜, 전파되는 취성 균열이 갖는 전파 에너지를 흡수시키는 방법이 개시되어 있다.

이것은, 열간 압연 후의 제어 냉각에 의해 표층 부분을 Ar₃ 변태점 이하로 냉각시키고, 그 후 제어 냉각을 정지하여 표층 부분을 변태점 이상으로 복열시키는 공정을 1 회 이상 반복 실시하고, 이 동안에, 강재에 대하여 압하력을 가함으로써, 반복하여 변태 또는 가공 재결정을 발생시켜, 표층 부분에 초미세한 페라이트 조직 또는 베이나이트 조직을 생성시킨다는 것이다.

또한, 특허문헌 2 에서는, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 강재의 표층부의 조직이, 평균 원 상당 직경으로 3 ㎛ 이하의 미세 페라이트 결정립 혹은 베이나이트 조직인 것, 그리고 그 미세 결정립이 집합 조직을 형성하고 결정립이 편평한 것이 유효하다는 것이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 평4-141517호 일본 공개특허공보 평5-271863호 일본 공개특허공보 평8-225836호 일본 공개특허공보 평8-253812호 일본 공개특허공보 평11-256228호

용접 학회 논문집 제 15 권 제 1 호 148 ∼ 154 페이지 (1997)

그러나, 상기의 특허문헌 1 이나 2 에 개시된 기술은, 강재 표층부만을 일단 냉각시킨 후에 복열시키고, 그리고 복열 중에 가공을 가하는 것에 의해, 취성 균열 전파 정지 특성에 효과가 있는 조직을 얻는 것으로서, 실제 생산 규모에서는 그 제어가 용이하지 않은 것으로 생각된다. 또한, 상기 발명은, 페라이트가 가공 재결정하는 것을 이용하여 미세 조직을 얻고 있지만, 가공 재결정 페라이트는 성장이 일어나기 쉬워 조직적인 안정성이 부족하다. 그 때문에, 미묘한 열 이력의 변동에 의해 조직이나 재질의 불균일이 생기기 쉽다는 문제가 있었다.

다른 한편, 특허문헌 3 에서는, 압연기에 부속되는 디스케일링 장치를 개량하여, 냉각과 압연의 타이밍을 제어하는 방법을 채용한다. 이러한 방법의 채용에 의해, 특허문헌 3 에서는, 상기 서술한 미세 페라이트 결정립 등의 불안정한 조직 등의 안정화를 도모하는 것이 제안되어 있다.

그러나, 이 방법은, 한정된 스페이스에 배치되어 있는 디스케일링 장치를, 본래의 목적과는 상이한 용도에까지 확대하여 사용하고 있다. 그 때문에, 대폭적인 능력 증강을 목표로 한 개조가 필요해지는 등, 엔지니어링 상의 제약이 있다. 나아가서는 열 이력의 영향을 받기 쉬운 페라이트 조직의 불안정성을 근본적으로 해결하는 데에는 이르러 있지 않은 것으로 생각된다.

여기서, 선행 기술에 기재된 바와 같이, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 초미세 조직이 안정적으로 얻어졌다고 해도, 비특허문헌 1 에 나타나 있는 바와 같이, 이러한 초미세 조직은 필연적으로 표층부의 굳기를 증가시킨다. 즉, 판 두께 중심부의 비커스 굳기 160 ∼ 170 에 대하여 표층부의 비커스 굳기는 약 200 을 초과하는 등, 판 두께 중심부의 굳기에 비하여 표층부의 굳기는 현저하게 높아진다. 그것으로부터, 이러한 표층부의 초미세 조직은, 비록 양호한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어졌다고 해도, 그것을 상쇄해 버리는 것은 아닌가 하는 의구심이 든다.

그래서, 특허문헌 4 에서는, 판 두께 방향의 경도 분포의 균일화를 목적으로 하여, V 를 첨가한 강을 사용한다. 이러한 강을 가열한 슬래브를 직접 냉각시켜 온도차를 부여함으로써 강 조직에 페라이트를 생성시키고, 이어서, 이러한 강을 압연하고, 압연 도중 또는 압연 종료 후에 재차 변태점 근방의 온도 영역으로 복열시키는 방법이 제안되어 있다. 이 방법은, V 의 석출 경화를 판 두께 중심부에만 작용시킴으로써, 판 두께 방향의 경도 분포의 균일화를 달성하고, 취성 균열 전파 정지 특성의 향상을 도모하는 것이다.

그러나, V 화합물의 적절한 석출에는, 프로세스를 더욱 복잡하게 할 필요가 있게 되기 때문에, 상기 서술한 조직의 불안정성의 해결로는 반드시 이어지지 않는 것으로 생각된다.

이상 서술한 바와 같이, 상기한 선행 기술은, 강재의 표면에 초미세한 조직을 형성하여 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 것을 의도한 기술이지만, 모두, 공업적인 규모에서 당해 조직을 안정적으로 얻는 것은 어려운 것으로 생각된다. 또한, 이들 선행 기술에 있어서, 개시된 강재 자체는, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 것이 나타나 있기는 하지만, 소성 변형을 받은 후의 파괴 인성값에 대해서는 언급하고 있지 않다. 그 때문에, 소성 변형을 받은 후에 있어서, 취성 균열 전파 정지 특성이 충분한 것인지 여부가 분명하지 않았다.

여기서, 특허문헌 5 에는, 페라이트 결정립의 세립화뿐만 아니라, 당해 페라이트 결정립 내에 형성되는 서브그레인이 취성 균열 전파 정지 특성에 큰 역할을 하고 있는 것, 및, 이들 페라이트 결정립 및 그 서브그레인 조직과, 제조 조건인 TMCP 법의 조건의 관계에 대하여 분명히 함으로써 상기 여러 문제를 해결한 기술이 기재되어 있다.

이 기술에 의해, 상기 조직을 갖는 강판을 공업적인 규모에서 안정적으로 얻을 수 있고, 소성 변형을 받은 후의, 0 ℃ 에 있어서의 파괴 인성값 즉 Kca (0 ℃) 를 향상시키는 것에 성공하고 있다. 그러나, 최근에는, 소성 변형을 받은 후의 보다 낮은 온도 영역에서 높은 파괴 인성값을 나타내는 것이 요구되게 되어 오고 있다. 예를 들어 -10 ℃ 에서의 파괴 인성값, 즉 Kca (-10 ℃) 를 높이는 것이 희구되고 있는 점, 특허문헌 5 에 기재된 기술은 여전히 개량의 여지를 남기고 있었다.

본 발명은, 소성 변형을 받은 후에도, 특히 -10 ℃ 라는 저온에서, 높은 취성 균열 전파 정지 특성을 갖기 위해서 필요한 조직을 분명히 함으로써, 우수한 저온 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은, 그러한 조직을, 강판에 고가의 합금 원소를 사용하지 않고, 또한 안정적으로 얻을 수 있는 제조 방법을 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, 강재가 제조된 채의 상태뿐만 아니라, 소성 변형을 받은 후에 있어서도 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 개발을 목표로 하여, 조직과 취성 균열 전파 정지 특성의 관계를 조사하였다. 특히, 취성 균열 전파 정지 특성에 효과가 있는 안정적인 조직을 알아내어, TMCP 법의 조건 (이하 간단히 TMCP 조건이라고 한다) 과의 관계의 검토를 실시하였다. 이 검토에 있어서는, 특히 대형 구조물에 많이 사용되는, 인장 강도가 400 ㎫ 급 내지 510 ㎫ 급의 구조용 강을 사용하였다. 공시 강은, 연속 주조에 의해 강편으로 한 후, 여러 가지 TMCP 조건으로 강재를 제조하였다.

이러한 검토를 예의 거듭한 결과, 이하에 서술하는 바와 같이, 소성 변형을 받은 후에도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 강판과, 당해 강판을 안정적으로 얻을 수 있는 제조 방법을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명에 있어서, 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에는, 강판의 인성의 향상과 압연에 의한 집합 조직의 활용이 중요해진다.

먼저, 인성의 향상 수법으로는, 페라이트상을 주체의 조직으로 하는 강재에 있어서, 페라이트 결정립의 세립화에 의한 방법이 유효한 수단인 것을 재차 확인하였다. 여기서 말하는 페라이트상이 주체란, 페라이트가 면적률로 50 ％ 이상을 차지하는 것이다. 또한, 본 발명의 강판의 조직의 잔부는, 통상적인 강판에서 확인되는 조직이면 특별히 한정되지 않는다. 잔부 조직으로는, 펄라이트, 베이나이트 및 마텐자이트 등을 들 수 있다.

한편, 집합 조직의 활용에 대해서는, 세퍼레이션의 발생에 의한 균열 선단의 응력을 완화시키는 수법이 사용되는 경우가 많다. 그러나, 소성 변형 후에 Kca (-10 ℃) 를 높게, 예를 들어 6000 N/㎜^1.5 이상을 달성하기 위해서 필요하게 되는, 세퍼레이션을 발생시키는 압연 조건에서는, 얻어지는 강재의 인성이 저하하게 될 가능성이 높다.

그래서, 본 발명에서는, 세퍼레이션의 발생 수법에 의한 향상이 아니라, 균열의 전파 방향에 대하여 저항이 되는 방위에, 벽개면을 집적시키는 수법을 사용하는 것으로 하였다. 구체적으로는, 집합 조직이 발달하고 있지 않은, 이른바 랜덤인 경우와 비교하여, {100} ＜011＞ 방위의 조직을 5.5 배 이상으로 집적시키는, 집합 조직을 활용하는 것으로 하였다.

본 발명은 상기의 지견에 기초하여 얻어진 것으로, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.20 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하 및 Al : 0.01 ∼ 0.08 ％ 를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 페라이트를 주체로 하는 조직을 갖고, 상기 조직은, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도가 5.5 이상 및, 그 판 두께 1/2 부에 있어서의 페라이트상의 결정립의 10 ％ 이상이 애스펙트비 : 2 이상이고 또한 단축 직경 : 5 ㎛ 이하이며, 추가로 10 ％ 의 변형을 부여 후의 그 강판의 Kca (-10 ℃) 가 6000 N/㎜^1.5 이상인 강판.

여기서, 상기 판 두께 1/2 부는, 강판의 표면 (압연된 면) 으로부터 판 두께의 1/2 의 깊이의 위치를 의미한다.

2. 상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.05 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.5 ％, Ni : 0.01 ∼ 1.5 ％, Cr : 0.01 ∼ 0.5 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％, V : 0.001 ∼ 0.100 ％, B : 0.0030 ％ 이하, Ti : 0.015 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.0100 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 에 기재된 강판.

3. 상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재에, 적어도, Ac₃ 점 이상, 1000 ℃ 이하로 가열을 실시하는 (a) 공정과, 이어서, (Ar₃ 점 - 5 ℃) 이하 (Ar₃ 점 - 150 ℃) 이상의 온도 영역에서, 1 패스 당의 압하율의 평균치가 4 ％ 이상 그리고 누적 압하율 50 ％ 이상의 압연을 실시하는 (b) 공정과, 그 후, 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 제어 냉각시키는 (c) 공정을 실시하는 강판의 제조 방법.

4. 상기 (c) 공정 후에, Ac₁ 점 이하의 온도 영역에서의 템퍼링을 실시하는 상기 3 에 기재된 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 소성 변형을 받은 후에도, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 저온 영역에 있어서도 갖는다. 이 때문에, 대형 구조물에 사용되었을 때에, 뜻하지 않은 사고 등에 의해 강재가 대변형을 받았을 경우에도, 구조물의 대규모 붕괴에 이르는 것을 방지할 수 있다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다. 본 발명에 따른 강판에 있어서는, 성분 조성, 집합 조직 및 강판 내부의 조직을 이하와 같이 규정한다.

[성분 조성]

먼저, 본 발명에 있어서 강의 성분 조성을 한정하는 이유를 설명한다. 또한, 성분 조성에 관한 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.02 ∼ 0.20 ％

C 는, 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 본 발명에서는, 원하는 강도를 확보하기 위해서 0.02 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, C 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면, 용접성이 열화할 뿐만 아니라 인성에도 악영향이 있다. 이 때문에, C 함유량은, 0.02 ∼ 0.20 ％ 로 한다. 또한, C 함유량은 0.035 ∼ 0.15 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Si : 0.05 ∼ 0.50 ％

Si 는, 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하지만, 0.05 ％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 없다. 한편, Si 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 강의 표면 성상을 해칠뿐만 아니라, 인성이 극단적으로 열화한다. 따라서, Si 함유량은 0.05 ∼ 0.50 ％ 로 한다. 또한, Si 함유량은 0.05 ∼ 0.40 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％

Mn 은, 페라이트 조직의 강도를 높이는 원소로서 함유된다. Mn 함유량이 0.5 ％ 보다 적으면 그 효과가 충분하지 않다. 한편, Mn 함유량이 2.0 ％ 보다 많아지면 용접성이 열화하는 것에 더하여, 강재 비용도 상승한다. 그 때문에, 본 발명에서의 Mn 함유량은, 0.5 ∼ 2.0 ％ 로 한다.

P : 0.020 ％ 이하

P 는, 강 중의 불가피적 불순물이며, 함유량이 많아지면 인성이 열화하게 된다. 그 때문에, 본 발명에서는, 판 두께가 50 ㎜ 를 초과하는 강판에 있어서도 양호한 인성을 유지하기 위해서, P 함유량을 0.020 ％ 이하로 억제한다. P 함유량은 0.010 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.006 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 하한에 대해서는 0 ％ 여도 되지만, 저감시킬 때마다 비용이 높아진다. 그래서, 본 발명에서는, 고비용이 되지 않는 범위에서 저감시킬 수 있는 농도인 0.005 ％ 를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.010 ％ 이하

S 는, 강 중의 불가피적 불순물이며, 함유량이 많아지면 인성이 열화하게 된다. 그 때문에, 양호한 인성을 유지하기 위해서, S 함유량을 0.010 ％ 이하로 억제한다. S 함유량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.003 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 하한에 대해서는, P 와 마찬가지로, 0 ％ 여도 되지만, 고비용이 되지 않는 범위에서 저감시킬 수 있는 농도인 0.0005 ％ 를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.01 ∼ 0.08 ％

Al 은, 탈산재로서 첨가되는 원소이며, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Al 함유량이 0.08 ％ 를 초과하면, 인성이 저하함과 함께, 용접했을 경우에 용접 금속부의 인성이 저하된다. 이 때문에, Al 함유량은, 0.01 ∼ 0.08 ％ 로 한다. 또한, Al 함유량은, 0.02 ∼ 0.04 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 강판의 성분 조성은, 상기 원소와, 잔부의 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 기본의 성분 조성으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서는, 더욱 특성을 향상시키기 위해서, 상기 기본의 성분 조성에, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B, Ti, Ca 및 REM 으로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상의 원소를, 추가로 이하에 기재하는 바와 같이 함유하는 것이 가능하다.

Nb : 0.005 ∼ 0.05 ％

Nb 는, NbC 로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 강 조직에 석출되어, 강의 고강도화에 기여한다. 또한, Nb 는, 오스테나이트 영역의 압연에 있어서 미재결정 영역을 확대시키는 효과를 갖고, 페라이트의 세립화에 기여하기 때문에, 강의 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 0.005 ％ 이상의 함유에 의해 발휘된다. 한편, 0.05 ％ 를 초과하여 함유하면, 조대한 NbC 가 석출됨으로써, 오히려 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Nb 를 함유하는 경우, 그 범위는 0.005 ∼ 0.05 ％ 로 한다.

Cu : 0.01 ∼ 0.5 ％

Cu 는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이며, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성이나, 고온 강도, 내후성 등의 강의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. 그 때문에, Cu 를 함유하는 경우, 그 범위는 0.01 ∼ 0.5 ％ 로 한다.

Ni : 0.01 ∼ 1.5 ％

Ni 는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이며, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성이나, 고온 강도, 내후성 등의 강의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 함유에 의해 발휘된다. 한편, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시키는 것에 더하여, 합금의 비용 증가를 초래한다. 그 때문에, Ni 를 함유하는 경우, 그 범위는 0.01 ∼ 1.5 ％ 로 한다.

Cr : 0.01 ∼ 0.5 ％

Cr 은, Cu 와 마찬가지로, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이며, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성이나, 고온 강도, 내후성 등의 강의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. 그 때문에, Cr 을 함유하는 경우, 그 범위는 0.01 ∼ 0.5 ％ 로 한다.

Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％

Mo 는, Cu 나 Cr 과 마찬가지로, 강의 퀀칭성을 높이는 원소이며, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성이나, 고온 강도, 내후성 등의 강의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01 ％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. 그 때문에, Mo 를 함유하는 경우, 그 범위는 0.01 ∼ 0.5 ％ 로 한다.

V : 0.001 ∼ 0.100 ％

V 는, V (CN) 로서 강 조직에 석출되는 석출 강화에 의해, 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과는 V 를 0.001 ％ 이상 함유시킴으로써 발휘된다. 한편, V 는 0.100 ％ 를 초과하여 함유하면, 오히려 인성이 저하된다. 이 때문에, V 를 함유시키는 경우, 그 범위는 0.001 ∼ 0.100 ％ 로 한다.

B : 0.0030 ％ 이하

B 는, 미량으로 강의 퀀칭성을 높이는 효과를 갖는 원소이며, 임의로 함유시킬 수 있다. 그러나, B 함유량이 0.0030 ％ 를 초과하면, 용접부의 인성이 저하된다. 그 때문에, B 를 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.0030 ％ 이하로 한다. 또한, B 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 양호한 퀀칭성을 얻는다는 관점에서는, 0.0006 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.015 ％ 이하

Ti 는, 미량의 함유에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하여 강판의 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그 때문에, Ti 는 0.005 ％ 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ti 함유량이 0.015 ％ 를 초과하면, 강판 그 자체 및 강판의 용접 열 영향부에 있어서의 인성이 저하된다. 그 때문에, Ti 를 함유시키는 경우, 그 함유량은 0.015 ％ 이하로 한다. 또한, Ti 함유량은 0.013 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ca : 0.0050 ％ 이하

Ca 는, 용접 열 영향부의 조직을 미세화하여 강판의 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이며, 적당량의 함유이면 본 발명의 효과에 기여한다. 따라서, 필요에 따라 Ca 를 함유시킬 수 있다. 그러나, 과도하게 Ca 를 함유시키면, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시킨다. 그 때문에, Ca 를 함유시키는 경우, 그 함유량을 0.0050 ％ 이하로 한다. 한편, Ca 함유량의 하한치는 특별히 한정되지 않지만, 당해 함유 효과를 충분히 얻기 위해서는 그 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

REM : 0.010 ％ 이하

REM (희토류 금속) 은, Ca 와 마찬가지로, 용접 열 영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이며, 적당량의 함유이면 본 발명의 효과에 기여한다. 따라서, 임의로 REM 을 함유시킬 수 있다. 그러나, 과도하게 REM 을 함유하면, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시킨다. 그 때문에, REM 을 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.010 ％ 이하로 한다. 한편, REM 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 당해 함유 효과를 충분히 얻기 위해서는 그 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[집합 조직]

본 발명에서는, 압연 방향, 또는 압연 직각 방향 등 판면에 평행한 방향으로 전파되는 균열에 대한 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해서, 강판의 판 두께 1/2 부에 있어서, {100} ＜011＞ 방위의 조직을, 집합 조직이 발달하고 있지 않은, 이른바 랜덤인 경우의 조직과 비교하여, 5.5 배 이상으로 집적시키는 (본 발명에 있어서 {100} ＜011＞ 방위 강도가 5.5 이상이라고도 한다), 집합 조직으로 하는 것이 중요하다. 즉, 판 두께 1/2 부에 있어서, {100} ＜011＞ 방위립을 발달시키면, 균열 진전하는 방향에 대하여 벽개면이 효과적으로 비스듬하게 정렬되기 때문에, 균열 진전의 저항이 된다.

즉, 본 발명에서는, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도가 5.5 이상인 집합 조직으로 한다. 이러한 조건을 만족하도록 집합 조직을 제어함으로써, 소성 변형을 받은 후에도 Kca (-10 ℃) ≥ 6000 N/㎜^1.5 라는, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 얻을 수 있다. 여기서, Kca (-10 ℃) 는, 전술한 바와 같이, 강판의 온도가 -10 ℃ 에 있어서의 취성 균열 전파 정지 인성값을 의미하고, 후술하는 실시예의 온도 구배형 표준 ESSO 시험에 의해 측정할 수 있다. 또한, 보다 우수한 균열 전파 정지 성능이 요구되는 경우에는, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도를 6.3 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그렇다는 것은, {100} ＜011＞ 방위 강도를 6.3 이상으로 함으로써 균열 전파가 지그재그상이 되기 쉬워진다. 그 때문에, 강판의 응력 확대 계수가 작아져, 강판에 생긴 균열이 정지하기 쉬워지기 때문이다. 한편, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도의 상한은 특별히 한정되지 않고, 높으면 높을수록 바람직하다.

본 발명에 있어서, {100} ＜011＞ 방위 강도는, X 선 극점도법에 의해 랜덤 강도비로서 구하는 것이 가능하고, 구체적으로는, 이하에 서술하는 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도의 측정에 있어서는, 판 두께의 1/2 부로부터 채취한 시험편을 사용하여 측정한다.

[강판의 조직]

본 발명에 있어서의 강판의 조직은 페라이트가 주체인 조직으로 한다. 페라이트가 주체란, 페라이트상이 면적률로 50 ％ 이상 바람직하게는 70 ％ 이상을 차지하고, 잔부의 조직은, 펄라이트, 베이나이트 및 마텐자이트의 어느 1 또는 2 이상의 상으로 하는 것이 바람직하다. 페라이트상이 100 ％ 여도 되는 것은 물론이다. 이와 같이 조직을 규정한 것은, 대형 구조물에 다용되는 400 ㎫ 급 내지 510 ㎫ 급의 인장 강도를 확보하는 데에 적합한 조직이기 때문이다. 또한, 이러한 페라이트상 이외의 조직의 면적률은 30 ％ 미만 정도로 한다.

본 발명의 강판에서는, 상기의 페라이트 주체 조직의, 판 두께 1/2 부에 있어서, 페라이트상의 결정립 (본 발명에 있어서 간단히 페라이트립 또는 결정립이라고도 적는다) 중, 압연 방향의 애스펙트비가 2 이상 그리고 단축 직경이 5 ㎛ 이하인 결정립을 면적률로 10 ％ 이상 바람직하게는 26 ％ 이상으로 함으로써, 인성의 향상이 효과적으로 도모된다.

여기서, 애스펙트비는 결정립의 장축과 단축의 비이다. 장축이란 결정립의 가장 긴 직경을 말하고, 단축이란 그 장축에 대하여 수직의 폭 중 가장 큰 폭을 말한다. 이상의 규정을 만족하는 결정립의 존재 비율은, 이하에 서술하는 실시예에 기재한 방법으로 구할 수 있다.

그리고, 페라이트립 중, 애스펙트비가 2 이상 그리고 단축 직경이 5 ㎛ 이하인 결정립을 면적률로 10 ％ 이상으로 하는 것은, 단축 직경이 5 ㎛ 이하인 세세한 조직을 많게 하게 되어, 어레스트성을 향상시킬 수 있기 때문에, 당해 결정립을 면적률로 10 ％ 이상으로 하였다. 따라서, 상한은 특별히 한정할 필요는 없고, 100 ％ 여도 된다. 또한, 압연 방향의 최대 길이를 장축으로 하여 애스펙트비를 규정하는 것은, 결정립 중에서도, 확실하게 가공 (압연) 이 실시되어 집합 조직의 형성에 기여하고 있는, 결정립을 확인하기 위함이다.

또한, 상기 애스펙트비, 상기 단축 직경, 및 상기 페라이트상의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재한 방법으로 각각 얻을 수 있다.

[강판의 인성]

본 발명은, 상기와 같이 성분 조성과 조직을 제어함으로써, 우수한 인성을 갖는 고강도의 강판을 얻을 수 있다. 강판이 우수한 인성을 갖는 것은, 균열의 진전을 억제하는 데에 있어서 중요하다. 구체적으로는, 일반적으로 강판 중에서 가장 낮은 인성을 나타내는 판 두께 1/2 부에서의, -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 : ｖE (-40 ℃) 를 250 J 이상으로 하는 것이 바람직하고, 280 J 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 300 J 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 상기 ｖE (-40 ℃) 의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 흡수 에너지의 최대 흡수의 관점에서, 420 J 이하여도 되고, 400 J 이하여도 된다.

[취성 균열 전파 정지 특성]

상기 서술한 바와 같이, 본 발명의 강판은, 상기 서술한 바와 같이, 소정 집합 조직으로 제어함과 함께, 더욱 페라이트립의 미세화를 도모하는 것에 의해, 소성 변형을 받은 후에도 Kca (-10 ℃) 가 6000 N/㎜^1.5 이상이라는, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 실현할 수 있다.

[인장 강도]

본 발명의 강판의 인장 강도 (TS) 는, 400 ㎫ 급 내지 510 ㎫ 급으로 하는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 본 발명의 효과가 가장 얻어지는 인장 강도이기 때문이다.

[판 두께]

본 발명의 강판의 판 두께는 10 ∼ 45 ㎜ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 본 발명의 효과가 가장 얻어지는 판 두께이기 때문이다.

[제조 방법]

다음으로, 본 발명에 있어서의 강판의 제조 방법의 일 실시형태를 예시하여 설명한다.

본 발명의 강판은, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 소재를 특정한 조건으로 열간 압연함으로써 제조할 수 있다. 구체적으로는, 다음의 (a) 내지 (c) 의 공정을 순서대로 실시하는 것이 중요하다.

(a) 강 소재에, Ac₃ 점 이상 1000 ℃ 이하로 가열을 실시하는 공정.

(b) 이어서, (Ar₃ 점 - 5 ℃) 이하 (Ar₃ 점 - 150 ℃) 이상의 온도 영역에서, 1 패스 당의 압하율의 평균치가 4 ％ 이상 그리고 누적 압하율 50 ％ 이상의 열간 압연을 실시하는 공정.

(c) 추가로, 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각시키는 공정.

또한, 상기 (c) 의 공정 후에, 다음의 (d) 의 공정을 임의로 실시할 수도 있다.

(d) Ac₁ 점 이하의 온도 영역에서의 템퍼링을 실시한다. 구체적으로는, Ac₁ 점 이하의 임의의 템퍼링 온도보다 100 ℃ 이상 낮은 온도까지 냉각시킨 강판을, 다시 승온하여 Ac₁ 점 이하의 온도에서 템퍼링하는 공정.

추가로, 상기 (a) 의 후 공정으로서 상기 (b) 의 공정 전에, 다음의 (e) 의 공정을 임의로 실시할 수도 있다.

(e) 오스테나이트 영역 (구체적으로는 Ar₃ 점 - 5 ℃ 초과 ∼ 상기 (a) 공정에 있어서의 가열 온도 이하) 에서 누적 압하율 30 ％ 이상 98 ％ 이하의 압하를 가하는 공정.

이하, 상기 각 공정 (a) 내지 (e) 에 있어서의 조건의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명에서는, 상기 각 공정 (a) 내지 (e) 에 있어서의 조건 이외의 강판의 제조 조건은 통상적인 방법에 의하면 된다.

[상기 (a) 의 가열 공정]

가열 온도 : Ac₃ 점 이상, 1000 ℃ 이하

열간 압연에 앞서, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를 가열한다. 그 때, 가열 온도가 Ac₃ 점 미만에서는, 페라이트-오스테나이트 2 상 조직이 되게 되어, 판 전체가 불균일한 조직이 되고, 그 후의 압연 공정에서 소기하는 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 가열 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화하여, 본 발명에서 요구하고 있는 결정립의 형상을 실현할 수 없다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도는 Ac₃ 점 이상, 1000 ℃ 이하로 한다. 또한, 강판의 인성 향상의 관점에서는, 상기 가열 온도를 (Ac₃ 점 ＋ 10) ℃ 이상, 980 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 950 ℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 상기 가열 공정에 제공되는 강 소재는, 특별히 한정되지 않고 종래 공지된 임의의 방법으로 제조할 수 있다. 예를 들어, 상기 성분 조성을 갖는 용강을 전로 등으로 용제하고, 연속 주조에 의해 얻은 강편 (슬래브) 을 상기 강 소재로서 사용할 수 있다.

[상기 (b) 의 열간 압연 공정]

이어서, 상기 (b) 의 열간 압연 공정을 실시한다. 이 열간 압연 공정에 있어서는, (Ar₃ 점 - 5 ℃) 이하 내지 (Ar₃ 점 - 150 ℃) 이상의 온도 영역에서, 1 패스 당의 압하율의 평균치가 4 ％ 이상 누적 압하율 50 ％ 이상의 압연을 실시한다.

상기 온도 영역으로 한정하는 이유는, (Ar₃ 점 - 5 ℃) 보다 높은 경우에는 목표로 하는 집합 조직이 얻어지지 않는다. 한편으로, (Ar₃ 점 - 150 ℃) 보다 낮은 온도가 되면 가공 조건이 지나치게 가혹해져 강판의 인성 저하의 원인이 되기 때문이다.

또한, 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 하는 이유는, 50 ％ 미만이 되면, 판 두께 1/2 부의 L 단면에 있어서의 결정립의 10 ％ 이상이 애스펙트비 : 2 이상이고 또한 단축 직경 : 5 ㎛ 이하이다, 라는 목표치의 어느 것을 달성 할 수 없기 때문이다. 또한, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도를 5.5 이상으로 하기 위해서도, 누적 압하율은 50 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 상기 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 인성의 저하를 피한다는 관점에서는, 80 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 1 패스 당의 평균 압하율을 규정하는 이유는, 판 두께 방향에서의 전단 변형 분포를 제어함으로써, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도를 보다 정예화시키기 위함이다. 즉, 상기의 누적 압하율 : 50 ％ 이상에 더하여, 1 패스 당의 평균 압하율을 4 ％ 이상으로 함으로써, {100} ＜011＞ 방위 강도 : 5.5 이상을 확보하는 것이 가능해진다.

본 발명에 있어서는, 상기 (a) 의 후 공정으로서 상기 (b) 의 공정 전에 오스테나이트 영역에서 누적 압하율 30 ％ 이상의 압하를 가함으로써, 추가적인 조직의 미세화를 도모할 수 있다 (상기 (e) 의 공정). 그 결과, 판 두께 1/2 부의 인성값이 300 J 이상으로 높은 값을 얻을 수 있다.

[상기 (c) 의 냉각 공정]

냉각 속도 : 5 ℃/s 이상으로 600 ℃ 이하의 온도까지 냉각

열간 압연이 종료된 강판은, 열간 압연시에 얻어진 집합 조직의 유지라는 관점에서, 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨다. 또한, 상기 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 제조 비용 등의 관점에서 50 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 제조 비용 등의 관점에서 0 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[상기 (d) 의 템퍼링 공정]

템퍼링 온도 : Ac₁ 점 이하

본 발명에서는, 상기 냉각 공정 후에, 템퍼링 온도 : Ac₁ 점 이하에서의 템퍼링 처리를 실시할 수 있다. 그 템퍼링 처리시에는, 당해 템퍼링 온도보다 100 ℃ 이상 낮은 온도까지 냉각시킨 강판을, 다시 승온하고, Ac₁ 점 이하의 온도에서 템퍼링을 실시하는 것이 바람직하다. 템퍼링 온도가 Ac₁ 점보다 높으면, 압연시에 발달시킨 집합 조직을 잃게 되는 경우가 있기 때문이다. 템퍼링 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 이러한 템퍼링의 효과를 얻기 위해서 350 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

이상, 가열 온도, (Ar₃ 점 - 5 ℃) 이하 (Ar₃ 점 - 150 ℃) 이상의 온도 영역에서의 누적 압하율 및 1 패스 당의 평균 압하율, 또한 압연 후의 냉각 속도를 적정하게 제어함으로써, 필요하게 되는 조직 및 집합 조직을 확보할 수 있고, 안정적으로 Kca (-10 ℃) ≥ 6000 N/㎜^3/2 를 달성할 수 있다.

또한, 이상의 설명에 있어서의 강판의 온도는, 방사 온도계로 측정한 강판 표면 온도로 한다.

또한, Ac₃ 점, Ar₃ 점 및 Ac₁ 점에 대해서는, 하기의 경험적인 간이식 (식 1, 식 2 및 식 3) 에 의해 구할 수 있다. 또한, 식 중 [원소 기호] 는, 당해 원소 기호의 원소의 강 중의 함유량 (％) 이다. 또한, 식 2 중의 t 는 강판의 판 두께 (㎜) 로 한다.

실시예

본 발명에 기초하여 제조한, 소성 변형을 받은 후에 있어서도 양호한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 강판의 실시예 (발명 범위를 벗어나는 비교예 포함한다) 를 다음에 나타낸다.

표 1 에, 공시 강의 화학 성분을 나타낸다. 이들 화학 성분을 갖는 강 슬래브로부터, 판 두께 10 ∼ 45 ㎜ 의 강판으로 하는 열간 압연을 실시하고, 얻어진 강판의 특성을 평가하였다. 공시 강판의 제조 조건을 표 2 에 나타낸다. 본 표에는, 계산으로부터 구한 Ac₃ 점 및 Ar₃ 점 온도도 함께 나타낸다.

얻어진 강판의 각각에 대하여, 이하의 방법에 의해, 인성, 인장 강도, 집합 조직, 애스펙트비가 2 이상이고 또한 단축 직경이 5 ㎛ 이하인 페라이트립의 비율 (면적 비율) 및 취성 균열 전파 정지 특성을 평가하였다. 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

[인성]

얻어진 강판의 인성을 평가하기 위해서, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 각 강판의 판 두께 1/2 부의 -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 ｖE(-40 ℃) 를 측정하였다. 상기 샤르피 충격 시험에는, JIS (일본 공업 규격) 에 규정된 4 호 충격 시험편 (길이 55 ㎜, 폭 10 ㎜, 두께 10 ㎜) 을 이용하고, 상기 시험편은, 그 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 평행이 되도록, 그리고, 그 시험편의 두께의 1/2 위치가 채취원의 강판의 두께의 1/2 위치가 되도록 채취하였다. 또한, 두께가 10 ㎜ 인 강판에 대해서는, 표면의 스케일 (흑피) 을 제거하고 그대로 시험편으로 하였다.

[인장 강도]

얻어진 강판의 임의의 지점으로부터, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 수직으로, 또한 시험편의 중앙이 강판의 판 두께 1/2 부가 되도록, JIS 14B 호 시험편을 채취하였다. 상기 시험편을 사용하여, JIS Z2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 구하였다.

[집합 조직]

얻어진 강판의 집합 조직을 평가하기 위해서, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도를, 이하의 방법으로 측정하였다. 먼저, 판 두께 1/2 부를 포함하는 두께 1 ㎜ 의 샘플을 채취하였다. 이어서, 채취된 샘플의 판면에 평행하게 기계 연마·전해 연마를 실시하여, 판 두께 1/2 부를 연마면으로 하여, X 선 회절용의 시험편으로 하였다.

얻어진 시험편의 각각에 대하여, Mo 선원을 사용한 X 선 회절 장치를 사용하여 X 선 회절 측정을 실시하고, (200), (110), 및 (211) 정극 점도를 구하였다. 얻어진 정극 점도로부터 3 차원 결정 방위 밀도 함수를 산출함으로써, {100} ＜011＞ 방위 강도의 랜덤 강도에 대한 비를 산출하였다.

[강판의 조직]

판 두께 방향 및 압연 방향에 평행한 면에서 판 두께 1/2 부를 포함하는 시료를 채취하였다. 이어서, 상기 시료의 표면을 경면 연마하여 판 두께 1/2 부를 연마면으로 한 후, 에칭에 의해 이러한 연마면의 금속 조직을 출현시켰다. 이어서, 그 금속 조직의 광학 현미경 사진을 촬영하고, 구적법에 준거하여 페라이트상 및 펄라이트상의 면적률을 구하였다. 추가로, 상기 금속 조직에 있어서의 결정립의 개수 및, 그 결정립의 애스펙트비 및 단축 직경을 구하여, 애스펙트비가 2 이상이고 또한 단축 직경이 5 ㎛ 이하가 되는 결정립의 비율을 산출하였다. 또한, 결정립의 애스펙트비 및 단축 직경의 측정은, 상기 시료의 광학 현미경 사진에 있어서의 판 두께 1/2 부를 중심으로 하는 500 × 500 ㎛ 의 영역에 있어서, 화상 해석에 의해, 그 영역 내의 각 결정립의 단축 및 장축의 길이를 구하여, 상기한 범위의 결정립의 존재 비율을 구하였다.

[취성 균열 전파 정지 특성]

취성 균열 전파 정지 특성을 평가하기 위해서, 압연인 채의 강재와 10 ％ 예비 변형을 부여한 강재에 대하여, 온도 구배형 표준 ESSO 시험을 실시하여, 상기 강판의 0 ℃ 및 -10 ℃ 에 있어서의 Kca 값을 구하였다. 또한, 상기 온도 구배형 ESSO 시험에는, 전체 두께 그대로 제공하였다.

표 3 에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 No.1 ∼ 8, 19 ∼ 23, 28, 30, 33, 34 는, 10 ％ 의 소성 변형을 부여한 후에도 Kca (0 ℃) 및 Kca (-10 ℃) 가 6000 N/㎜^1.5 이상의 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 나타냈다. 한편, 본 발명을 벗어나는 비교예의 No.9 ∼ 18, 24 ∼ 27, 29, 31, 32, 35, 36 은, 소성 변형을 받은 후의 취성 균열 전파 정지 특성, 특히 Kca (-10 ℃) 가 불충분하다.

또한, 상기한 실시예는, 후판 압연으로 제조한 강판에 대하여 본 발명을 적용한 예시이지만, 본 발명은, 다른 강재 제조 프로세스에 있어서도 적용할 수 있다.

Claims

질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.20 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하 및 Al : 0.01 ∼ 0.08 ％ 를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 페라이트가 면적률로 50 ％ 이상을 차지하는 조직을 갖고, 상기 조직은, 판 두께 1/2 부에 있어서의 {100} ＜011＞ 방위 강도가 5.5 이상 및, 그 판 두께 1/2 부에 있어서의 페라이트상의 결정립의 10 ％ 이상이 애스펙트비 : 2 이상이고 또한 단축 직경 : 5 ㎛ 이하이며, 추가로 10 ％ 의 변형을 부여 후의 그 강판의 Kca (-10 ℃) 가 6000 N/㎜^1.5 이상인 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.01 ∼ 0.5 ％, Ni : 0.01 ∼ 1.5 ％, Cr : 0.01 ∼ 0.5 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％, V : 0.001 ∼ 0.100 ％, B : 0.0030 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하 및 REM : 0.010 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 소재에, 적어도, Ac₃ 점 이상, 1000 ℃ 이하로 가열을 실시하는 (a) 공정과, 이어서, (Ar₃ 점 - 5 ℃) 이하, (Ar₃ 점 - 150 ℃) 이상의 온도 영역에서, 1 패스 당의 평균 압하율이 4 ％ 이상 7.8 ％ 이하 그리고 누적 압하율 50 ％ 이상의 압연을 실시하는 (b) 공정과, 그 후, 냉각 속도 5 ℃/s 이상으로 600 ℃ 이하의 온도 영역까지 제어 냉각시키는 (c) 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 (c) 공정 후에, Ac₁ 점 이하의 온도 영역에서의 템퍼링을 실시하는 강판의 제조 방법.