KR100712794B1 - 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 양호한 모재 인성이나 대입열 용접성을 확보하면서 균일 신도를 향상시켜, 강도-연성 균형이 우수한 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에 따른 강도-연성 균형이 향상된 후강판은, C: 0.01 내지 0.10%, Si: 0.05 내지 2.0%, Mn: 1.5 내지 7.0%, Al: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), Ti: 0.002 내지 0.1%, N: O.001 내지 O.01%를 각각 함유하고, 잔부가 실질적으로 철 및 불가피 불순물인 후강판을, 열간 압연후에 (T_hold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100으로 5 내지 50의 범위가 되는 가열 온도 T_hold로 가열 유지하는 열처리를 행하여, 후강판 조직에 있어서의 잔류 γ의 분율이 1.0 내지 30%이며, 또한, 이 잔류 γ의 분율을 특정한 KTP값을 만족시키도록 하여 제조된다.

Description

강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법{THICK STEEL PLATE EXCELLENT IN STRENGTH-DUCTILITY BALANCE AND WELDING PROPERTY, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한, 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래부터, 선박, 해양 구조물, 교량, 건축 구조물 등의 대형 구조물에는, 경량화가 지향되고 있고, 이들 건축, 구조용의 후강판에는, 590 MPa급 이상의 고강도 후강판이 요청되고 있다. 이러한 고강도 후강판에는, 특히 건축 구조물이나 강철 구조물의 내진성을 향상시킨다고 하는 관점에서, 균일 신도가 높은 것도 요구된다. 이 균일 신도는, 강판이 파단에 이르기까지의 도중에서 국부 수축이 시작하기까지의 신도를 의미하며, 강판이 변형할 때의 안정성의 지표가 되는 것으로, 균일 신도의 값이 높은 쪽이 양호한 내진성이 얻어진다고 되어 있다.

이 균일 신도를 향상시키는 수단으로서는, 오스테나이트의 변태 유기 소성(變態誘起塑性; 이하, 「TRIP」라고 한다)을 이용하여, 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 량을 증가시키는 것이 종래부터 알려져 있다.

예컨대, 자동차나 각종의 산업 기계에 사용되는 고강도 부재의 소재로서의 열연 고장력 강판의 분야에서는, 프레스 가공 등의 성형 가공에 의해서 소정의 형상으로 가공되기 위해 강도-연성 균형이 우수한 강판이 요구된다. 이 때문에, 바람직한 조직의 미세화와 잔류 오스테나이트의 TRIP 현상을 조합한 고강도이면서 강도-연성 균형이 우수한 강철의 제조 방법이, 예컨대, 일본 특허공개 1988-4017호 공보(특허청구의 범위), 일본 특허공개 1997-87798호 공보(특허청구의 범위) 및 일본 특허공개 1997-104947호 공보(특허청구의 범위) 등에 개시되어 있다.

또한, 일본 특허공개 2004-131833호 공보(특허청구의 범위)에서는, 강도-연성 균형이 우수함과 동시에 화성 처리를 실시할 수 있는 열연 고장력 강판으로서, C를 0.05 내지 0.30% 함유하는 열연 고장력 강판에 대하여, 부피 비율로 오스테나이트를 15% 이상 함유하고, 잔부가 실질적으로 평균 결정 입경이 1.5 내지 3μm인 폴리고널 페라이트로 이루어지는 것이 제안되어 있다.

이들 일본 특허공개 1988-4017호, 1997-87798호, 1997-104947호 및 2004-131833호는, 대입열 용접된 후강판와는 달리, 자동차나 각종의 산업 기계에 사용되는 강판으로, 대입열 용접시의 HAZ 인성 등은 당연히 고려하지 않고 있다. 이 때문에, 당연히, 대입열 용접시의 HAZ 인성이 낮아, 건축물이나 교량 등의 대형 구조물용의 후강판에는 적용할 수 없다. 또한, 조직으로서도, 폴리고널 페라이트는 고강도 후강판의 강도-연성 균형이나, 내용접 균열성이나 대입열 HAZ 인성을 저하시킨다.

또한, 균일 신도를 향상시키기 위해 잔류 γ를 증가시키면, 섬상 마텐사이트도 증가하여 모재 인성이 저하되는 것도 문제가 된다.

반면, 대입열 용접된 후강판에 있어서도, 양호한 모재 인성을 확보하면서 균일 신도를 향상시키는 기술로서, 일본 특허공개 2003-160835호 공보(특허청구의 범위, 표 3)에서는, C: 0.010 내지 0.06%의 590 MPa급 고장력 후강판에 있어서, 0.5부피% 이상의 잔류 오스테나이트를 존재시킴과 동시에, 섬상 마텐사이트 분율을 20부피% 이하로 하고, [Mn] + 1.5×[Cr] + 2×[Mo]로 표시되는 KP치(%)를 특정 범위로 하는 것이 제안되어 있다.

그러나, 상기 일본 특허공개 2003-160835호는, 그 실시예 표 3과 같이, 인장강도 618 MPa에서 균일 신도가 13.1% 정도로, 인장 강도의 비율로는 연성이 낮고, 강도-연성 균형(인장 강도× 균일 신도)도 낮은 수준 밖에는 안 된다.

이러한 것으로부터, 590 MPa급 이상의 고강도 후강판에 있어서는, 양호한 모재 인성이나 대입열 용접성을 확보하면서, 균일 신도를 향상시켜, 강도-연성 균형이 우수한 후강판이 요망되고 있는 것이 실상이다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 양호한 모재 인성이나 대입열 용접성을 확보하면서, 균일 신도를 향상시켜, 강도-연성 균형이 우수한 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

이 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판의 요지는, 질량%로, C: 0.01 내지 0.10%, Si: 0.05 내지 2.0%, Mn: 15 내지 7.0%, Al: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), Ti: 0.002 내지 0.1%, N: 0.001 내지 0.01%를 각각 함유하고, 잔부가 실질적으로 철 및 불가피 불순물인 후강판으로서, 후강판 조직에 있어서의 잔류 γ의 분율이 1.0 내지 30% 이며, 또한, 이 잔류 γ의 분율이 하기 KTP값을 만족시키는 것이다.

KTP값= -3.14×10³ + 163×〔γ_R 분율〕+ 5.09×10⁵×(1/Ms〔γ_R〕)≥0.

단, Ms〔γ_R〕은, 잔류 γ의 Ms 점(마텐사이트 변태 개시 온도)이고,

Ms〔γ_R〕= 550 - 361〔% C(γ_R)〕- 39〔%Mn〕- 20〔%Cr〕- 17〔%Ni〕- 10〔%Cu〕- 5〔%Mo〕로 표시된다.

단, % C(γ_R)은 잔류 γ중의 C량이다.

한편, 상기 Ms〔γ_R〕의 식에 있어서, 본 발명에서는 선택적인 첨가 원소인 Cr, Ni, Cu, Mo의 양이 포함되고, 고려되고 있다. 이는, Cr, Ni, Cu, Mo를 선택적으로 실질량 포함하는(첨가한다) 경우뿐만이 아니라, 계측 가능한 불순물량 수준으로서 포함하는 경우도, 엄밀하게는 Ms〔γ_R〕의 값에 영향을 주기 때문에, 중요한 Ms〔γ R〕의 계산에 있어서 고려해야 한다는 인식으로부터 온 것이다.

또한, 이 목적을 달성하기 위해서, 본 발명의 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판의 제조 방법의 요지는, 청구항 1 내지 6에 기재된 어느 것인가의 성분 조성으로 이루어지는 강철 소재를, 가열하여 열간 압연후에 강제 냉각을 수행하고, 그 후, (T_hold-A_el)/(A_e3-A_e1)×100이 5 내지 50의 범위가 되는 가열 온도 T_hold로 가열하여 유지하는 열처리를 실시하는 것이다.

본 발명에서는, 고강도인 590 내지 780 MPa급의 후강판에 있어서, 균일 신도를 향상시키기 위해서 잔류 γ량을 증가시키거나 확보하는 점은, 상기 종래 기술과 공통적이다.

그러나, 본 발명에서는, 또한, 잔류 γ중의 C량을 많게 하여(C 농도를 높게 하여), 잔류 γ의 안정성을 확보한다. 이것에 의해서, 잔류 γ의 분율(량)과 잔류 γ의 안정성의 균형을 이룰 수 있어, 균일 신도를 향상시켜, 우수한 강도-연성 균형을 확보할 수 있다. 또한, 섬상 마텐사이트의 증가도 억제하여, 인성을 확보할 수 있다.

따라서, 본 발명에 있어서의 상기 KTP값는, 잔류 γ의 안정성의 지표, 오스테나이트의 변태 유기 소성(「TRIP」) 효과의 지표, 또는 강도-연성 균형의 지표라고 말할 수 있는 것이다.

상기한 일본 특허공개 2003-160835호의 강도-연성 균형(인장 강도× 균일 신도)이 낮은 것은, 잔류 γ의 분율(량)은 확보하고 있지만, 잔류 γ중의 C량이 적기 때문에, 잔류 γ가 불안정하게 되어 있기 때문이라고 미루어 생각된다.

본 발명의 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판은, 이와 같이, 양호한 모재 인성이나 대입열 용접성을 확보하면서, 균일 신도를 향상시켜, 강도-연성 균형이 우수하여, 양호한 내진성이 얻어진다. 이 결과, 선박, 해양 구조물, 교량, 건축 구조물 등의 대형 구조물 등에 사용되기에 알맞다.

우선, 본 발명의 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판은, 주상(主相)이 되는 조직은 베이나이트(bainite)로 한다. 베이나이트 조직은, 양호한 모재 인성이나 대입열 용접성을 확보하면서, 균일 신도 향상, 양호한 강도-연성 균형, 양호한 내진성 등을 전제로서 보장한다. 이 때문에, 후강판은 잔류 γ를 포함하는 베이나이트 주체의 조직인 것이 바람직하다.

그러나, 제조상의 비용이나 한계 등으로부터, 이 베이나이트 이외에, 상기 특성을 저해하지 않는 범위로, 폴리고널 페라이트(polygonal ferrite)나 마텐사이트(martensite) 또는 세멘타이트(cementite)의 생성 내지 혼재는 허용한다. 단지, 이들 조직은, 강도-연성 균형을 저하시키기 때문에 될 수 있는 한 적은 편이 바람직하다. 특히, 압연후의 냉각 과정에서 생성 내지 혼재하기 쉬운 폴리고널 페라이트는, 강도-연성 균형이나, 내용접 균열성이나 대입열 HAZ 인성의 개선의 점에서, 후강판 조직의 분율을 15% 이하로 하는 것이 바람직하다.

이들 폴리고널 페라이트, 베이나이트 등의 변태 조직의 분율(부피 분율)에 관해서는, 각 강판의 판두께 1/4 부위에 대하여, 표면 연마후, 3% 나이탈(nital) 부식액으로 부식한 후, 광학 현미경으로 조직을 관찰하고(배율: 1000배), 50μ각의 영역을 n= 10으로 촬영하여, 포인트 카운팅법 등의 화상 해석에 의해서 측정한다.

(잔류 γ)

다음에 본 발명에 있어서 후강판 조직 중의 잔류 γ규정에 대하여 이하에 설명한다. 본 발명의 후강판 조직에 있어서의 잔류 γ의 분율은, 우수한 강도-연성 균형을 얻는 전제로서, 부피 분율로 1.0 내지 30%로 한다. 잔류 γ의 분율이 1.0% 미만으로서는, 잔류 γ의 「TRIP」 효과가 발휘되지 않는다. 그 결과, 전제로서, 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판에 있어서, 인장 강도× 균일 신도가 14000 이상인 우수한 강도-연성 균형이 얻어지지 않는다. 한편, 잔류 γ의 분율이 30%를 넘은 경우, 섬상 마텐사이트가 증가하기 쉽게 되어, 인성이 저하된다.

(KTP값)

본 발명에서는, 또한, 상기한 바와 같이, 잔류 γ중의 C량을 많게 하여(C 농도를 높게 하여), 잔류 γ의 안정성을 확보한다. 이에 의해, 잔류 γ의 분율(량)과 잔류 γ의 안정성의 균형을 이룰 수 있어, 균일 신도를 향상시킬 수 있다. 이 결과, 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판에 있어서, 인장 강도×균일 신도가 14000 이상인 우수한 강도-연성 균형을 확보할 수 있다.

잔류 γ의 Ms점(마텐사이트 변태 개시 온도)은 잔류 γ의 안정성을 나타내며, 잔류 γ중의 C량 수준이 높을수록, 또한, Mn, Cr, Ni, Cu 등의 각 양이 많을 수록, 하기 Ms〔γ_R〕식과 같이 잔류 γ의 Ms점인 Ms〔γ_R〕는 저하되어, 잔류 γ가 안정화한다.

그리고, 하기 KTP값 식과 같이, 이 Ms〔γ_R〕가 낮을 수록, 또한, γ_R 분율이 높을수록, 이 Ms〔γ_R〕의 역수와 γ_R 분율과의 합이 되는 KTP값은 O보다도 커진 다. 따라서, 하기 KTP값은 잔류 γ의 안정성의 지표, 또는, 오스테나이트의 변태 유기 소성(「TRIP」) 효과의 지표, 또, 강도-연성 균형의 지표라고 말할 수 있다. 잔류 γ의 분율(량)과 잔류 γ의 안정성을 균형 맞출 수 있다.

한편, 상기 KTP값이 0 미만이면, 잔류 γ중의 C량 수준이 저하되어, 잔류 γ의 Ms점인 Ms〔γ_R〕가 상승하여, 잔류 γ가 불안정화한다. 이 때문에, 강도-연성 균형이 저하된다.

KTP값= -3.14×10³+ 163×〔γ_R 분율〕+ 5.09×10⁵×(1/Ms〔γ_R〕)≥ 0

단, Ms〔γ_R〕은, 잔류 γ의 Ms 점(마텐사이트 변태 개시 온도)이고

Ms〔γ_R〕= 550- 361〔%C(γ_R)〕-39〔%Mn〕-20〔%Cr〕-17〔%Ni〕-10〔%Cu〕-5〔%Mo〕로 표시된다.

단, %C(γ_R)은 잔류 γ중의 C량이다.

이 KTP값의 식 자체는, 잔류 γ(γ_R)의 양과 잔류 γ의 안정성이 「TRIP」 감소에 미치게 하는 영향을 정량적으로 평가하기 위해서, 잔류 γ의 양과 잔류 γ의 안정성(잔류 γ의 Ms점에서 대체)을 변화시킨 여러 가지 샘플을 만들어 넣어, 이들 샘플에서 수득된 TS(인장 강도)× EL(균일 신도)와 상기 각 파라미터로부터 중회귀식을 작성하여 TS×EL= 14000이 되는 조건(강도-연성 균형의 임계 조건)이 0이 되도록 규격화한 식이다.

(잔류 γ의 계측)

상기 잔류 γ의 분율은, 강판의 판두께 1/4 부위에 대하여, 강판 조직의 X선 회절 측정으로부터 계측할 수 있다. 즉, 예컨대, X선 회절 측정 장치(리가쿠 덴키(理學電氣)제 RAD-RU300)를 이용하여, 타겟을 Co, 타겟 출력을 40kV-200mA로 하고, 강판 조직의 X선 회절 피크를 구하여, 리베르트법에 의해 이론 강도비를 계산에 의해서 구하여, 잔류 γ량(Vγ량)을 측정한다.

또한, 상기 잔류 γ중의 C량(C 농도)인 %C(γ_R)는, 강판 시료에 표준 물질로서 Si를 도포하고, 상기 X선 회절 측정하여, Si, 잔류 γ(γ_R)의 X선 회절 피크 위치를 결정한다. 이 피크 위치를 이용하여, 잔류 γ의 격자 정수 a_O를 측정한다. 사용 피크는 (111), (200), (220), (311)으로 한다.

그리고, 이 격자 정수 a₀로부터, 「D. J. Dyson et al., Journal of The Iron and Steel Institute, (1970) p 469 내지 474」에 기재된 다음 식의 계산식에 의해, 잔류 γ중의 C량(C 농도)을 구한다. 다음 식의 계산식은, 잔류 γ중의 C량에 대하여, 강판 중에 포함되는 다른 탄화물 형성 원소를 마이너스 인자로서 계산하는 것이다.

%C(γ_R)=(a₀ - 3.578 - 0.00095×%Mn + O.0002×%Ni - 0.0006×%Cr - 0.022×%N - 0.0056×%Al - 0.0004×%Co - 0.0015×%Cu - 0.0031×%Mo - 0.0051×%Nb - 0.0039×%Ti - 0.0018×%V - 0.0018×%W)/0.033

(후강판의 조성)

본 발명의 후강판의 조성(단위: 질량%)에 대하여, 각 원소의 한정 이유를 포함해서 이하에 설명한다. 본 발명의 후강판의 상기 조직을 제어하여, 양호한 모재 인성이나 대입열 용접성을 확보하면서, 균일 신도를 향상시켜, 강도-연성 균형이 우수하고 양호한 내진성을 얻는 전제로서, 본 발명의 후강판의 조성은 하기에 나타내는 범위 내로 하여 규정된 방법으로 제조하는 것이 유효하다.

즉, 질량%로 C: 0.01 내지 0.10%, Si: 0.05 내지 2.0%, Mn: 1.5 내지 7.0%, Al: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), Ti: 0.002 내지 0.1%, N: 0.001 내지 0.01%를 각각 함유하고, 잔부가 실질적으로 철 및 불가피 불순물인 후강판으로 한다.

이하, 각 원소량을 규정한 이유에 대하여 상술한다.

C: 0.01 내지 O.10%.

C(탄소)는 「TRIP」효과를 발휘시켜, 잔류 γ중의 C량을 많게 하여(C 농도를 높게 하여), 잔류 γ의 안정성을 확보하여 상기 KTP값을 0 이상으로 하고, 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판에 있어서, 인장 강도×균일 신도가 14000 이상인 우수한 강도-연성 균형을 확보하기 위해서 중요한 원소이다. 또한, C은 용접시의 HAZ 부의 내용접 균열성이나, 대입열 HAZ 인성과, 모재의 강도 확보에도 유효하다.

이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 적어도 O.01%가 필요하고, C 함유량이 O.01% 미만이면, 「TRIP」효과가 발휘되지 않고, 잔류 γ중의 C량이 적어져 잔류 γ의 Ms점인 Ms〔γ_R〕가 상승하여, 잔류 γ가 불안정하게 되고, 상기 KTP값이 0 미만이 된다. 이 때문에, 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판에서,인장 강도×균일 신도가 14000 이상인 우수한 강도-연성 균형을 확보할 수 없게 된다.

한편, C량이 0.10%를 초과하여 과잉이 되면, 고냉각 속도측에서 저온 변태 베이나이트가 아닌 마텐사이트가 생성되게 되어, 도리어 내용접 균열성 및 대입열 HAZ 인성이 개선되지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.01 내지 0.10%, 바람직하게는 0.02 내지 0.08%의 범위로 한다.

Si: 0.05 내지 2.0%.

Si는, 세멘타이트 형성의 억제 효과가 있어, 강도-연성 균형을 향상시킨다. 또한, 고용 강화하여 모재 강도의 확보에 기여한다. 이것의 효과는, 0.05% 이상, 바람직하게는 0.2% 이상의 함유로 발휘된다. 한편, 2.0%을 초과하여 과잉으로 포함되면, 모재 인성과 HAZ 인성이 함께 저하된다. 이 때문에, Si 함유량은 0.05 내지 2.0%, 바람직하게는 0.2 내지 2.0%의 범위로 한다.

Mn: 1.5 내지 7.0%.

Mn은 강철의 담금질성을 개선하는 작용을 가짐과 동시에, 고냉각 속도 내지 저냉각 속도로 저온 변태 베이나이트를 생성하기 쉽게 한다. Mn 함유량이 1.0% 미만이면, 원하는 담금질성 개선 작용이 발휘되지 않고, 잔류 γ가 불안정화하여, 모재 강도도 부족하게 되기 때문에, 강도-연성 균형이 저하된다. 한편, 7.0%을 초과하여 과잉으로 함유시키면, HAZ 인성이 열화한다. 따라서, Mn 함유량의 범위는 1.5 내지 7.0%의 범위, 바람직하게는 2.0 내지 60%의 범위로 한다.

Al: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다).

Al은 고용하고 있는 질소를 AlN으로서 고정하고, 또한 고용 강화에 의해 강 도-연성 균형을 높인다. 한편, Al이 0.1%를 초과하여 과잉으로 포함되면, 고용 강화가 지나쳐서 인성 등의 모재 특성을 저하시킨다. 이 때문에, Al 함유량은 질소량에 의해 정해지고, 질소가 없는 경우에는, 특별히 함유할 필요가 없어진다. 따라서, Al 함유량은 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), 바람직하게는 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 한다.

Ti(전체량): 0.002 내지 0.1%.

Ti는 질소와 질화물을 형성하거나, 산소와 산화물을 형성하여, 대입열 용접시에서의 HAZ부의 γ립을 미세화함으로써 HAZ 인성 개선에 기여하는 점에서 유용하다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti(전체량)으로 0.002% 이상 함유시킨다. 한편, Ti량이 Ti(전체량)로 0.1%를 초과하여 과잉이 되면, Ti 질화물이나 Ti 산화물이 과다 또는 조대하게 되어, 도리어 HAZ 인성과 모재 인성이 함께 열화한다. 따라서, 전 Ti 함유량(전체량)은 0.002 내지 0.1%, 바람직하게는 0.005 내지 0.05%의 범위로 한다.

N: 0.001 내지 0.01%.

N(질소)은, Ti는 질소와 질화물을, 또는 산소와 산화물을 형성하여, 대입열 용접시에서의 HAZ 부의 γ립을 미세화함으로써 HAZ 인성 개선에 기여하는 점에서 유용하다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.001% 이상 함유시킨다. 한편, N량을 0.01%을 초과하여 과잉으로 함유시키면, 모재 인성과 HAZ 인성을 함께 열화시킨다. 따라서, N 함유량은 0.001 내지 0.01%, 바람직하게는 0.0030 내지 0.0080%의 범위로 한다.

이하에, 선택적으로 함유시키는 원소에 대하여 설명한다.

Cr, Ni, Cu 및 Mo 중 어느 1종 또는 2종 이상.

Cr, Ni, Cu 및 Mo는, 함께, 상기 KTP값에 있어서의 Ms〔γ_R〕의 식에서 마이너스항으로 되어 잔류 γ를 안정화시켜, 강도-연성 균형을 높인다. 이 효과를 발휘시키는 경우에는, Cr, Ni, Cu 및 Mo 중 어느 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 합계로 0.2% 이상 함유시킨다.

한편, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 합계로 5%를 초과하여 과잉으로 함유시키면, 잔류 γ가 지나치게 안정하게 되어, 도리어「TRIP」 효과를 얻을 수 없게 된다. 따라서, Cr, Ni, Cu 및 Mo 중 어느 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유시키는 경우는, 합계로 0.2 내지 5%, 바람직하게는 합계로 0.5 내지 3.0%의 범위로 한다.

B: 0.0005 내지 0.0050%.

B는 압연후의 냉각 과정에서의 폴리고널 페라이트의 형성을 억제하여, 모재 강도를 확보한다. 또한, 강철 조직을 미세화하여 모재 인성을 개선하는 효과가 있다. 이 효과는 0.0005% 이상의 함유로 발휘된다. 한편, B 함유량이 0.0050%를 초과하면, 이들의 효과가 포화한다. 따라서, B 함유량은 0.0005 내지 0.0050%의 범위로 한다.

Nb, V, Zr 및 W 중 어느 1종 또는 2종 이상.

Nb, V, Zr 및 W는 탄화물(MC)을 형성하여 모재 강도를 높이는 효과가 있다. 이 효과를 발휘시키는 경우에는, Nb, V, Zr 및 W 중 어느 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 합계로 0.01% 이상 함유시킨다.

한편, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5%를 초과하여 과잉으로 함유시키면, 도리어 MC가 많아져, 강철중의 자유 탄소가 감소하여, 잔류 γ의 안정성을 저하시킨다. 따라서, Nb, V, Zr 및 W 중 어느 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유시키는 경우는, 합계로 0.01 내지 0.5%의 범위로 한다.

REM: 0.001 내지 0.1%.

REM은 MnS 등의 황화물 등의 개재물을 미세화시켜 HAZ 인성을 개선한다. 이 효과를 발휘시키는 경우에는, 선택적으로 0.001% 이상 함유시킨다. 그러나, REM은 0.1%을 초과하여도 효과가 포화한다. 따라서, REM을 선택적으로 함유시키는 경우는 O.001 내지 O.1%의 범위로 한다.

다음에, 불가피 불순물에 대하여 이하에 설명한다. 상기 이외의 원소는 불순물이며, 후강판 특성을 저해하지 않는 범위에서의 함유를 허용한다. 예컨대, P(인)나 S(황)도 불가피 불순물로서 존재하는 원소이며, 용접성이나 모재 인성을 저하시키는 등의 악영향을 미치게 한다. 따라서 P는 0.020% 이하, S는 0.010% 이하로 억제하는 것이 좋다.

(제조 방법)

본 발명의 후강판은, 열간 압연을 포함해서, 공정 자체는 통상적 방법으로 제조할 수 있다. 즉, 전로 등의 통상의 용제법으로 용제하고, 이어서 연속 주조법 등의 통상의 주조법으로 소정 치수의 강철 소재(슬래브)로 한다. 강철 소재(슬래 브)는 통상의 후강판의 제조 방법대로, 가열후, 열간 압연을 행하여 압연 방향에 따르는 집합 조직의 발달을 저지하여, 열간 압연 종료시에 재결정화한 조직으로 한다. 열간 압연 종료후의 강판은 수(水) 담금질을 실시한다. 그 후, 강판의 뜨임(tempering)을 행하여 제품 후강판으로 한다.

압연 조건은 특별하게 한정되지 않지만, 바람직하게는 1000 내지 1200℃로 가열후, 마무리 압연 온도를 700 내지 900℃로 하여 압연한다. 이러한 저온 압연에 의해서, 후술하는 2상역에서의 열처리후의 조직을 미세화할 수 있어 모재 인성 등의 특성을 향상할 수 있다.

또한, 압연후의 수 담금질 등의 강제 냉각에 있어서의 냉각 속도는 1.0 내지 20℃/s로 냉각하는 것이 바람직하다. 이와 같이 냉각 속도를 높여, 베이나이트의 분율을 높임으로써 후술하는 2상역에서의 열처리후의 조직을 미세화할 수 있어 모재 인성 등의 특성을 향상할 수 있다.

상기 조직의 조건을 만족하기 위해서는, 특히, 상기 열처리(뜨임, 템퍼링)시의 온도 조건에 주의한다. 열처리의 온도는, Ae1과 Ae3의 사이의, α+γ 2상역에 과열(過熱)한다. 구체적으로는, 열처리의 온도(가열 온도: T_hold: ℃)가, (T_hold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100(%)가 5 내지 50%의 범위가 되도록 가열하고 유지한다. 이 온도로 유지함으로써, 미세한 오스테나이트를 만들어 넣어, 그 후, 실온까지 냉각했을 때에 잔류 γ를 부피 분율로 1.0 내지 30% 형성시킨 베이나이트 조직으로 할 수 있다. 한편, 유지 시간은, 이들 효과가 얻어지기에 충분한 시간으로 하지만, 3분 이상 유지하는 것이 바람직하다.

가열 온도: T_hold가, (T_hold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100으로 5% 미만이 되어, Ae1 미만의 α+ θ역으로 된 경우, 실온까지 냉각했을 때에, 부피 분율로 1.0% 이상의 충분한 양의 잔류 γ가 확보될 수 없다.

한편, 열처리의 온도가, (T_hold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100으로 50%를 초과하여, Ae3을 넘어 γ역이 된 경우, 실온까지 냉각했을 때에, 잔류 γ가 부피 분율로 30%를 초과하여 잔류 γ중에의 탄소의 농화가 충분해질 수 없기 때문에, 잔류 γ의 안정성이 저하되어, 도리어 잔류 γ의 충분한 양의 확보를 할 수 없게 된다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론, 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 전기, 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위로 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 어느 것이나 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

<실시예>

표 1(발명예 A 내지 P 및 비교예 Q 내지 W)에 나타내는 화학 성분 조성의 강철을 진공 용해하여 150 kg 주괴를 작성했다. 이 주괴를 표 2에 나타내는 압연 조건에서 다(多)패스 압연 및 강제 냉각하여 판두께 30 mm의 강판을 수득했다. 이 강판을 표 2 및 표 3에 나타내는 2상역 열처리 조건에서 열처리(가열 시간은 공통하여 약 1시간)하여 공시재로 하였다. 한편, 표 1에는, 각 강판의 Ae1과 Ae3를 열역학 소프트웨어인 써모캘크(Thermocalc)로 계산한 값을 기재하고 있다.

또한, 표 2의 2상역 열처리의 가열 조건에는, 표 3에 기재된 이 2상역 열처리에서의 가열 온도(T_hold: ℃)의 조건식, (T_hold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100(%)의 값을 가열 온도의 오차에 근거하는 오차 범위(±%)와 함께 기재하고 있다.

이렇게 하여 얻은 강판으로부터 시료를 채취하여, 표 3에 나타낸 바와 같이, 후강판 조직에서 폴리고널 페라이트의 부피 분율(α분율: %), 잔류 γ의 분율(γ_R 분율: %), 잔류 γ중의 C량〔C(γ_R):%〕, 잔류 γ의 Ms점(Ms〔γ_R〕: ℃), KTP값을 각각 상기한 측정 방법이나 계산 방법으로 구했다. 또한, 잔부의 조직이 베이나이트 주체인지 여부도 확인했다.

그리고, 같은 시료의 모재 인장 특성, 용접성을 측정했다. 이들 결과를 표 3에 나타낸다.

(모재 인장 특성)

상기 시료로부터 JIS 4A호 시험편을 채취하여, JIS Z2241에 준한 인장 시험을 행하여 강판의 인장 강도(TS: MPa), 및 균일 신도(EL: 하중이 최대치로부터 5% 저하될 때의 변형량 uE(5% down)을 구했다. 또한, TS×EL의 강도-연성 균형도 구했다. 여기서, 강도-연성 균형(MPa%)은 14000 이상인 것이 우수하다고 평가했다.

(모재 인성)

판두께 t/4의 깊이 부분으로부터 샤르피 시험편을 잘라 내고 JIS Z2242에 준한 샤르피 충격 시험을 하여, 0℃에서의 인성(vE₀: J)을 측정했다. 그리고 vE₀가 11OJ 이상인 경우를 모재 인성이 우수하다고 평가했다.

(용접 이음새 인성)

상기 시료로부터 잘라 낸 시험편(크기 12.5 mm× 32 mm× 55 mm)를 1400℃ 및 1200℃로 가열하고, 상기 온도에서 5초간 유지한 후, 800℃에서 500℃까지 730초간 냉각하는 열사이클(5 kJ/mm의 입열로 SAW 용접했을 때의 HAZ의 열이력에 상당)을 실시했다. 이들 각 시험편으로부터 샤르피 시험편을 채취하고, JIS Z2242에 준한 샤르피 충격 시험을 하여, 0℃에서의 인성(vE₀:J)을 측정했다. 그리고 vE₀가 100 J 이상인 경우를 용접 이음새 인성이 우수하다고 평가했다.

표 1 내지 3으로부터 분명하듯이, 발명예 1 내지 17은 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 발명예 A 내지 P의 강철을 이용함과 동시에, 표 2에 있어서의 1과 2의 바람직한 2상역 열처리의 제조 조건 범위에서 제조되어 있다. 이 때문에, 후강판 조직에 있어서의 잔류 γ의 분율이 1.0 내지 30%의 범위이며, 또한, 이 잔류 γ의 분율이 하기 KTP 값을 만족시키는 것이다. 또한, 발명예 1 내지 17의 강판 조직은, 표 3의 γ_R 분율(잔류 γ의 분율)과, α분율(폴리고널 페라이트의 분율)을 제외한 잔부는 베이나이트로, 베이나이트를 주체로 하는 조직이었다.

이 결과, 590 MPa급 이상의 고강도 후강판에 있어서, 14000 MPa% 이상의 강도-연성 균형이 얻어지고 있다. 또한, 모재 인성도 우수하다. 또한, 열사이클 특성도 1OOJ 이상의 인성이 얻어지고, 용접 이음새 인성 등, 용접성도 우수하다.

이들 결과는, 고강도인 590 내지 780 MPa급의 후강판으로서 건축 구조물이나 강철 구조물에 사용되는 경우 양호한 내진성이 얻어짐을 나타내고 있다.

이것에 대하여, 비교예 18 내지 24는, 어느 것인가의 원소의 성분 조성이 발명 범위로부터 벗어나는 표 1의 비교예 Q 내지 W의 강철을 이용하고 있다. 이 때문에, 압연, 2상역 열처리 등의 제조 조건도 바람직한 범위로 제조되어 있음에도 불구하고, 잔류 γ의 분율 등 조직 규정이 벗어나거나, 또는 들어가 있더라도, 14000 MPa% 이상의 강도-연성 균형이나, 모재 인성이나, 열사이클 특성의 어느 것인가, 또는 모든 특성이 발명예에 비하여 뒤떨어진다.

또한, 비교예 25는, 본 발명 조성을 만족하는 표 1의 발명예 A의 강철을 이용하고 있는 것도 관계없이, 압연, 2상역 열처리 등의 제조 조건이 바람직한 범위 밖에서 제조되어 있고, 잔류 γ의 분율 등 조직 규정이 벗어나, 14000 MPa% 이상의 강도-연성 균형이나 열사이클 특성의 어느 것인가, 또는 양쪽의 특성이 발명예에 비하여 뒤떨어진다.

이 결과, 이들 비교예는, 내진성이 요구되는 건축 구조물이나 강철 구조물용의 590 내지 780 MPa급 후강판으로서는 사용할 수 없다.

비교예 18은 강 Q의 C량이 지나치게 높아 상한을 벗어난다. 이 때문에, 잔류 γ의 분율 등의 조직은 발명 범위내이지만, 열사이클 특성이 낮아 용접성이 뒤떨어진다.

비교예 19는, 강 R의 Si량이 지나치게 높아 상한을 벗어난다. 이 때문에, 잔류 γ의 분율 등의 조직은 발명 범위 내이지만, 열사이클 특성이 낮아 용접성이 뒤떨어진다.

비교예 20은 강 S의 Si량이 지나치게 낮아 하한을 벗어난다. 이 때문에, 잔 류 γ가 적어, 잔류 γ의 분율이 KTP값을 만족시키지 않고, 강도-연성 균형이 뒤떨어진다.

비교예 21은 강 T의 Mn량이 지나치게 낮아 하한을 벗어난다. 이 때문에, 잔류 γ의 분율이 KTP값을 만족시키지 않고, 강도-연성 균형이 뒤떨어진다.

비교예 22는 강 U의 Mn량이 지나치게 높아 상한을 벗어난다. 이 때문에, 잔류 γ의 분율 등의 조직은 발명 범위내이지만, 열사이클 특성이 낮아 용접성이 뒤떨어진다.

비교예 23은 강 V의 Al량이 지나치게 높아 상한을 벗어난다. 이 때문에, 폴리고널 페라이트의 양(α분율)이 많아져, 잔류 γ의 분율이 KTP값을 만족시키지 않고, 강도-연성 균형, 열사이클 특성이 함께 뒤떨어진다.

비교예 24는 강 W의 Ti량이 지나치게 높아 상한을 벗어난다. 이 때문에, Ti의 탄화물이 생겨, 잔류 γ가 형성되지 않고, 강도-연성 균형, 열사이클 특성이 함께 뒤떨어진다.

비교예 25는 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 발명예 A의 강철을 이용하고 있음에도 불구하고, 표 2의 3의 바람직한 범위 밖의 2상역 열처리로 제조되어 있다. 이 때문에, 잔류 γ의 분율이 지나치게 적기 때문에, KTP값을 만족시키지 않고, 강도-연성 균형, 열사이클 특성이 함께 뒤떨어진다.

이상의 결과로부터, 본 발명의 성분 조성과 조직이 규정하는, 고강도인 590 내지 780 MPa급의 후강판의 경우에, 강도-연성 균형과 용접성 인성 개선의 임계적인 의의가 뒷받침된다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 양호한 모재 인성이나 대입열 용접성을 확보하면서 균일 신도를 향상시켜, 강도-연성 균형이 우수한 590 내지 780 MPa급의 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 이 때문에, 본 발명의 후강판은 내진성이 요구되는 구조물, 건축 구조물용에 적용할 수 있다.

Claims (6)

1. 질량%로 C: 0.01 내지 0.10%, Si: 0.05 내지 2.0%, Mn: 1.5 내지 7.0%, Al: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), Ti: 0.002 내지 0.1%, N: 0.001 내지 0.01%를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 후강판으로서, 후강판 조직에서의 잔류 γ의 분율이 1.0 내지 30%이며, 또한, 이 잔류 γ의 분율이 하기 KTP값을 만족시키는 것을 특징으로 하는 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판(厚鋼板).

   KTP값= -3.14 ×10³ + 163 ×〔γ_R 분율〕+ 5.09 ×10⁵ ×(1/M_s[γ_R〕)≥O

   단, Ms〔γ_R〕은, 잔류 γ의 Ms 점(마텐사이트 변태 개시 온도)이고,

   Ms〔γ_R〕= 550-361〔%C(γ_R)〕- 39〔%Mn〕- 2O〔%Cr〕- 17〔%Ni〕- 10〔%Cu〕- 5〔%Mo〕로 표시된다.

   단, %C(γ_R)은 잔류 γ중의 C량이다.
2. 제 1 항에 있어서,

   추가로 Cr, Ni, Cu 및 Mo 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.2 내지 5% 함유하는, 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판.
3. 제 1 항에 있어서,

   추가로 B: 0.0005 내지 0.0050%를 함유하는, 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판.
4. 제 1 항에 있어서,

   추가로 Nb, V, Zr 및 W 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.01 내지 0.5% 함유하는, 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판.
5. 제 1 항에 있어서,

   추가로 REM을 0.001 내지 0.1% 함유하는 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판.
6. 제 1 항에 있어서,

   상기 후강판 조직의 폴리고널 페라이트(polygonal ferrite)의 분율이 15% 이하인, 강도-연성 균형 및 용접성이 우수한 후강판.