KR100954042B1 - Ｈａｚ 인성이 우수한 후강판 - Google Patents

Abstract

본 발명의 과제는 40 kJ/㎜ 이상의 초대입열 용접을 행해도 양호한 HAZ 인성을 나타내고, 또한 모재 인성, 연신율, 강도-연신율 밸런스도 우수한 후강판, 또는 재질 이방성 및 저온 모재 인성도 우수한 후강판을 제공하는 것이다.

후판 강판은, C : 0.030 내지 0.10 ％, Si : 1.0 ％ 이하, Mn : 0.8 내지 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 내지 0.10 ％, Nb : 0.035 ％ 이하, Ti : 0.015 내지 0.03 ％, B : 0.0010 내지 0.0035 ％ 및 N : 0.0050 내지 0.01 ％, Cu : 0 내지 2.0 ％, Ni : 0 내지 2.0 ％, Cr : 0 내지 1 ％, Mo : 0 내지 0.5 ％, 및 V : 0 내지 0.1 ％를 함유하고,

또한, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하고,

1.5 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4 …(1)

40 ≤ X값 ≤ 160 …(2)

잔류 오스테나이트의 면적률이 2 내지 10 ％, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 평균 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 이하인 것을 만족하거나, 혹은 구 오스테나이트립의 평균 원 상당 직경이 100 ㎛ 이하, 또한 그 편평률(긴 직경/짧은 직경)이 2.5 이하인 것을 만족하는 것이다.

후강판, 오스테나이트, 마르텐사이트, 초대입열 용접, 켄칭, 템퍼링

Description

ＨＡＺ 인성이 우수한 후강판{THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT HAZ TOUGHNESS}

본 발명은, 예를 들어 선박 및 해양 구조물 등의 용접 구조물에 적용되는 후강판에 관한 것으로, 바람직하게는 입열량이 40 kJ/㎜ 이상 정도인 초대입열 용접을 행해도 용접 후의 열 영향부(Heat Affected Zone, HAZ)의 인성이 우수한 후강판에 관한 것이다. 또한 모재 인성, 연신율, 및 강도-연신율 밸런스도 우수한 후강판, 또는 재질 이방성이 적고, 저온 모재 인성도 우수한 후강판에 관한 것이다.

최근, 콘테이너선이나 해양 구조물 등의 대형화가 진행되어, 판 두께가 60 ㎜ 이상인 후강판이 이용되는 경우가 있다. 이와 같은 후강판을 효율적으로 용접하기 위해, 입열량이 40 kJ/㎜ 이상인 초대입열 용접을 행해도 HAZ 인성이 우수한 것이 요구된다.

그러나 초대입열 용접을 행하면, HAZ가 고온의 오스테나이트 영역까지 가열된 후 서냉되므로, 그 조직이 조대화하고, HAZ 인성이 현저히 열화된다는 문제가 있었다. 그로 인해 종래에는, 용접 입열량의 제한이 부득이하게 되었다.

이와 같은 초대입열 용접에서 양호한 HAZ 인성을 달성하기 위해, 예를 들어 특허문헌 1, 특허문헌 2는, TiN을 강 중에 분산시키는 것을 제안하고 있다. 또한 특허문헌 3은, 저C화, 저P화에 더하여 Nb와 B의 첨가 밸런스를 조절하고 있다. 특허문헌 4에서는, 용접용 강 중에 존재하는 TiN계 개재물 중에 적극적으로 Nb를 함유시켜, 조대 페라이트의 생성을 억제하고 있다. 특허문헌 5는, 강재에 N을 비교적 다량으로 첨가하고, 또한 Ti와 B의 첨가 밸런스를 적절하게 제어하면, 대입열 용접하였을 때의 HAZ 인성을 개선할 수 있다고 하고 있다.

그러나, 용접 분야에서는 HAZ 인성의 가일층의 개선이 요구되고 있다. 또한 상기 특허문헌은 모두 모재 인성에 대해서도 고려하고 있지 않다. 또한 후강판에는, 모재 인성(때로는 저온 모재 인성)이 요구되고 있고, 게다가 연신율이나 강도-연신율 밸런스가 우수한 것이나, 혹은 재질 이방성이 낮은 것 등이 요구되는 경우도 있다. 예를 들어, 열간 압연을 제어하여 음향 이방성을 개선하는 기술로서 특허문헌 6, 특허문헌 7이 알려져 있다. 특허문헌 6에서는, 950 ℃ 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 50 ％ 이하로 하고, 압연 마무리 온도를 800 ℃ 이상으로 함으로써 음향 이방성을 저감시키고 있다. 또한 특허문헌 7에서는, 오스테나이트 미재결정 영역에서의 누적 압하율을 60 ％ 이하로 하고, 오스테나이트의 미재결정화 온도 -80 ℃ 이상에서 압연을 종료함으로써 음향 이방성을 저감시키고 있다.

[특허문헌 1] 일본 특허 공개 평2-250917호 공보

[특허문헌 2] 일본 특허 공개 평2-254118호 공보

[특허문헌 3] 일본 특허 공개 제2003-166033호 공보

[특허문헌 4] 일본 특허 공개 제2004-218010호 공보

[특허문헌 5] 일본 특허 공개 제2005-200716호 공보

[특허문헌 6] 일본 특허 공개 평11-193445호 공보

[특허문헌 7] 일본 특허 공개 제2002-53912호 공보

그러나, 본 발명자들의 검토에 따르면, 상기한 바와 같은 종래 기술에서는, HAZ 인성을 비롯한 모든 특성에 대해 더욱 개선할 여지가 있다.

따라서, 본 발명이 해결하고자 하는 제1 과제는, 40 kJ/㎜ 이상의 초대입열 용접을 행해도 양호한 HAZ 인성을 나타내고, 또한 모재 인성, 연신율, 강도-연신율 밸런스도 우수한 후강판을 제공하는 것에 있다.

또한 본 발명이 해결하고자 하는 제2 과제는, 40 kJ/㎜ 이상의 초대입열 용접을 행해도 양호한 HAZ 인성을 나타내고, 또한 재질 이방성이 적고, 저온 모재 인성도 우수한 후강판을 제공하는 것에 있다.

상기 제1 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 관한 HAZ 인성, 모재 인성, 연신율, 및 강도-연신율 밸런스가 우수한 후강판(이하, 본 발명 1에 관한 후강판이라 부르는 경우가 있음)은, C : 0.030 내지 0.10 질량％, Si : 1.0 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Mn : 0.8 내지 2.0 질량％, P : 0.03 ％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), S : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Al : 0.01 내지 0.10 질량％, Nb : 0.035 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Ti : 0.015 내지 0.03 질량％, B : 0.0010 내지 0.0035 질량％, 및 N : 0.0050 내지 0.01 질량％를 함유하고,

또한 Cu : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Ni : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Cr : 1 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Mo : 0.5 질량％ 이하(0 ％를 포함 함) 및 V : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함함)를 함유하고,

잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 후강판이며,

잔류 오스테나이트의 체적률이 2 내지 10 ％, 섬(島) 형상 마르텐사이트[Martensite-Austenite constituent(MA)]의 평균 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 이하이고,

게다가 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하고 있는 점에 그 요지를 갖는다.

1.5 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4 …(1)

40 ≤ X값 ≤ 160 …(2)

X값 = 500[C] + 32[Si] + 8[Mn] - 9[Nb] + 14[Cu] + 17[Ni] - 5[Cr] - 25[Mo] - 34[V]

(식 중, [Ti], [N], [C], [Si], [Mn], [Nb], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V]는 강판 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)

상기 제2 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 재질 이방성이 적고 HAZ 인성 및 저온 모재 인성이 우수한 후강판(이하, 본 발명 2에 관한 후강판이라 부르는 경우가 있음)은, C : 0.030 내지 0.10 질량％, Si : 1.0 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Mn : 0.8 내지 2.0 질량％, P : 0.03 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), S : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Al : 0.01 내지 0.10 질량％, Nb : 0.035 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Ti : 0.015 내지 0.03 질량％, B : 0.0010 내지 0.0035 질량％, 및 N : 0.0050 내지 0.01 질량％를 함유하고,

또한, Cu : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Ni : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Cr : 1 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Mo : 0.5 질량％ 이하(0 ％를 포함함) 및 V : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함함)를 함유하고,

잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 후강판이며,

구 오스테나이트립의 평균 원 상당 직경이 100 ㎛ 이하, 또한 그 편평률(긴 직경/짧은 직경)이 2.5 이하이고,

게다가 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는 점에 그 요지를 갖는다.

본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판의 δ역의 온도 범위는, 예를 들어 40 ℃ 이하이다. 본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판에서는, 깊이 t/4의 위치(t = 판 두께)에 있어서, Ti계 탄질화물의 평균 입자 직경이 43 ㎚ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판은, Ca : 0.005 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Mg : 0.005 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), REM : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Zr : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Hf : 0.05 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Co : 2.5 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), W : 2.5 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음) 등을 더 함유하고 있어도 좋다.

또 본 명세서에 있어서「탄질화물」은, 탄화물, 질화물도 포함하는 의미로 사용한다.

본 발명 1에 관한 후강판 또는 본 발명 2에 관한 후강판에 따르면, 각 원소 의 양을 각각 단독으로 제어할 뿐만 아니라, X값, Ti/N비 등의 관점에서 각 원소량의 상호의 관계를 제어하고 있고, 게다가 본 발명 1에 관한 후강판에서는, 잔류 오스테나이트(γ)의 체적률과 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 크기를 제어하고 있으므로, 초대입열 용접을 행해도 우수한 HAZ 인성을 나타내고, 또한 모재 인성, 연신율 및 강도-연신율 밸런스도 우수한 후강판을 얻을 수 있고, 또한 본 발명 2에 관한 후강판에서는, 구 오스테나이트(γ)립의 크기와 형태를 제어하고 있으므로, 재질 이방성이 적고, 초대입열 용접을 행해도 우수한 HAZ 인성을 나타내고, 또한 저온 모재 인성도 우수한 후강판을 얻을 수 있다.

본 발명 1에 관한 후강판에서는, HAZ 인성 및 모재 인성(저온 인성)을 개선하기 위해 (A) X값, (B) Ti/N비를 제어하고, 또한 모재 인성을 저하시키지 않고 연신율을 높이고, 강도-연신율 밸런스를 향상시키기 위해 (C) 잔류 오스테나이트를 적게 하면서, 섬 형상 마르텐사이트(MA)가 커지지 않도록 하고 있다. 이하, 순서대로 설명한다.

(A) X값

X값은 δ역의 온도 범위에 관한 함수이다. HAZ 인성의 개선을 시도하여, 이 X값에 도달한 경위를 설명한다. 우선 처음에 본 발명자들은, Ti계 탄질화물을 미세화함으로써, 초대입열 용접에서도 양호한 HAZ 인성을 달성하는 것을 시험해 보았다. 종래의 Ti계 탄질화물의 분산 상태는, 용강 응고시의 냉각 속도가 일정하면, Ti, N의 첨가 밸런스에 의해서만 정해지는 것으로 생각되어 왔다. 그러나 본 발명 자들이 예의 검토한 결과, 강의 상태도에 있어서 나타내어지는 δ역의 온도 범위를 축소시킴으로써, 동일한 Ti, N 첨가량으로도 Ti계 탄질화물을 미세 분산시킬 수 있는 것을 발견하였다.

상기「δ역」이라 함은, 강의 상태도에 있어서 δ철이 포함되는 영역을 의미한다. 이「δ철이 포함되는 영역」은, δ철만의 영역 이외에도, δ + γ의 2상역 등, δ철과 다른 상태가 포함되는 영역도 포함한다. 그리고「δ역의 온도 범위」라 함은, δ철이 포함되는 온도 범위(δ역의 상한 온도와 하한 온도의 차)를 말한다. 특정 조성의 강에 있어서, 예를 들어 δ철만의 온도 범위와 δ + γ철의 온도 범위가 있는 경우, 이들 온도 범위의 합계가 δ역의 온도 범위이다. 이 δ역의 온도 범위는, 통합 열역학 계산 소프트웨어(Thermo-calc, CRC 통합 연구소로부터 구입 가능)에 강판의 화학 성분 조성을 입력함으로써 계산할 수 있다.

이 δ철 중에서는 Ti의 확산 속도가 빠르다. δ역의 온도 범위가 넓을수록, δ철이 존재하는 시간이 길어져 Ti의 확산이 진행되므로, 조대한 Ti계 탄질화물이 형성되기 쉬워진다고 생각된다. 그래서 화학 성분 조성을 조정하여 δ역의 온도 범위를 축소함으로써, Ti계 탄질화물을 미세화하는 것을 검토하였다. 특정 성분을 기준으로 하면서 화학 성분량의 1개만을 변경하면서 Thermo-calc의 계산을 반복함으로써, 각 화학 성분의 δ역의 온도 범위로의 영향을 조사하였다. 이 계산을 기초로, δ역의 온도 범위와 상관 관계가 있고, 화학 성분 조성의 함수로서 나타내어지는 X값[하기 식 (3)]을 정하였다 :

X값 = 500[C] + 32[Si] + 8[Mn] - 9[Nb] + 14[Cu] + 17[Ni] - 5[Cr] - 25[Mo] - 34[V] …(3)

(식 중, [C], [Si], [Mn], [Nb], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V]는 강판 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)

X값을 정하는 상기 식 (3) 중의 계수는, 특정 성분의 강으로부터, 각 화학 성분을 변화시킨 경우의 δ역의 온도 범위의 감소량에 대응한다. 구체적으로는, 예를 들어 [C]의 계수의「500」은, C양을 0.01 ％만큼 증대시켰을 때에, Thermo-calc의 계산에 의해 δ역의 온도 범위가 약 5 ℃ 감소하는 것을 의미한다. 그리고 X값과 δ역의 온도 범위는, 거의 반비례의 관계(X값이 증대하면, δ역의 온도 범위는 감소하는 관계)에 있다.

그리고 다양한 X값을 갖는 강판을 제조하여 그들의 특성을 조사한 결과, X값을 증대시킴으로써(δ역의 온도 범위를 좁게 함으로써), Ti계 탄질화물이 미세화되고, 또한 소입열 용접 및 초대입열 용접 중 어느 것이라도 HAZ 인성이 향상되는 것이 판명되었다.

또한 X값을 증대시킴으로써, Nb계 탄질화물이 미세화되기 때문인지, 강판의 모재 인성(흡수 에너지)도 향상되는 것을 알 수 있었다. Nb계 탄질화물은 Ti계 탄질화물을 핵으로 하여 석출되므로, Ti계 탄질화물을 미세화함으로써, Nb계 탄질화물도 미세화하는 것이라 생각된다.

따라서 본 발명의 후강판에서는, X의 값이 하기 식 (2)를 만족하도록 한다. 또 X값의 의미는 상기한 바와 같이 해석되지만, 가장 중요한 것은 X값과 모든 특성 사이에 상관 관계가 있는 점으로, 해석의 여하에 상관없이 X값을 만족하는 것은 본 발명에 포함된다.

40 ≤ X값 ≤ 160 …(2)

X값의 범위는, 40 이상, 바람직하게는 45 이상, 더욱 바람직하게는 50 이상이다. X값이 커질수록, Ti계 탄질화물이 미세화되고, HAZ 인성 및 모재 인성이 양호해진다. 그러나 X값이 커지면, 섬 형상 마르텐사이트 조직[Martensite-Austenite constituent(MA)]이 증대하여 모재 인성이 오히려 열화되고, 또한 연신율도 저하된다. 따라서 X값은, 160 이하, 바람직하게는 100 이하, 더욱 바람직하게는 75 이하이다.

(B) Ti/N비

또한 본 발명의 후강판에서는, Ti양과 N양의 밸런스를 맞춤으로써, HAZ 인성을 개선하고 있다. 구체적으로는 하기 식 (1)을 만족하도록 하고 있다.

1.5 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4 …(1)

(식 중, [Ti], [N]은 강판 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)

[Ti]/[N]이 4를 초과하면, Ti계 탄질화물이 조대해져, HAZ 인성이 저하된다. 바람직한 [Ti]/[N]은 3.5 이하이다. 또한 반대로 [Ti]/[N]이 1.5 미만이면, 과잉 N의 영향으로 HAZ 인성이 저하된다. 바람직한 [Ti]/[N]은 2.0 이상, 보다 바람직하게는 2.5 이상이다.

인성의 관점에서, 본 발명의 후강판 중의 Ti계 탄질화물은 미세한 것이 바람직하다. 본 발명의 후강판 중의 Ti계 탄질화물은, 예를 들어 43 ㎚ 이하, 바람직하게는 40 ㎚ 이하, 더욱 바람직하게는 35 ㎚ 이하이다.

또 본 발명에 있어서의 Ti계 탄질화물의 평균 입자 직경의 값은 이하와 같이 하여 측정한 값이다. 우선, 강판의 열이력을 대표하는 부분으로서 깊이 t/4의 위치(t = 판 두께)를, 투과형 전자 현미경(TEM)으로, 관찰 배율 6만배 이상(후술하는 실시예에서는 6만배), 관찰 시야 2.0 × 2.0 ㎛ 이상(후술하는 실시예에서는 2.0 × 2.0 ㎛), 관찰 부위 5군데 이상(후술하는 실시예에서는 5군데)의 조건에서 관찰한다. 그리고 그 시야 중의 각 탄질화물의 면적을 측정하고, 이 면적으로부터 각 탄질화물의 원 상당 직경을 산출한다. 이 각 탄질화물의 원 상당 직경을 산술 평균(상가 평균)하여 얻어지는 값을, 본 발명에 있어서의 Ti계 탄질화물의 평균 입자 직경이라 한다.

또, Ti계 탄질화물인지 여부의 판별은, 각 탄질화물 입자의 주체가 되는 성분에 의해 정해진다. 즉 Ti계 탄질화물이라 함은, 탄소 및 질소를 제외한 나머지 원소의 합계 질량을 100 ％로 하였을 때, Ti의 비율이 50 질량％ 이상이 되는 것을 말한다. 원소의 양은 에너지 분산형 X선 검출기(EDX)에 의해 결정할 수 있다. 또, 너무 미세한 탄질화물은 측정할 수 없으므로, 본 발명에 있어서의 탄질화물이라 함은, 원 상당 직경이 5 ㎚ 이상인 것에 한정한다.

(C) 잔류 오스테나이트와 섬 형상 마르텐사이트 조직(MA)

후강판은 상술한 바와 같이 모재 인성(특히 저온 인성)이나 HAZ 인성이 우수한 것이 요구되지만, 특히 건축 구조물이나 강 구조물에 사용되는 경우에는, 내진성을 향상시키는 관점에서, 균일 연신율도 우수한 것이 요구된다. 균일 연신율이라 함은, 국부 수축이 개시될 때까지의 연신율을 의미하고, 강판이 변형될 때의 안 정성의 지표가 되는 것이다. 또 단순히 균일 연신율을 높여도, 그 만큼, 강도가 저하된 것에서는 내진성을 향상시킬 수는 없다. 따라서 균일 연신율이 높고, 또한 강도-연신율 밸런스(강도와 연신율의 곱)도 우수한 것이 중요하다. 또 본 발명의 계(系)에서는, 균일 연신율은 전체 연신율의 약 50 ％ 정도의 값이므로, 후술하는 실험예에서는 전체 연신율로 평가하였다.

균일 연신율을 향상시키고, 강도-연신율 밸런스도 향상시키기 위해서는, 강 조직의 잔류 오스테나이트(γ)양을 증가시키는 것을 생각할 수 있지만, 일반적으로는, 잔류 오스테나이트를 증가시키면 섬 형상 마르텐사이트(MA)도 커지기 때문에 모재 인성이 저하된다. 본 발명에서는, 후술하는 특정 제조 방법을 채용하고 있으므로, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 조대화를 방지하면서, 잔류 오스테나이트(γ)를 증가시키는 것에 성공하여, 모재 인성, 연신율 및 강도-연신율 밸런스 모두를 향상시킬 수 있다.

잔류 오스테나이트의 체적률은, 2 ％ 이상, 바람직하게는 2.5 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 3 ％ 이상이다. 잔류 오스테나이트의 체적률을 크게 할수록 강도-연신율 밸런스를 향상시킬 수 있다. 그러나 잔류 오스테나이트의 체적률이 지나치게 커지면, 인성이나 연신율이 저하된다. 따라서 잔류 오스테나이트의 체적률은 10 ％ 이하, 바람직하게는 7 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 5 ％ 이하이다.

또 잔류 오스테나이트의 체적분률은 이하와 같이 하여 측정한다. 강판의 t/4(t = 판 두께) 위치로부터 얻어진 시험편을 경면 연마하고, X선 회절에 의해, 리베르트법으로 α-Fe (200)면과 γ-Fe (200)면의 피크 강도비로부터 이론 강도비 를 계산에 의해 구하고, 잔류 오스테나이트분률을 구하였다. X선 회절 장치는 이학 전기제의「RAD-RU300」을 사용하고, 타깃은 Co로 하고, 타깃 출력은 40 ㎸, 200 ㎃로 하였다.

섬 형상 마르텐사이트의 평균 원 상당 직경은, 3.0 ㎛ 이하, 바람직하게는 2.7 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 2.5 ㎛ 이하이다. 섬 형상 마르텐사이트의 평균 원 상당 직경의 하한을 설정할 필요는 없지만, 용이하게 달성할 수 있는 범위가 바람직하고, 예를 들어 0.5 ㎛ 이상, 바람직하게는 1.0 ㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 1.5 ㎛ 이상이라도 좋다.

섬 형상 마르텐사이트(MA)의 평균 원 상당 직경의 측정법은, 다음과 같다. 강판을 압연 방향을 따라 절단하고, 이 절단면의 t/4(t = 판 두께) 위치를 레펠러 부식한 후, 광학 현미경 사진(관찰 배율 : 1000배, 관찰 시야 : 50 ㎛ ×50 ㎛)을 촬영한다(n수 = 10). 촬영한 사진을 화상 해석 장치(Media Cybernetics제, Image-Pro Plus)에서 처리함으로써, 각 섬 형상 마르텐사이트의 원 상당 직경을 산출하고, 그 산술 평균(상가 평균)을 구한다.

또 본 발명 1에 관한 후강판의 조직은, 베이나이트를 주체로 하는 조직, 또는 페라이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직이다. 주체라 함은 면적률로 70 ％ 이상인 것을 말하고, 나머지 조직에는, 전술한 잔류 오스테나이트(γ) 및 섬 형상 마르텐사이트(MA) 외에, 펄라이트, 마르텐사이트, 시멘타이트 등이 포함되는 경우가 있다.

다음에 본 발명 2에 관한 후강판을 설명한다. 본 발명 2에 관한 후강판에서 는, HAZ 인성 및 저온 모재 인성(흡수 에너지)을 개선하기 위해 (A) X값, (B) Ti/N비 및 (D1) 구 오스테나이트 입경을 제어하고, 또한 재질 이방성을 개선하기 위해 (D2) 구 오스테나이트립의 형태를 제어하고 있다. (A) X값, 및 (B) Ti/N비를 규정하고 있는 이유에 대해서는 본 발명 1에 관한 후강판의 경우와 마찬가지이므로, 이하, (D1) 구 오스테나이트 입경, (D2) 구 오스테나이트립의 형태에 대해 설명한다.

(D1) (D2) 구 오스테나이트립의 입경과 편평률

본 발명 2에 관한 후강판에서는, 구 오스테나이트립의 입경(평균 원 상당 직경)을 100 ㎛ 이하로 하고, 그 편평률(긴 직경/짧은 직경)을 2.5 이하로 하고 있다. 구 오스테나이트립의 입경의 미세화는, 저온 모재 인성(흡수 에너지)의 개선에 있어서 중요하다. 그리고, 본 발명의 특징은, 구 오스테나이트립의 입경을 미세화하면서, 또한 그 편평률도 억제하여 이방성을 저감시키고 있는 점에 있다.

구 오스테나이트립을 미세화함으로써 모재 인성을 개선하는 것 자체는 알려져 있다. 구 오스테나이트립을 미세화하기 위해서는, 일반적으로, 저온 압연이 행해지고 있다. 그러나, 저온 압연하면, 변태 후의 조직에 이방성이 생기게 되어, 재질 이방성이 높아지는 경향이 있다. 한편, 조직의 이방성을 경감시키기 위해서는, 고온에서 압연하는 것을 생각할 수 있다. 예를 들어, 전술한 특허문헌 6에서는 950 ℃ 이하의 압하율을 작게 함으로써(환언하면, 950 ℃ 초과에서의 압연 부하를 크게 함으로써), 이방성을 경감시키고 있다. 또한 특허문헌 7에서도, 오스테나이트 미재결정 온도역(실질적으로는, 대부분의 예로 약 950 ℃ 이상)에서, 실질적으로 압하율 약 50 ％ 정도로 압연함으로써, 이방성을 경감시키고 있다. 그러나, 고온 압연하면, 이번에는 구 오스테나이트립이 조대화되어 버려, 모재 인성이 열화된다. 이들을 위해, 지금까지 구 오스테나이트립의 미세화와 그 편평률의 억제를 양립시키는 것은 곤란하였다. 본 발명에서는, 후술하는 특정한 열간 압연 방법을 채용하고 있으므로, 구 오스테나이트립을 미세화하면서, 또한 그 편평률도 억제할 수 있다.

구 오스테나이트립의 평균 원 상당 직경은, 바람직하게는 95 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 90 ㎛ 이하이다. 또 평균 원 상당 직경의 하한을 설정할 필요는 없지만, 용이하게 달성할 수 있는 범위가 바람직하고, 예를 들어 40 ㎛ 이상, 바람직하게는 60 ㎛ 이상이라도 좋다.

또한 구 오스테나이트립의 편평률은, 바람직하게는 2.0 이하이며, 가장 우수한 경우에는 1.8 이하(특히 1.5 이하)로 하는 것도 가능하다. 편평률의 하한을 설정할 필요는 없지만, 용이하게 달성할 수 있는 범위가 바람직하고, 예를 들어 1 이상, 바람직하게는 1.1 이상이라도 좋다.

또 구 오스테나이트립의 평균 원 상당 직경 및 편평률(긴 직경/짧은 직경)의 측정법은 이하와 같다. 강판을 압연 방향을 따라 절단하고, 이 절단면의 t/4(t = 판 두께) 위치를 나이탈 부식한 후, 광학 현미경 사진(관찰 배율 : 100배, 관찰 시야 : 600 × 800 ㎛)을 촬영한다(n수 = 10). 촬영한 사진을 화상 해석 장치(Media Cybernetics제, Image-Pro Plus)에서 처리함으로써, 평균 원 상당 직경(㎛)과 편평률이 구해진다. 또 상기 편평률은 각 오스테나이트립의 편평률의 산술 평균(상가 평균)으로서 구해진다.

상술한 바와 같이 본 발명 1에 관한 후강판에서는, (A) X값, (B) Ti/N비, (C) 잔류 오스테나이트(γ)와 섬 형상 마르텐사이트 조직(MA) 등을 제어함으로써, HAZ 인성, 모재 인성(저온 인성), 연신율, 강도-연신율 밸런스 등을 개선하고, 본 발명 2에 관한 후강판에서는, (A) X값, (B) Ti/N비, (D) 구 오스테나이트립의 입경과 편평률 등을 제어함으로써, 재질 이방성, HAZ 인성, 저온 모재 인성(흡수 에너지)을 개선하고 있다. 그러나, 이들 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판의 성분 조성도 중요하다. 본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판의 성분 조성 및 그 한정 이유는, 이하와 같다.

[C : 0.030 내지 0.10 질량％]

C는, 강판의 강도를 확보하기 위해 필요한 원소로, 또한 강의 상태도에 있어서의 δ역의 온도 범위를 축소시키기 위해 유효한 원소이다. C양이 0.030 질량％ 미만에서는 강도를 확보할 수 없게 된다. 한편, C양이 0.10 질량％를 초과하면, HAZ 인성이나 모재 인성, 연신율이 열화된다. 그래서 C양을 0.030 내지 0.10 질량％로 정하였다. C양의 바람직한 하한은 0.04 질량％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.05 질량％ 이상이다. 또한 C양의 바람직한 상한은 0.08 질량％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.07 질량％ 이하이다.

[Si : 1.0 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)]

Si는, 강판의 강도를 확보하기 위해서 유효한 원소로, 그것을 위해서는 0.01 질량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 Si를 지나치게 첨가하면, HAZ 인 성이나 모재 인성, 연신율이 저하되므로, 그 상한을 1.0 질량％로 할 필요가 있다. Si양의 바람직한 하한은, 0.05 질량％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10 질량％ 이상이다. Si의 바람직한 상한은 0.8 질량％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.6 질량％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.5 질량％ 이하이다.

[Mn : 0.8 내지 2.0 질량％]

Mn은, 켄칭성을 향상시키고, 강판의 강도를 확보하는 데 유효한 원소이다. Mn양이 0.8 질량％ 미만에서는, 강도 확보의 작용이 충분히 발휘되지 않는다. 한편, Mn양이 2.0 질량％를 초과하면, 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하된다. 그래서 Mn양을 0.8 내지 2.0 질량％로 정하였다. Mn양의 바람직한 하한은 1.0 질량％ 이상이며, 보다 바람직하게는 1.5 질량％ 이상이다. 한편, Mn양의 바람직한 상한은 1.8 질량％ 이하, 보다 바람직하게는 1.6 질량％ 이하이다.

[P : 0.03 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)]

불순물 원소인 P는, 모재 인성 및 HAZ 인성에 악영향을 미치므로, 그 양은 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 따라서 P양은, 0.03 질량％ 이하, 바람직하게는 0.02 질량％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01 질량％ 이하이다. 그러나 공업적으로, 강 중의 P양을 0 ％로 하는 것은 곤란하다.

[S : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)]

S는, MnS를 형성하여 연성을 저하시키는 원소이며, 특히 고장력 강에 있어서 악영향이 커지기 때문에, 그 양은 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 따라서 S양은, 0.01 질량％ 이하, 바람직하게는 0.005 질량％ 이하이다. 그러나 공업적으로, 강 중의 S양을 0 ％로 하는 것은 곤란이다.

[Al : 0.01 내지 0.10 질량％]

Al은, 탈산 및 마이크로 조직의 미세화에 의해 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Al을 0.01 질량％ 이상 첨가한다. 하지만 Al을 과잉으로 첨가하면, 오히려 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하되므로, 상한을 0.10 질량％로 한다. Al양의 바람직한 하한은 0.02 질량％ 이상이다. 한편, 그 바람직한 상한은 0.06 질량％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.04 질량％ 이하이다.

[Nb : 0.035 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)]

Nb는, 소지의 켄칭성을 향상시켜 강판의 강도를 높이므로 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Nb는, 바람직하게는, 0.001 질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.003 질량％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.005 질량％ 이상, 특히 0.010 질량％ 이상인 것이 요구된다. 그러나 Nb를 과잉으로 첨가하면, 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하되므로, 그 상한량을 0.035 질량％로 정하였다. Nb양은, 바람직하게는 0.025 질량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.020 질량％ 이하이다.

[Ti : 0.015 내지 0.03 질량％]

Ti는, N과 미세한 질화물을 형성하여, 용접시에 있어서의 HAZ의 오스테나이트립의 조대화를 억제함으로써(소위 피닝 효과에 의해), HAZ 인성을 향상시키므로 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Ti를 0.015 질량％ 이상 첨가한다. 그러나 Ti양이 과잉이면, 오히려 HAZ 인성이 열화되므로, Ti양의 상한을 0.03 질량％로 정하였다. Ti양은, 바람직하게는 0.017 질량％ 이상, 더 바람직하게는 0.020 질량％ 이상, 0.025 질량％ 이하이다.

[B : 0.0010 내지 0.0035 질량％]

B는, 초대입열 용접시에, HAZ, 특히 본드부 부근에서, BN을 핵으로 한 입내 페라이트를 생성시키는 동시에, 고용 N의 고정 작용도 가지므로, HAZ 인성 개선에 중요한 원소이다. 본 발명에서는, 그 효과를 충분히 발휘시키기 위해 B를, 통상의 후강판 중의 함유량보다도 많이, 0.0010 질량％ 이상 함유시키고 있다. 그러나 B양이 과잉이면, 초대입열 용접시에 조대한 베이나이트 조직이 형성되므로, 오히려 HAZ 인성이 열화된다. 그로 인해 B양의 상한을 0.0035 질량％로 정하였다. B양은, 바람직하게는 0.0015 질량％ 이상(특히 0.0020 질량％ 이상), 0.0030 질량％ 이하(특히 0.0025 질량％ 이하)이다.

[N : 0.0050 내지 0.01 질량％]

N은, Ti와 결합하여 미세한 탄질화물을 형성하고, 초대입열 용접시에 오스테나이트립의 조대화를 억제하여, HAZ 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. N양이 지나치게 적으면, 상기 효과가 충분히 발휘되지 않기 때문에, 그 하한을 0.0050 질량％ 이상으로 정하였다. 한편, N양이 과잉이면, 모재 인성 및 HAZ 인성에 악영향을 미치므로, 그 상한을 0.01 질량％로 정하였다. N양의 바람직한 하한은 0.006 질량％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.007 질량％ 이상이다. 또한 N양의 바람직한 상한은 0.009 질량％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.008 질량％ 이하이다.

본 발명의 후강판은, 상기 각 성분을 필수 성분으로서 함유하지만, 필요에 따라서 추가의 성분을 더 함유하고 있어도 좋다. 예를 들어, 본 발명의 후강판은, Cu, Ni, Cr, Mo, V 등의 제1 추가 성분을, 하기에 나타내는 범위로 함유하고 있어도 좋다. 또 임의 성분이므로, 하한치는 0 ％로 설정하고 있지만, 적극 첨가하는 경우에는 하한치는 0 ％ 초과가 된다. 또한 이들 Cu, Ni, Cr, Mo, V 등은, 단독으로 첨가해도 좋고, 2종 이상을 조합하여 첨가해도 좋다.

[Cu : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함)]

Cu는, 켄칭성을 높여 강도 향상에 기여하는 원소로, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 또한 C와 마찬가지로 δ역의 온도 범위를 축소시켜, Ti계 탄질화물을 미세화하는 효과를 갖는다고 생각할 수 있다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Cu양은, 바람직하게는 0.1 질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.2 질량％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.3 질량％ 이상, 특히 0.4 질량％ 이상인 것이 추천된다. 그러나 Cu양이 과잉이면, HAZ 인성이나 모재 인성, 연신율이 저하되는 경향이 있으므로, 그 상한을 2.0 질량％로 정하였다. Cu양은 바람직하게는 1.0 질량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.8 질량％ 이하이다.

[Ni : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함)]

Ni도 Cu와 마찬가지로, 켄칭성을 높여 강도 향상에 기여하고, δ역의 온도 범위를 축소시키기 위해 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Ni양은, 바람직하게는 0.2 질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.3 질량％ 이상, 특히 0.4 질량％ 이상인 것이 추천된다. 그러나 Ni양이 과잉이면, HAZ 인성이나 모재 인성, 연신율이 저하되는 경향이 있으므로, 그 상한을 2.0 질량％로 정하였다. Ni양은 바람직하게는 1.0 질량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.8 질량％ 이하이다.

[Cr : 1 질량％ 이하(0 ％를 포함함)]

Cr도 Cu와 마찬가지로, 켄칭성을 높여 강도 향상에 기여하는 원소로, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Cr양은, 바람직하게는 0.2 질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.4 질량％ 이상인 것이 추천된다. 그러나 Cr양이 과잉이면, 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하되므로, 그 상한을 1 질량％로 정하였다. Cr양의 바람직한 상한은 0.8 질량％이다.

[Mo : 0.5 질량％ 이하(0 ％를 포함함)]

Mo는, 켄칭성을 높여 강도를 향상시키는 것에 더하여, 템퍼링 취성을 방지하기 위해 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Mo양은, 바람직하게는 0.05 질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.10 질량％ 이상인 것이 추천된다. 그러나 Mo양이 과잉이면, 모재 인성 및 HAZ 인성이 열화되므로, 그 상한을 0.5 질량％ 이하로 정하였다. Mo양은, 바람직하게는 0.3 질량％ 이하이다.

[V : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함함)]

V는, 소량의 첨가에 의해 켄칭성 및 템퍼링 연화 저항을 높이는 효과를 갖는 원소로, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, V양은, 바람직하게는 0.01 질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.02 질량％ 이상 인 것이 추천된다. 그러나 V양이 과잉이면, 모재 인성 및 HAZ 인성이 열화되므로, 그 상한을 0.1 질량％로 정하였다. V양은, 바람직하게는 0.05 질량％ 이하이다.

본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판에서는, 필요에 따라서 제2 추가 성분을 더 함유하고 있어도 좋다. 제2 추가 성분을 첨가하는 경우, 그것들의 조합 및 첨가량은, 이하와 같다.

(가) Ca : 0.005 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Mg : 0.005 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), 및 REM : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)로부터 선택되는 적어도 1종,

(나) Zr : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음) 및/또는 Hf : 0.05 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음),

(다) Co : 2.5 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음) 및/또는 W : 2.5 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음).

또 상기 (가), (나), (다)는, 어느 하나를 실시해도 좋고, 2개 이상을 조합하여 실시해도 좋다. 이하, (가), (나), (다)의 상세를 설명한다.

(가) Ca : 0.005 질량％ 이하, Mg : 0.005 질량％ 이하, 및 REM : 0.01 질량％ 이하로부터 선택되는 적어도 1종에 대해

Ca, Mg 및 REM(희토류 원소)은, HAZ 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 상세하게는, Ca 및 REM은, MnS의 구상화(球狀化) 효과, 바꾸어 말하면 개재물의 형태 제어에 의한 이방성의 저감 작용이 있어, HAZ 인성을 향상시킨다. 한편, Mg는 MgO를 형성하고, HAZ의 오스테나이트립의 조대화를 억제함으로써 HAZ 인성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해 강판 중에, Ca는 0.0005 질량％ 이상, Mg는 0.0001 질량％ 이상, REM은 0.0005 질량％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나 이들의 양이 과잉이면, 오히려 모재 인성 및 HAZ 인성을 열화시키므로, Ca는 0.005 질량％ 이하, Mg는 0.005 질량％ 이하, REM은 0.01 질량％ 이하로 정하였다. 바람직하게는 Ca가 0.003 질량％ 이하, Mg가 0.0035 질량％ 이하, REM이 0.007 질량％ 이하이다.

(나) Zr : 0.1 질량％ 이하 및/또는 Hf : 0.05 질량％ 이하에 대해

Zr 및 Hf는, Ti와 마찬가지로 질화물을 형성하고, 용접시에 있어서의 HAZ의 오스테나이트립의 조대화를 억제하므로, HAZ 인성의 개선에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Zr양은, 바람직하게는 0.001 질량％ 이상, Hf양은, 바람직하게는 0.0005 질량％ 이상인 것이 추천된다. 그러나 이들 양이 과잉이면, 오히려 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하되므로, 이것들을 함유시키는 경우, Zr양의 상한을 0.1 질량％, Hf양의 상한을 0.05 질량％로 정하였다.

(다) Co : 2.5 질량％ 이하 및/또는 W : 2.5 질량％ 이하에 대해

Co 및 W는, 켄칭성을 향상시키고, 강판의 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 충분히 발휘시키기 위해, 이들 중 하나 또는 양쪽을, 각각 0.1 질량％ 이상으로 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나 이들의 양이 과잉이면, 모재 인성 및 HAZ 인성이 열화되므로, 이들 양의 상한을 각각 2.5 질량％로 정하였다.

본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판에서는, 잔량부는 Fe 및 불가피 불순물이라도 좋다.

본 발명의 후강판을 제조하기 위해서는, 개략, 상기 화학 성분량, [Ti]/[N] 및 X값의 요건을 만족시키는 강을, 통상의 용제법에 의해 용제하고, 이 용강을 냉각하여 슬래브로 한다.

용강의 냉각에 대해 상세하게 서술하면, 본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판은, X값을 제어하여 δ역의 온도 범위를 좁게 하고 있으므로, 용강을 통상의 조건에서 냉각(예를 들어 1500 ℃로부터 1100 ℃까지를 0.1 내지 2.0 ℃/초의 냉각 속도로 냉각)하여 슬래브를 형성해도, Ti계 탄질화물을 충분히 작게 할 수 있다. 단, 보다 미세한 탄질화물을 형성시키기 위해, 주조기의 냉각 수량이나 냉각 방법을 변경하여, 응고시의 냉각 속도를 향상시키는 것이 바람직하다.

그 후, 통상의 조건에서 가열(예를 들어, 가열 온도 : 900 내지 1300 ℃)하지만, 이 이후의 공정에 대해서는, 본 발명 1에 관한 후강판과 본 발명 2에 관한 후강판에서는, 각각 추천되는 제조 조건이 다르기 때문에, 각각의 후강판에 대해 순서대로 설명한다.

우선 본 발명 1에 관한 후강판에 대해서는, 상기 가열 후, 열간 압연을 행한 후, 소정의 방법으로 켄칭할 필요가 있다. 또 켄칭한 강판은, 필요에 따라서 템퍼링해도 좋다.

열간 압연의 가열 온도 및 마무리 온도는, 통상의 범위로부터 선택할 수 있다. 가열 온도는, 예를 들어 상기한 바와 같이 900 내지 1300 ℃ 정도(바람직하게 는 950 내지 1250 ℃ 정도)의 범위로부터 설정할 수 있고, 마무리 온도는, 예를 들어 750 내지 950 ℃ 정도(바람직하게는 750 내지 900 ℃ 정도)의 범위로부터 설정할 수 있다.

그리고 본 발명 1에 관한 후강판의 제조 공정에서 가장 중요한 것은, 열간 압연 후의 켄칭 방법이다. 이 켄칭은, 섬 형상 마르텐사이트의 조대화를 방지하면서, 잔류 오스테나이트를 증가시키기 위해 실시한다. 켄칭 방법은, 크게 2종류(켄칭법 A, 켄칭법 B)로 나눌 수 있다. 켄칭법 A는, 열간 압연한 강판을 직접 또는 오프라인 등으로 재가열한 후, 제1 켄칭을 행하고, 다시 가열하여 제2 켄칭을 행하고, 템퍼링하는 방법이다. 켄칭법 B는, 열간 압연한 강판을 직접 또는 오프라인 등으로 재가열한 후, 도중까지 가속 냉각(제1 가속 냉각이라 함)하고, 일단 냉각을 늦춘 후, 다시 가속 냉각(제2 가속 냉각이라 함)하는 방법이다. 켄칭법 A 및 켄칭법 B의 상세 조건은, 이하와 같다.

(A) 켄칭법 A

켄칭법 A에 있어서의 제1 켄칭에서는, 냉각 개시 온도는 750 ℃ 이상, 바람직하게는 800 ℃ 이상, 더욱 바람직하게는 850 ℃ 이상이다. 냉각 개시 온도가 지나치게 낮으면, 충분히 켄칭되지 않는다. 제1 켄칭의 냉각 정지 온도는, 통상의 켄칭과 마찬가지로, 예를 들어 200 ℃ 이하이다.

제2 켄칭에 있어서의 냉각 개시 온도는, 850 ℃ 이하(바람직하게는 800 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 750 ℃ 이하)이며, 페라이트-오스테나이트의 2상이 되는 온도 이상(예를 들어, 700 ℃ 이상)이다. 냉각 개시 온도가 지나치게 높으면, 잔 류 오스테나이트가 조대화된다. 한편, 냉각 개시 온도가 지나치게 낮으면, 2상역으로부터의 켄칭이 되지 않고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, 강도-연신율 밸런스가 열화된다. 제2 켄칭의 냉각 정지 온도는, 예를 들어 200 ℃ 이하이다.

제1 켄칭 및 제2 켄칭 어느 쪽에 있어서도, 냉각 속도는 통상의 켄칭과 마찬가지로, 예를 들어 1 ℃/초 이상, 바람직하게는 3 ℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 5 ℃/초 이상이다.

이 켄칭법 A에서는, 제2 켄칭의 재가열 온도도 중요하다. 재가열 온도는, 예를 들어 700 내지 900 ℃ 정도, 바람직하게는 720 내지 850 ℃ 정도이다. 재가열 온도가 너무 낮으면, 냉각 개시 온도가 지나치게 낮아진다. 또한 재가열 온도가 너무 높으면, 냉각 개시까지 시간이 지나치게 걸려, 잔류 오스테나이트가 부족하고, 또한 섬 형상 마르텐사이트(MA)가 조대화된다. 유지 시간에 대해서는, 15분 이상으로 한다.

켄칭 조건은, 통상의 범위로 설정할 수 있고, 예를 들어 400 내지 600 ℃에서 10 내지 30분간 유지한 후 냉각한다.

(B) 켄칭법 B

켄칭법 B에 있어서의 제1 가속 냉각에서는, 냉각 개시 온도는 900 ℃ 이하(바람직하게는 850 ℃ 이하, 또한 바람직하게는 800 ℃ 이하), 700 ℃ 이상(바람직하게는 750 ℃ 이상, 더욱 바람직하게는 800 ℃ 이상)이다. 제1 가속 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도는, 750 ℃ 이하(바람직하게는 700 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 650 ℃ 이하), 550 ℃ 이상(바람직하게는 600 ℃ 이상)이다. 냉각 정지 온도가 지나치게 높으면, 잔류 오스테나이트가 부족한 한편, 섬 형상 마르텐사이트(MA)가 조대화된다. 한편, 냉각 정지 온도가 지나치게 낮으면, 잔류 오스테나이트가 부족하다.

또 제1 가속 냉각의 냉각 속도는, 통상의 켄칭의 냉각 속도와 동등하고, 예를 들어 1 ℃/초 이상, 바람직하게는 3 ℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 5 ℃/초 이상이다. 냉각 속도가 지나치게 느리면, 실질적으로 제1 가속 냉각을 행하지 않은 것이 되고, 미변태 오스테나이트에의 C농화가 지나치게 많아져, 펄라이트나 시멘타이트로 변태해 버리므로, 잔류 오스테나이트가 부족하다.

제1 가속 냉각 종료 후, 제2 가속 냉각 개시까지의 동안에는, 등온 유지해도 좋고, 완만하게 냉각[예를 들어, 냉각 속도 1 ℃/초 미만(공랭 등)]해도 좋다. 제1 가속 냉각 종료 후, 제2 가속 냉각 개시까지의 시간(이하, 인터벌이라 함)은, 예를 들어 20 내지 130초 정도, 바람직하게는 30 내지 100초 정도, 더욱 바람직하게는 40 내지 80초 정도이다. 인터벌이 너무 짧으면, 페라이트가 지나치게 작아져 미변태 오스테나이트에의 C농화가 충분하지 않고, 잔류 오스테나이트가 부족하다. 또한 반대로 인터벌이 지나치게 길면, 미변태 오스테나이트에의 C농화가 지나치게 많아져, 펄라이트나 시멘타이트로 변태해 버리므로, 잔류 오스테나이트가 부족하다.

제2 가속 냉각의 개시 온도는, 700 ℃ 이하(바람직하게는 650 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 630 ℃ 이하), 550 ℃ 이상(바람직하게는 600 ℃ 이상, 더욱 바람직하게는 620 ℃ 이상)이다. 또한 제2 가속 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도는, 400 ℃ 이하, 바람직하게는 300 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 200 ℃ 이하이다. 냉각 정지 온도가 지나치게 높으면, 실질적으로 제2 가속 냉각을 행하지 않은 것이 되어, 잔류 오스테나이트가 부족하다. 제2가속 냉각의 냉각 속도는, 제1 가속 냉각과 마찬가지이다.

또 켄칭법 B에서는, 제2 가속 냉각 종료 후, 켄칭해도 좋다. 켄칭 조건은, 켄칭법 A와 마찬가지이다.

다음에 본 발명 2에 관한 후강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명 1에 관한 후강판의 경우와 마찬가지로, 슬래브를 통상의 조건에서 가열(예를 들어, 가열 온도 : 950 내지 1300 ℃ 정도)하지만, 그 후, 소정의 방법으로 열간 압연함으로써 제조한다. 또 열간 압연 후에는, 방랭해도 좋고, 가속 냉각해도 좋다. 또한 그 후, 필요에 따라 켄칭ㆍ템퍼링해도 좋다.

본 발명 2에 관한 후강판의 제조 공정에서 가장 중요한 것은, 열간 압연 조건이다. 본 발명의 열간 압연에서는, Y값 ± 30 ℃ 사이의 압하율을 누적으로 40 ％ 이상(예를 들어, 40 내지 60 ％ 정도)으로 하고, 또한 Y값 ± 30 ℃ 사이의 압연의 각 패스간 시간을 5 내지 10초로 제어하는 동시에, Y값 - 30 ℃ 미만의 온도 범위의 압하율을 누적으로 10 ％ 이하로 억제하고 있다. 또한 Y값에 대해서는 이후에 상세하게 서술하지만, 실시예에서는 830 내지 860 ℃ 정도인 것이 많다. Y값 + 30 ℃ 이하에서 실질적인 압연을 행하고, Y값 - 30 ℃ 미만의 압연을 억제함으로써, 구 오스테나이트립의 편평화를 방지할 수 있다. 그리고 Y값 - 30 ℃ 이상, Y값 + 30 ℃ 이하에서 실질적인 압연을 하는 경우, 통상이면 구 오스테나이트립이 조대화되어 버리지만, 본 발명에서는 각 패스간 시간을 제어하고 있으므로, 구 오스테나이트립을 미세화할 수 있다. 패스간 시간이 짧든, 길든, 구 오스테나이트립이 조대화된다. 또 패스간 시간이라 함은, 전패스의 진행 방향 후단부의 압연시와, 본 패스의 진행 방향 후단부의 압연시의 시간차를 말한다. 또한 Y값 + 30 ℃ 이상에서의 누적 압하율은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 0 내지 80 ％ 정도의 범위로부터 적절하게 설정할 수 있다.

Y값은, 상술한 바와 같이 구 오스테나이트립의 편평화에 대해 영향을 주는 값이다. 이 Y값은, 하기식에 의해 구해진다.

Y값 = 750 + 4000[Nb] + 32600[B] + 250[Mo] + 400[V]

(식 중, [Nb], [B], [Mo], [V]는 강판 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)

상기 Y값에 도달한 경위는, 이하와 같다. 즉 소정의 화학 성분의 강판에 대해, 그것의 4/t 위치로부터 직경 8 ㎜ × 길이 12 ㎜의 시험편을 채취하여, 가공 포머스터 시험기에 세트하고, 온도 1100 ℃로 가열한 후, 소정의 시험 온도까지 급랭하고, 이 시험 온도에서 6 패스(각 패스의 상당 왜곡은 0.2)의 가공을 행하였다. 시험 온도를 20 ℃ 간격으로 변경하여(최고치 1000 ℃, 최저치 700 ℃), 오스테나이트가 편평화되기 시작하는 시험 온도(구체적으로는, 구 오스테나이트립의 편평률이 2.0 이상이 되는 시험 온도)를 구하였다.

강판의 화학 성분을 다양하게 변경하고, 오스테나이트가 편평화되기 시작하는 온도(Y값으로 함)에 대해, 화학 성분이 미치는 영향을 조사하여, 중회귀 계산하 여 각 성분의 계수를 구하였다.

본 발명의 후강판은, JIS의 후강판의 정의에 따라서, 판 두께가 3.0 ㎜ 이상이지만, 바람직하게는 10 kJ/㎜ 이상의 입열(특히 초대입열)의 용접이 요구되는 두께를 갖는다. 10 kJ/㎜ 이상의 입열(특히 초대입열)이 요구되는 판 두께는, 예를 들어 20 ㎜ 이상, 더욱 바람직하게는 40 ㎜ 이상, 특히 60 ㎜ 이상이다. 본 발명에 따르면, 초대입열 용접을 행해도 양호한 HAZ 인성을 나타내므로, 판 두께를 두껍게 해도 HAZ 인성을 저하시키지 않고 용접할 수 있다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 전ㆍ후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당하게 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

[제1 실험예(본 발명 1에 관한 후강판에 관한 실험예)]

실험 번호 1 내지 실험 번호 60

표1 내지 표3에 나타내는 조성의 강을 통상의 용제법에 의해 용제하고, 이 용강을 냉각(1500 ℃로부터 1100 ℃까지의 냉각 속도 : 0.1 내지 2.0 ℃/초)하고, 슬래브를 얻었다(슬래브 두께 = 270 ㎜). 이 슬래브를 표4 내지 표5에 나타내는 제조 방법으로 열간 압연 및 켄칭함으로써, 두께 60 ㎜의 강판을 얻었다. 또 표4는 켄칭법 A의 조건을 나타내는 것이고, 표5는 켄칭법 B의 조건을 나타내는 것이다.

강판의 화학 성분 조성으로부터 계산한 [Ti]/[N] 및 X값, 및 Thermo-calc로 부터 계산한 δ역의 온도 범위의 값(표 중에서「δ역」이라 기재)을, 표1 내지 표3에 나타낸다.

또한 상기한 바와 같이 하여 제조한 강판에 대해, 전술한 요령으로, 잔류 오스테나이트의 체적률, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 원 상당 직경, 및 Ti계 탄질화물의 평균 입경(원 상당 직경)을 조사하였다. 또한 하기 요령으로, 강판의 인장 강도, 전체 연신율, 인성(vE_-60) 및 HAZ 인성을 측정하였다. 이들 결과를 표6 내지 표7에 나타낸다.

[인장 강도, 전체 연신율]

깊이 t/4의 위치(t = 판 두께)에서, 시험편의 길이 방향이 강판의 판 폭 방향(C방향)이 되도록 JIS4호 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행함으로써, 인장 강도 및 전체 연신율을 측정하였다. 인장 강도가 490 ㎫ 이상, 전체 연신율이 30 ％ 이상, 강도-연신율 밸런스(강도와 연신율의 곱)가 20000 ㎫％ 이상인 것을 합격으로 하였다.

[모재 인성]

깊이 t/4의 위치(t = 판 두께)에서, 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향(L방향)이 되도록, JIS Z 2242로 규정하는 V노치 표준 시험편을 채취하고, -60 ℃에서 샤르피 충격 시험(충격날 반경 2 ㎜)을 행하고, 흡수 에너지(vE_-60)를 측정하였다. vE_-60이 100 J 이상인 것을 합격으로 하였다.

[HAZ 인성]

판 두께 60 ㎜의 강판에 대해 입열 40 kJ/㎜로 일렉트로 가스 아크 용접을 행하였다. 도1에 도시하는 t/2부(t = 판 두께)로부터 JIS Z 2242로 규정하는 V 노치 표준 시험편을 채취하여(노치 위치는, 본드로부터 0.5 ㎜ HAZ측), -40 ℃에서 샤르피 충격 시험(충격날 반경 2 ㎜)을 행하고, 흡수 에너지(vE_-40)를 측정하였다. 흡수 에너지가 200 J 이상인 것을 합격으로 하였다.

또한 본 발명의 성분 범위를 만족하는 실험 번호 1 내지 실험 번호 33의 결과를 기초로 하여, X값, Ti계 탄질화물의 평균 입경, HAZ 인성(vE_-40), 모재 인성의 관계를 정리하였다. 결과를 도2 내지 도4에 나타낸다. 또한 본 발명의 성분 범위와 X값을 만족하는 실험 번호 1 내지 실험 번호 32 및 실험 번호 50 내지 실험 번호 57의 결과를 기초로 하여, 잔류 오스테나이트의 체적률과 강도-연신율 밸런스의 관계를 정리하였다. 결과를 도5에 나타낸다.

도2 내지 도4로부터 명백한 바와 같이, X값을 크게 함으로써, Ti계 탄질화물의 평균 입경을 작게 할 수 있고, HAZ 인성(vE_-40)과 모재 인성(vE_-60)을 개선할 수 있다. 또한 도5로부터 명백한 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 체적률을 크게 함으로써, 강도-연신율 밸런스를 개선할 수 있다. 또한 실험 번호 58 내지 실험 번호 60의 대비로부터 명백한 바와 같이, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 원 상당 직경을 작게 함으로써, 모재 인성(vE_-60)의 열화를 방지할 수 있다(실험 번호 1 내지 실험 번호 32).

[제2 실험예(본 발명 2에 관한 후강판에 관한 실험예)]

실험 번호 1 내지 실험 번호 59

표8 내지 표10에 나타내는 조성의 강을 통상의 용제법에 의해 용제하고, 이 용강을 냉각(1500 ℃로부터 1100 ℃까지의 냉각 속도 : 0.1 내지 2.0 ℃/초)하여 슬래브를 얻었다(슬래브 두께 = 270 ㎜). 이 슬래브를 온도 1100 ℃로 가열한 후, 두께 60 ㎜까지 열간 압연하였다. 이 열간 압연에서는, Y값 ± 30 ℃의 범위, 및 Y값 - 30 ℃ 미만의 범위를 표11 내지 표12에 나타내는 누적 압하율로 압하하고, 또한 Y값 ± 30 ℃의 범위의 각 패스간 시간을 표11 내지 표12에 나타낸 바와 같이 하였다. 열간 압연 종료 후, 방랭하였다.

강판의 화학 성분 조성으로부터 계산한 [Ti]/[N] 및 X값, Thermo-calc로부터 계산한 δ역의 온도 범위의 값(표 중에서「δ역」이라 기재), 및 Y값을 표8 내지 표10에 나타낸다.

또한 상기한 바와 같이 하여 제조한 강판에 대해, 전술한 요령으로, 구 오스테나이트립의 입경 및 편평률, 및 Ti계 탄질화물의 평균 입경을 조사하였다. 또한 하기 요령으로, 강판의 인장 강도, 모재 인성(저온 인성), 및 HAZ 인성을 측정하였다. 이들 결과를 표11 내지 표12에 나타낸다.

[인장 강도]

깊이 t/4의 위치(t = 판 두께)에서, 시험편의 길이 방향이 강판의 판 폭 방향(C방향)이 되도록 JIS4호 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행함으로써, 인장 강도를 측정하였다. 인장 강도가 440 ㎫ 이상인 것을 합격으로 하였다.

[모재 인성]

깊이 t/4의 위치(t = 판 두께)에서, 길이 방향이 압연 방향(L방향) 또는 폭 방향(C방향)이 되도록 JIS Z 2242에 규정하는 V 노치 표준 시험편을 채취하고, -40 ℃에서 샤르피 충격 시험(충격날 반경 2 ㎜)을 행하여, 흡수 에너지(vE_-40)를 측정하였다. L방향의 흡수 에너지가 200 J 이상이고, L방향과 C방향 사이의 흡수 에너지차가 90 J 이하인 것을 합격으로 하였다.

[HAZ 인성]

판 두께 60 ㎜의 강판에 대해 입열 40 kJ/㎜로 세가크(SEGARC) 용접을 행하였다. 제1 실험예의 경우와 마찬가지로, 도1에 나타내는 t/2부(t = 판 두께)로부터 JIS Z 2242에 규정하는 V 노치 표준 시험편을 채취하여(노치 위치는, 본드로부터 0.5 ㎜ HAZ측), -40 ℃에서 샤르피 충격 시험(충격날 반경 2 ㎜)을 행하고, 흡수 에너지(vE_-40)를 측정하였다. 흡수 에너지가 200 J 이상인 것을 합격으로 하였다.

또한 본 발명의 성분 범위를 만족하는 실험 번호 1 내지 실험 번호 36의 결과를 기초로 하여, X값, Ti계 탄질화물의 평균 입경, HAZ 인성(vE_-40), 및 저온 모재 인성의 관계를 정리하였다. 결과를 도6 내지 도8에 나타낸다.

또한 본 발명의 성분 범위와 X값을 만족하는 실험 번호 1 내지 실험 번호 35 및 실험 번호 53 내지 실험 번호 55의 결과를 기초로 하여, Y값 ± 30 ℃에서의 누적 압하율, 구 오스테나이트립의 입경, 및 저온 모재 인성(vE_-40)과의 관계를 정리하였다. 결과를 도9 내지 도10에 나타낸다.

또한 실험 번호 1 내지 실험 번호 59의 결과를 기초로 하여, 구 오스테나이트립의 편평률과 저온 모재 인성의 이방성(ΔvE_-40)과의 관계를 정리하였다. 결과를 도11에 나타낸다.

도6 내지 도8로부터 명백한 바와 같이, X값을 40 이상으로 한 실험 번호 1 내지 35의 예에서는, Ti계 탄질화물의 평균 입경을 작게 할 수 있어, HAZ 인성(vE_-40)을 개선할 수 있다. 또한 X값을 40 이상으로 한 실험예 번호 1 내지 실험예 번호 35의 예에서는, Nb계 탄질화물도 미세화할 수 있으므로, 저온 모재 인성(vE_-40)도 개선할 수 있다.

또한 도9 내지 도10으로부터 명백한 바와 같이, Y값 ± 30 ℃의 압하율을 누적으로 40 ％ 이상으로 한 실험 번호 1 내지 실험 번호 35의 예에서는, 구 오스테나이트립을 미세하게 할 수 있고, 저온 모재 인성(vE_-40)을 개선할 수 있다. 게다가 도11로부터 명백한 바와 같이, 구 오스테나이트립의 편평률을 2.5 이하로 한 실험예 번호 1 내지 실험예 번호 35의 예에서는, 이방성을 경감시킬 수 있다.

이에 대해, 실험 번호 36, 실험 번호 51, 실험 번호 52는 X값이 지나치게 작은 예로, 저온 모재 인성(vE_-40) 및 HAZ 인성이 악화된다. 실험 번호 50은 X값이 지나치게 커, 저온 모재 인성(vE_-40) 및 HAZ 인성이 악화된다. 실험 번호 37 내지 실험 번호 49는, 성분 범위나 Ti/N비가 부적절하기 때문에, 저온 모재 인성(vE_-40) 및 HAZ 인성이 열화되었다.

실험 번호 53 내지 실험 번호 55는, Y값 ± 30 ℃의 누적 압하율이 낮고, 그 결과, 실질적인 압연 온도가 Y값 + 30 ℃ 초과가 되어 버려, 구 오스테나이트립이 조대화되고, 저온 모재 인성(vE_-40)이 열화되었다.

실험 번호 56 내지 실험 번호 57에서는, Y값 - 30 ℃ 미만의 누적 압하율이 크기 때문에, 구 오스테나이트립이 편평하여 이방성이 커졌다.

실험 번호 58과 실험 번호 59는, Y값 ± 30 ℃의 사이를 압연할 때의 패스간 시간이 부적절하고, 구 오스테나이트립이 조대화되어, 저온 모재 인성이 열화되었다.

본 발명 1에 관한 후강판의 인장 강도 등급은, 예를 들어 490 ㎫ 이상, 바람직하게는 540 ㎫ 이상이며, 가장 바람직한 경우에는 590 ㎫ 이상의 후강판도 제공할 수 있다. 본 발명 2에 관한 후강판의 인장 강도 등급은, 예를 들어 440 ㎫ 이상, 바람직하게는 490 ㎫ 이상이고, 더욱 바람직하게는 540 ㎫ 이상이며, 가장 바람직한 경우에는 590 ㎫ 이상의 후강판도 제공할 수 있다.

본 발명 1에 관한 후강판 및 본 발명 2에 관한 후강판은, 예를 들어 선박 및 해양 구조물 등의 용접 구조물에 적용할 수 있고, 특히 인장 강도가 우수한 고장력 강판은 대형 콘테이너선 등의 제조에 적합하다.

도1은 HAZ 인성 측정용 시험편의 채취 위치를 나타내는 개략도.

도2는 제1 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 33의 결과를 기초로 하여 X값과 Ti계 탄질화물의 평균 입경과의 관계를 정리한 그래프.

도3은 제1 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 33의 결과를 기초로 하여 X값과 HAZ 인성(vE_-40)과의 관계를 정리한 그래프.

도4는 제1 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 33의 결과를 기초로 하여 X값과 모재 인성(vE_-60)과의 관계를 정리한 그래프.

도5는 제1 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 32 및 실험 번호 50 내지 실험 번호 57의 결과를 기초로 하여 잔류 오스테나이트의 체적률과 강도-연신율 밸런스와의 관계를 정리한 그래프.

도6은 제2 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 36의 결과를 기초로 하여 X값과 Ti계 탄질화물의 평균 입경과의 관계를 정리한 그래프.

도7은 제2 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 36의 결과를 기초로 하여 X값과 HAZ 인성(vE_-40)과의 관계를 정리한 그래프.

도8은 제2 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 36의 결과를 기초로 하여 X값과 저온 모재 인성(vE_-40)과의 관계를 정리한 그래프.

도9는 제2 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 35 및 실험 번호 53 내지 실험 번호 55의 결과를 기초로 하여 Y값 ± 30 ℃에서의 누적 압하율과 구 오 스테나이트립의 입경과의 관계를 정리한 그래프.

도10은 제2 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 35 및 실험 번호 53 내지 실험 번호 55의 결과를 기초로 하여 Y값 ± 30 ℃에서의 누적 압하율과 저온 모재 인성(vE_-40)과의 관계를 정리한 그래프.

도11은 제2 실험예에 관한 실험 번호 1 내지 실험 번호 59의 결과를 기초로 하여 구 오스테나이트립의 편평률과 저온 모재 인성의 이방성(ΔvE_-40)과의 관계를 정리한 그래프.

Claims (7)

1. C : 0.030 내지 0.10 질량％, Si : 1.0 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Mn : 0.8 내지 2.0 질량％, P : 0.03 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), S : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Al : 0.01 내지 0.10 질량％, Nb : 0.035 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Ti : 0.015 내지 0.03 질량％, B : 0.0010 내지 0.0035 질량％, 및 N : 0.0050 내지 0.01 질량％를 함유하고,

   또한 Cu : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Ni : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Cr : 1 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Mo : 0.5 질량％ 이하(0 ％를 포함함) 및 V : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함함)를 함유하고,

   잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 후강판이며,

   잔류 오스테나이트의 체적률이 2 내지 10 ％, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 평균 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 이하이고,

   게다가 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는 것을 특징으로 하는 HAZ 인성이 우수한 후강판.

   1.5 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4 …(1)

   40 ≤ X값 ≤ 160 …(2)

   X값 = 500[C] + 32[Si] + 8[Mn] - 9[Nb] + 14[Cu] + 17[Ni] - 5[Cr] - 25[Mo] - 34[V]

   (식 중, [Ti], [N], [C], [Si], [Mn], [Nb], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V]는 강판 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)
2. C : 0.030 내지 0.10 질량％, Si : 1.0 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Mn : 0.8 내지 2.0 질량％, P : 0.03 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), S : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Al : 0.01 내지 0.10 질량％, Nb : 0.035 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Ti : 0.015 내지 0.03 질량％, B : 0.0010 내지 0.0035 질량％. 및 N : 0.0050 내지 0.01 질량％를 함유하고,

   또한 Cu : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Ni : 2.0 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Cr : 1 질량％ 이하(0 ％를 포함함), Mo : 0.5 질량％ 이하(0 ％를 포함함) 및 V : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함함)를 함유하고,

   잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 후강판이며,

   구 오스테나이트립의 평균 원 상당 직경이 100 ㎛ 이하, 또한 그 편평률(긴 직경/짧은 직경)이 2.5 이하이고,

   게다가 하기 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는 것을 특징으로 하는 HAZ 인성이 우수한 후강판.

   1.5 ≤ [Ti]/[N] ≤ 4 …(1)

   40 ≤ X값 ≤ 160 …(2)

   X값 = 500[C] + 32[Si] + 8[Mn] - 9[Nb] + 14[Cu] + 17[Ni] - 5[Cr] - 25[Mo] - 34[V]

   (식 중, [Ti], [N], [C], [Si], [Mn], [Nb], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V]는 강판 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, δ역의 온도 범위가 40 ℃ 이하인 HAZ 인성이 우수한 후강판.
4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 깊이 t/4의 위치(t = 판 두께)에 있어서, Ti계 탄질화물의 평균 입자 직경이 43 ㎚ 이하인 HAZ 인성이 우수한 후강판.
5. 제1항 또는 제2항에 있어서, Ca : 0.005 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), Mg : 0.005 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음), 및 REM : 0.01 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 HAZ 인성이 우수한 후강판.
6. 제1항 또는 제2항에 있어서, Zr : 0.1 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음) 및 Hf : 0.05 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 HAZ 인성이 우수한 후강판.
7. 제1항 또는 제2항에 있어서, Co : 2.5 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음) 및 W : 2.5 질량％ 이하(0 ％를 포함하지 않음)로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 HAZ 인성이 우수한 후강판.

Images