KR101011072B1 - 고강도 후강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

질량％로, C : 0.18％ 이상, 0.23％ 이하, Si : 0.1％ 이상, 0.5％ 이하, Mn : 1.0％ 이상, 2.0％ 이하, P : 0.020％ 이하, S : 0.010％ 이하, Ni : 0.5％ 이상, 3.0％ 이하, Nb : 0.003％ 이상, 0.10％ 이하, Al : 0.05％ 이상, 0.15％ 이하, B : 0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하, N : 0.006％ 이하를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]를, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 농도(질량％)로 한 경우에, Pcm ＝ [C] ＋ [Si]/30 ＋ [Mn]/20 ＋ [Cu]/20 ＋ [Ni]/60 ＋ [Cr]/20 ＋ [Mo]/15 ＋ [V]/10 ＋ 5[B]에 의해 산출되는 용접 균열 감수성 지표(Pcm)가 0.36％ 이하인 것을 만족시키는 성분 조성을 갖고, A_c3 변태점이 830℃ 이하이고, 마르텐사이트 조직분율이 90％ 이상이고, 항복 강도가 1300㎫ 이상이고, 인장 강도가 1400㎫ 이상 또한 1650㎫ 이하이고, 또한 인장 강도와, 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 사용하여, Nγ ＝ －3＋log₂m에 의해 산출되는 구오스테나이트 결정 입도 번호(Nγ)가, 상기 인장 강도를 [TS](㎫)로 한 경우에, 상기 인장 강도가 1550㎫ 미만에서는, Nγ ≥ ([TS] － 1400) × 0.004 ＋ 8.0, 또한 Nγ ≤ 11.0을 만족시키고, 상기 인장 강도가 1550㎫ 이상에서는, Nγ ≥ ([TS] － 1550) × 0.008 ＋ 8.6, 또한 Nγ ≤ 11.0을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판.

Description

고강도 후강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL PLATE AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 사용되고, 내지연 파괴 특성, 굽힘 가공성 및 용접성이 우수하고, 항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 고강도이고, 판 두께 4.5㎜ 이상, 25㎜ 이하인 고강도 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은 2008년 9월 17일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2008-237264호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 세계적인 건설 수요를 배경으로, 크레인이나 콘크리트 펌프차 등의 건설 기계의 생산이 계속해서 늘어나고 있고, 동시에 이들 건설 기계의 대형화가 진행되고 있다. 건설 기계의 대형화에 수반하는 중량 증가를 억제하기 위해, 구조 부재의 경량화 요구가 보다 높아지고 있고, 항복 강도 900㎫ 내지는 1100㎫급의 고강도강으로의 시프트가 진행되고 있다. 최근에는, 더욱 고강도인 항복 강도 1300㎫ 이상(인장 강도는 1400㎫ 이상, 바람직하게는 1400 내지 1650㎫)의 구조 부재용 후강판의 수요가 높아지고 있다.

일반적으로 인장 강도가 1200㎫를 초과하면, 수소에 의한 지연 균열이 발생할 가능성이 있다. 그로 인해, 특히, 항복 강도 1300㎫(인장 강도 1400㎫)급의 강판에 대해서는, 높은 내지연 파괴 특성이 요구된다. 또한, 고강도로 될수록, 굽힘 가공성이나 용접성 등의 사용 성능면에서 불리하다. 따라서, 이들 사용 성능에 대해서도 종래의 1100㎫급 고강도강에 비해 크게 저하되지 않는 것이 요구된다.

항복 강도 1300㎫급의 구조 부재용 후강판에 관한 기술 개시에 대해서는, 예를 들어 특허 문헌 1에 있어서, 인장 강도가 1370 내지 1960N/㎟급이고 또한 내수소 취화 특성도 우수한 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나, 특허 문헌 1의 기술은 두께 1.8㎜의 냉연 강판에 관한 것으로, 70℃/sec 이상의 높은 냉각 속도를 전제로 하고 있고, 용접성에 대해 전혀 고려되어 있지 않다.

고강도강의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 기술로서, 종래부터 결정립경을 미세화하는 기술이 알려져 있다. 특허 문헌 2나 특허 문헌 3 등이 그 기술의 예이다. 그러나, 이들 예에서는, 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해, 구오스테나이트 결정립경을 5㎛ 이하(특허 문헌 2) 내지 7㎛ 이하(특허 문헌 3)로 할 필요가 있다. 그러나, 통상의 제조 프로세스에서는 후강판의 결정립경을 이와 같은 크기까지 미세화하는 것은 용이하지 않다. 특허 문헌 2 및 특허 문헌 3에 개시되는 기술은 모두 켄칭 전의 급속 가열에 의해 구오스테나이트 결정립경을 미세화하는 기술이다. 그러나, 후강판을 급속 가열하기 위해서는, 특수한 가열 설비를 필요로 하므로, 그 기술의 실현은 어렵다. 또한, 결정립 미세화에 수반하여 켄칭성이 저하되므로, 강도를 확보하기 위해서는 합금 원소가 더 필요해진다. 그로 인해, 용접성이나 경제성의 관점에서도 과도한 결정립 미세화는 바람직하지 않다.

내마모성이 요구되는 용도에는 항복 강도 1300㎫급에 상당하는 고강도의 강재가 널리 사용되고 있고, 내지연 파괴 특성이 고려된 강재의 예도 있다. 예를 들어, 특허 문헌 4 및 특허 문헌 5에는 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모강이 개시되어 있다. 특허 문헌 4 및 특허 문헌 5의 인장 강도는 각각 1400㎫ 내지 1500㎫, 1450㎫ 내지 1600㎫이다. 그러나, 특허 문헌 4 및 특허 문헌 5 모두 항복 응력에 대해서는 기재되어 있지 않다. 내마모성에 대해서는 경도가 중요한 인자이므로, 인장 강도는 내마모성에 영향을 미친다. 그러나, 항복 강도는 내마모성에 그다지 영향을 미치지 않으므로, 통상, 내마모강에서는 항복 강도는 고려되지 않는다. 그로 인해, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재로서는 적절하지 않다고 생각된다.

특허 문헌 6은 구오스테나이트 입자의 신장화와, 급속 가열 템퍼링에 의해, 항복 강도 1300㎫급의 고강도 볼트 강재의 내지연 파괴 특성을 향상시키고 있다. 그러나, 급속 가열 템퍼링은 통상의 후판의 열처리 설비에서는 곤란하므로, 후강판으로의 적용은 어렵다.

이와 같이, 항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상이며, 내지연 파괴 특성이나, 굽힘 가공성, 용접성 등의 사용 성능을 구비한 구조 부재용 고강도 후강판(강재)를 경제적으로 얻기 위해서는, 종래의 기술에서는 충분하지 않았다.

일본 특허 출원 공개 평7-90488호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-80903호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-302974호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-229075호 공보 일본 특허 출원 공개 평1-149921호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-263876호 공보

본 발명의 목적은, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 사용되는 내지연 파괴 특성, 굽힘 가공성 및 용접성이 우수한 항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 구조 부재용 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 고강도를 얻기 위한 가장 경제적인 수단은 일정 온도로부터의 켄칭 열처리에 의해 강재 조직을 마르텐사이트로 하는 것이다. 마르텐사이트 조직을 얻기 위해서는, 강의 켄칭성과 냉각 속도가 적절해야만 한다. 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재로서 이용되는 후강판의 판 두께는 25㎜ 이하가 대부분이다. 판 두께 25㎜의 경우, 통상의 강판 냉각 설비를 사용한 켄칭 열처리 시에 있어서 수량 밀도가 1㎥/㎡ㆍmin 정도의 수냉 조건에서는, 판 두께 중심부의 평균 냉각 속도는 20℃/sec 이상이다. 그로 인해, 20℃/sec 이상의 냉각 속도에 있어서 마르텐사이트 조직으로 되는 충분한 켄칭성을 갖도록 강재 조성을 조정할 필요가 있다. 본 발명에 있어서의 마르텐사이트 조직은 켄칭 후에 대략 풀 마르텐사이트로 되어 있다고 생각되는 조직이다. 구체적으로는, 마르텐사이트 조직분율이 90％ 이상이고, 잔류 오스테나이트나 페라이트, 베이나이트 등 마르텐사이트 이외의 조직분율이 10％ 미만이다. 마르텐사이트 조직분율이 낮으면, 일정한 강도를 얻기 위해 여분의 합금 원소가 필요해진다.

켄칭성과 강도 높이기 위해서는, 합금 원소를 많이 첨가하면 좋다. 그러나, 합금 원소가 증가하면 용접성이 저하된다. 발명자는 판 두께가 25㎜이고, 구오스테나이트 결정 입도 번호가 8 내지 11이고, 또한 항복 강도가 1300㎫ 이상 또한 인장 강도가 1400㎫ 이상인 각종 강판에 대해, JIS Z 3158에 규정되는 y형 용접 균열 시험을 실시하고, 용접 균열 감수성 지표(Pcm)와, 예열 온도의 관계를 조사하였다. 그 결과를 도 1에 나타낸다. 용접 시공상의 부하를 경감시키기 위해서는, 가능한 한 예열 온도가 낮은 것이 바람직하다. 여기서는, 판 두께가 25㎜인 경우에 균열 정지 예열 온도, 즉 루트 균열률이 0으로 되는 예열 온도가 150℃ 이하인 것을 목표로 하였다. 도 1로부터, 예열 온도 150℃에서 루트 균열률이 완전히 0으로 되기 위한 Pcm은 0.36％ 이하이고, 이 Pcm을 합금 첨가량의 상한의 목표로 하였다.

용접 균열은 예열 온도의 영향이 크고, 도 1에는 용접 균열과 예열 온도의 관계를 나타내고 있다. 전술한 바와 같이 150℃의 예열 온도에 있어서 루트 균열률이 완전히 0으로 되기 위해서는, Pcm이 0.36％ 이하인 것이 필요하다. 125℃의 예열 온도에 있어서 루트 균열률이 완전히 0으로 되기 위해서는, Pcm이 0.34％ 이하인 것이 필요하다.

마르텐사이트 조직강의 내지연 파괴 특성은 강도에 크게 의존한다. 인장 강도가 1200㎫를 초과하면, 지연 파괴를 발생할 가능성이 있다. 또한, 고강도로 되는 것에 따라서 지연 파괴에 대한 감수성이 커진다. 마르텐사이트 조직강의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 수단으로서, 상술한 바와 같이 구오스테나이트 입경을 미세화시키는 방법이 있다. 그러나, 결정립 미세화에 수반하여 켄칭성이 저하되므로, 강도를 확보하기 위해서는 보다 다량의 합금 원소가 필요해진다. 그로 인해, 용접성이나 경제성의 관점에서도 과도한 결정립 미세화는 바람직하지 않다.

발명자는 강판의 강도, 특히 인장 강도와, 구오스테나이트 입경이 마르텐사이트 조직강의 내지연 파괴 특성에 미치는 영향을 상세하게 검토하였다. 그 결과, 인장 강도와 구오스테나이트 입경을 일정한 범위로 제어함으로써, 내지연 파괴 특성과, 합금 원소량을 억제한 조건에서 확실하게 마르텐사이트 조직이 얻어지는 충분한 켄칭성을 양립시킬 수 있는 것을 발견하였다. 그 구체적인 제어 범위를 이하에 서술한다.

내지연 파괴 특성의 평가는 지연 파괴 시험에서 파단되지 않은 수소량의 상한치인 「한계 확산성 수소량」으로 평가하였다. 이 방법은 철과 강, Vol.83(1997), p454에 기재되어 있다. 구체적으로는, 도 2에 도시하는 형상의 노치부 시험편에, 환봉 전해 수소 챠지에 의해 다양한 양의 확산성 수소를 시료에 함유시킨 후, 시료 표면에 도금 처리를 실시하여 수소의 분산을 방지하였다. 이 시험편에 대기 중에서 소정의 하중을 부하하여 보유 지지하고, 지연 파괴가 발생할 때까지의 시간을 측정하였다. 지연 파괴 시험에 있어서의 부하 응력은 각각의 강재의 인장 강도의 0.8배로 하였다. 도 3은 확산성 수소량과 지연 파괴에 이르기까지의 파단 시간의 관계의 일례이다. 시료 중에 포함되는 확산성 수소량이 적어질수록 지연 파괴에 이르기까지의 시간이 길어진다. 또한, 확산성 수소량이 어느 값 이하에서는, 지연 파괴가 발생하지 않게 된다. 시험 후 신속하게 시험편을 회수하여, 가스 크로마토그래프로 100℃/hr의 승온 조건으로 400℃까지 승온하여 측정한 수소량의 적분치를 「확산성 수소량」으로 정의한다. 또한, 시험편이 파단되지 않게 되는 한계의 수소량을 「한계 확산성 수소량(Hc)」으로 정의한다.

한편, 환경으로부터 강재에 침입하는 수소량도 강재의 야금적 인자에 의해 변화된다. 환경으로부터 강재에 침입하는 수소량을 평가하기 위해, 부식 촉진 시험을 행하였다. 이 시험에서는, 5질량％ NaCl 용액을 사용하여, 도 4에 도시하는 사이클로 30일간 건습 반복을 행한다. 시험 후, 강재 중에 침입한 수소량을 확산성 수소량의 측정과 동일한 승온 조건에서 가스 크로마토그래프를 사용하여 측정한 수소량의 적분치를 「환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)」으로 정의한다. 「한계 확산성 수소량(Hc)」이 「환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)」보다도 상대적으로 충분히 높으면, 지연 파괴 감수성이 낮다고 생각된다. Hc/HE가 3보다 큰 경우에, 지연 파괴 감수성이 낮고, 내지연 파괴 특성이 양호하다고 평가한다.

발명자는 상기 방법에 의해, 인장 강도와 구오스테나이트 입경을 변화시킨 마르텐사이트 조직강의 지연 파괴 감수성을 평가하였다. 구오스테나이트 입경은 구오스테나이트 입도 번호에 의해 평가하였다. 그 결과를 도 5에 나타낸다. 도 5에서는 Hc/HE > 3을 ○로, Hc/HE ≤ 3을 ×로 나타내고 있다. 도 5로부터, 지연 파괴 감수성은 인장 강도와 구오스테나이트 입도 번호(Nγ)에 의해 잘 정리되는 것을 알 수 있다. 즉, 인장 강도와 구오스테나이트 입경을 더불어 제어함으로써, 내지연 파괴 특성을 확실하게 향상시킬 수 있는 것을 나타내고 있다.

도 5로부터, 인장 강도 1400㎫ 이상에 있어서, 지연 파괴 감수성이 낮은 Hc/HE > 3을 확실하게 만족시키기(Hc/HE ≤ 3으로 되는 경우가 없음) 위해서는, 이하의 관계를 만족시키고 있으면 좋다. 즉, 인장 강도가 1400㎫ 이상, 1550㎫ 미만인 경우에는, Nγ ≥ ([TS] － 1400) × 0.004 ＋ 8.0이다. 또한, 인장 강도가 1550㎫ 이상, 1650㎫ 이하인 경우에는 Nγ ≥ ([TS] － 1550) × 0.008 ＋ 8.6이다. 여기서, [TS]는 인장 강도(㎫), Nγ는 구오스테나이트 결정 입도 번호이다. 구오스테나이트 결정 입도 번호는 JIS G 0551(2005)(ISO 643)의 방법으로 측정하였다. 즉, 구오스테나이트 결정 입도 번호는 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 사용하여, Nγ ＝ －3 ＋ log₂m에 의해 산출된다.

이와 같이 미세화는 지연 파괴 감수성 저감에 유효하다. 그러나, 입경을 작게 하면, 켄칭성이 저하되므로, 마르텐사이트 조직(마르텐사이트)을 얻기 어려워진다. 그로 인해, 소정의 강도를 얻기 위해서는, 보다 많은 합금 원소가 필요해진다. 상술한 바와 같이 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재로서 이용되는 후강판의 판 두께 범위를 고려하면, 20℃/sec 정도의 냉각 속도로 마르텐사이트를 얻는 것이 필요하다. 또한, 상술한 용접성을 확보하는 관점에서 Pcm의 상한을 규제하면, 오스테나이트 입경을 과도하게 미세화한 경우, 이 냉각 속도로는 마르텐사이트를 얻기 어려워진다. 발명자는 합금량과 구오스테나이트 입경과 강도의 관계를 다양하게 조사하였다. 그 결과, Pcm이 0.36％ 이하라고 하는 합금량의 제약 하에서는, 구오스테나이트 입도 번호가 11.0보다 크면, 20℃/sec의 냉각 속도에 있어서 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없는 것을 발견하였다. 또한, 도 5에서는 구오스테나이트 입도 번호가 11 미만임에도 불구하고, 인장 강도가 1400㎫을 만족시키지 않는 플롯은, C량이 본 발명의 C의 하한인 0.18％ 미만이다. 또한, Pcm이 0.36％ 이하임에도 불구하고, 인장 강도가 1650㎫를 초과하는 플롯은, C량이 본 발명의 C의 상한인 0.23％ 초과이다.

또한, 1650㎫를 초과하면 굽힘 가공성이 크게 저하되므로, 인장 강도의 상한을 1650㎫로 한다.

따라서, 본 발명의 강판의 인장 강도 범위(1400㎫ 이상, 1650㎫ 이하)에 있어서, 내지연 파괴 특성을 향상시키고, 또한 합금 원소량을 억제하면서 확실하게 마르텐사이트 조직을 얻기 위해서는, 이하의 (a) 및 (b)의 관계를 만족시키고 있으면 좋다.

(a) : 인장 강도가 1400㎫ 이상, 1550㎫ 미만에서는, Nγ ≥ ([TS] － 1400) × 0.004 ＋ 8.0, 또한 Nγ ≤ 11.0

(b) : 인장 강도가 1550㎫ 이상, 1650㎫ 이하에서는, Nγ ≥ ([TS] － 1550) × 0.008 ＋ 8.6, 또한 Nγ ≤ 11.0

여기서, [TS]는 인장 강도(㎫), Nγ는 구오스테나이트 결정 입도 번호이다. (a), (b)를 만족시키는 범위는 도 5 중 굵은 선으로 둘러싸인 영역으로 나타낸다.

마르텐사이트 조직강의 강도는 C량 및 템퍼링 온도의 영향을 크게 받는다. 그로 인해, 항복 강도를 1300㎫ 이상, 또한 인장 강도를 1400㎫ 이상, 1650㎫ 이하로 하기 위해서는, C량과 템퍼링 온도를 적절하게 선택할 필요가 있다. 도 6 및 도 7은 각각 마르텐사이트 조직강의 항복 강도와 인장 강도에 대한, C량 및 템퍼링 온도의 영향을 나타내고 있다.

템퍼링 열처리를 하지 않은 경우, 즉 켄칭의 상태에서는, 마르텐사이트 조직강의 항복비는 낮다. 그로 인해, 인장 강도는 높은 반면, 항복 강도가 낮아진다. 항복 강도를 1300㎫ 이상으로 하기 위해서는, C량은 약 0.24％ 이상이 필요하다. 그러나, 이 C량으로는 인장 강도 1650㎫ 이하를 만족시키는 것이 어렵다.

한편, 450℃ 이상에서 템퍼링 열처리된 마르텐사이트 조직에서는, 항복비는 증가하지만, 인장 강도가 크게 저하된다. 1400㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, C량을 약 0.35％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 이 C량으로는 용접성을 확보하기 위해 Pcm을 0.36％ 이하로 하는 것은 곤란하다.

마르텐사이트 조직강을 200℃ 이상, 300℃ 이하의 저온에서 템퍼링 열처리함으로써, 인장 강도를 그다지 저하시키지 않고 항복비를 높일 수 있다. 이 경우에는, 상기한 항복 강도 1300㎫ 이상, 또한 인장 강도 1400㎫ 이상 1650㎫ 이하의 조건을 만족시키는 것이 가능해진다.

또한, 마르텐사이트 조직강을 300℃ 초과, 450℃ 미만 정도의 온도에서 템퍼링한 경우, 소위 저온 템퍼링 취화에 의해 인성이 저하되는 문제가 있다. 그러나, 템퍼링 온도가 200℃ 이상, 300℃ 이하이면, 이 템퍼링 취화는 발생하지 않으므로, 인성 저하는 문제로 되지 않는다.

이상의 것으로부터, 적절한 C량과 합금 원소를 함유하는 마르텐사이트 조직강을 200℃ 이상 300℃ 이하의 저온에서 템퍼링함으로써, 인성 저하를 수반하지 않고 항복비를 상승시킬 수 있고, 1300㎫ 이상의 항복 강도와, 1400㎫ 이상, 1650㎫ 이하의 인장 강도를 양립시킬 수 있다고 하는 지식을 얻는 데 이르렀다.

본 발명에서는, 구오스테나이트 입경을 현저하게 미세화시킬 필요는 없다. 그러나, 상기 (a) 및 (b)를 만족시키는 구오스테나이트 입도 번호로의 적당한 입경 제어가 필요하다. 발명자는 제조 조건 등을 다양하게 검토한 결과, 다음과 같은 제조 방법에 의해, 상기 (a) 및 (b)를 만족시키는 구오스테나이트 입도 번호의 폴리고날한 정립(regulating grain)을 용이하고, 또한 안정적으로 얻을 수 있다고 하는 지식을 얻었다. 즉, 강판에 Nb를 적량 첨가하고, 열간 압연 시에 적당한 제어 압연을 행하고, 켄칭 전의 강판에 적당한 가공 변형을 도입한다. 그 후, 재가열 온도를 A_c3 변태점 ＋ 20℃ 이상, 또한 850℃ 이하의 범위에서 재가열 켄칭을 행한다. 재가열 온도가 A_c3 변태점의 바로 위에서는, 오스테나이트화가 충분하지 않아 혼립 조직으로 되어, 오히려 오스테나이트의 평균 입경이 작아진다. 그로 인해, 재가열 온도를 A_c3 변태점 ＋ 20℃ 이상으로 하였다. 도 8에 켄칭 가열 온도(재가열 온도)와 구오스테나이트 입경의 관계의 일례를 나타낸다. 또한, 강판의 굽힘 가공성에도 구오스테나이트의 미립화는 유효해, 인장 강도와 구오스테나이트 입도 번호가 본 발명의 범위 내이면, 양호한 굽힘 가공성을 갖는다.

이들 지식에 의해, 항복 강도 1300㎫ 이상, 또한 인장 강도 1400㎫ 이상(바람직하게는 1400 내지 1650㎫)이고, 내지연 파괴 특성, 굽힘 가공성 및 용접성이 우수한 판 두께 4.5㎜ 내지 25㎜의 후강판을 얻을 수 있다.

본 발명의 요지는, 하기와 같다.

(1) 질량％로, C : 0.18％ 이상, 0.23％ 이하, Si : 0.1％ 이상, 0.5％ 이하, Mn : 1.0％ 이상, 2.0％ 이하, P : 0.020％ 이하, S : 0.010％ 이하, Ni : 0.5％ 이상, 3.0％ 이하, Nb : 0.003％ 이상, 0.10％ 이하, Al : 0.05％ 이상, 0.15％ 이하, B : 0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하, N : 0.006％ 이하를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]를, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 농도(질량％)로 한 경우에, Pcm ＝ [C] ＋ [Si]/30 ＋ [Mn]/20 ＋ [Cu]/20 ＋ [Ni]/60 ＋ [Cr]/20 ＋ [Mo]/15 ＋ [V]/10 ＋ 5[B]에 의해 산출되는 용접 균열 감수성 지표(Pcm)가 0.36％ 이하인 것을 만족시키는 성분 조성을 갖고, A_c3 변태점이 830℃ 이하이고, 마르텐사이트 조직분율이 90％ 이상이고, 항복 강도가 1300㎫ 이상이고, 인장 강도가 1400㎫ 이상 또한 1650㎫ 이하이고, 또한 인장 강도와, 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 사용하여, Nγ ＝ －3 ＋ log₂m에 의해 산출되는 구오스테나이트 결정 입도 번호(Nγ)가, 상기 인장 강도를 [TS](㎫)로 한 경우에, 상기 인장 강도가 1550㎫ 미만에서는 Nγ ≥ ([TS] － 1400) × 0.004 ＋ 8.0, 또한 Nγ ≤ 11.0을 만족시키고, 상기 인장 강도가 1550㎫ 이상에서는 Nγ ≥ ([TS] － 1550) × 0.008 ＋ 8.6, 또한 Nγ ≤ 11.0을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 후강판.

(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 강판에서는, 질량％로, Cu : 0.05％ 이상, 0.5％ 이하, Cr : 0.05％ 이상, 1.5％ 이하, Mo : 0.03％ 이상, 0.5％ 이하, V : 0.01％ 이상, 0.10％ 이하 중 1종 이상을 더 포함해도 좋다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 판 두께가 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하라도 좋다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성을 갖는 강편 또는 주조편을 1100℃ 이상으로 가열하고, 판 두께가 4.5㎜ 이상, 25㎜ 이하인 강판으로 되도록, 930℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이상, 65％ 이하이고, 860℃ 이상에서 압연을 종료하는 열간 압연을 행하고, 냉각 후, 상기 강판을 A_c3 변태점 ＋ 20℃ 이상, 또한 850℃ 이하의 온도로 재가열하고, 그 후, 600℃로부터 300℃까지의 상기 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 이상으로 되는 냉각 조건에서 200℃ 이하까지 가속 냉각을 행하고, 또한 그 후, 200℃ 이상, 300℃ 이하의 온도 범위에서 템퍼링 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 후강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 사용되는 내지연 파괴 특성, 굽힘 가공성 및 용접성이 우수한 항복 강도 1300㎫ 이상, 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 후강판을 경제적으로 제공할 수 있다.

도 1은 Pcm과 y형 용접 균열 시험에 있어서의 균열 정지 예열 온도와의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 내수소 취화 특성 평가용 노치 시험편의 설명도이다.
도 3은 확산성 수소량과 지연 파괴에 이르기까지의 파단 시간과의 관계의 일례를 나타내는 그래프이다.
도 4는 부식 촉진 시험의, 건습 및 온도 변화의 반복 조건을 나타내는 그래프이다.
도 5는 구오스테나이트 입도 번호, 인장 강도와, 내지연 파괴 특성의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 마르텐사이트 조직강의 C량, 템퍼링 온도와 항복 응력의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 7은 마르텐사이트 조직강의 C량, 템퍼링 온도와 인장 응력의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 8은 마르텐사이트 조직강의 켄칭 가열 온도와 구오스테나이트 결정 입도 번호의 관계의 일례를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 강 성분의 한정 이유를 서술한다.

C는, 마르텐사이트 조직의 강도에 크게 영향을 미치는 중요한 원소이다. 본 발명에 있어서, C 함유량은 마르텐사이트 조직분율이 90％ 이상일 때에, 1300㎫ 이상의 항복 강도와, 1400㎫ 이상, 1650㎫ 이하의 인장 강도를 얻기 위해 필요한 양으로서 결정된다. C량의 범위는 0.18％ 이상 0.23％ 이하이다. C량이 0.18％ 미만에서는, 강판은 소정의 강도를 갖지 않는다. 또한, C량이 0.23％ 초과에서는, 강판의 강도가 지나치거나, 가공성이 열화된다. 강도를 안정적으로 확보하기 위해서는, C량의 하한을 0.19％ 또는 0.20％로, C량의 상한을 0.22％로 제한해도 좋다.

Si는 탈산재 및 강화 원소로서 작용하고, 0.1％ 이상의 첨가로 그 효과가 인정된다. 그러나, Si를 많이 첨가하면 A_c3점(A_c3 변태점)이 높아지고, 또한 인성을 저해할 우려도 있다. 그로 인해, Si량의 상한을 0.5％로 한다. 인성을 개선하기 위해, Si량의 상한을 0.40％, 0.32％ 또는 0.29％로 제한해도 좋다.

Mn은 켄칭성을 높이고, 강도를 향상시키기 위해 유효한 원소이고, 또한 A_c3점을 내리는 효과도 있다. 그로 인해, Mn을 적어도 1.0％ 이상 첨가한다. 그러나, Mn량이 2.0％를 초과하면 편석을 조장하여 인성이나 용접성을 저해하는 경우가 있다. 그로 인해, 2.0％를 Mn 첨가의 상한으로 한다. 강도를 안정적으로 확보하기 위해, Mn량의 하한을 1.30％, 1.40％ 또는 1.50％로, Mn량의 상한을 1.89％ 또는 1.79％로 제한해도 좋다.

P는 불가피적 불순물로서, 굽힘 가공성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, P량을 0.020％ 이하로 억제한다. 굽힘 가공성을 향상시키기 위해, P량을 0.010％ 이하, 0.008％ 이하 또는 0.005％ 이하로 제한해도 좋다.

S도 불가피적 불순물로서, 내지연 파괴 특성이나 용접성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, S량을 0.010％ 이하로 억제한다. 내지연 파괴 특성이나 용접성을 향상시키기 위해, S량을 0.006％ 이하 또는 0.003％ 이하로 제한해도 좋다.

Ni는 켄칭성 및 인성을 향상시키고, 또한 A_c3점을 저하시키는 효과가 있으므로, 본 발명에 있어서는 매우 중요한 원소이다. 그로 인해, Ni를 적어도 0.5％ 이상 첨가한다. 그러나, Ni는 고가의 원소이므로, 첨가량은 3.0％ 이하로 한다. 보다 인성을 향상시키기 위해, Ni량의 하한을 0.8％, 1.0％ 또는 1.2％로 제한해도 좋다. 또한, 가격 상승을 억제하기 위해, Ni량의 상한을 2.0％, 1.8％ 또는 1.5％로 제한해도 좋다.

Nb는 압연 중에 미세탄화물을 생성하여 미재결정 온도 영역을 넓혀 제어 압연 효과를 높이고, 켄칭 전의 압연 조직에 적당한 변형을 도입하는 효과가 있다. 또한, 피닝 효과에 의해 켄칭 가열 시의 오스테나이트 조대화를 억제하는 효과가 있다. 그로 인해, Nb는 본 발명에 있어서의 소정의 구오스테나이트 입경을 얻기 위해 필수적인 원소이다. 따라서, Nb를 0.003％ 이상 첨가한다. 그러나, Nb를 과잉으로 첨가하면 용접성을 저해하는 경우가 있다. 그로 인해, Nb의 첨가량은 0.10％ 이하로 한다. Nb의 첨가 효과를 확실하게 하기 위해, Nb량의 하한을 0.008％, 0.012％로 제한해도 좋다. 또한, 용접성을 향상시키기 위해, Nb량의 상한을 0.05％, 0.03％ 또는 0.02％로 제한해도 좋다.

Al은 켄칭성 향상에 필요한 프리 B(free B)를 확보하기 위해 N을 고정할 목적으로 0.05％ 이상 첨가한다. 그러나, Al의 과잉 첨가는 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, Al량의 상한은 0.15％로 한다. Al의 과잉의 첨가는 강의 청정도를 악화시킬 우려가 있으므로, Al량의 상한을 0.11％ 또는 0.08％로 제한해도 좋다.

B는 켄칭성을 높이기 위해 유효한 필수 원소이다. 그 효과를 발휘하기 위해서는, B량은 0.0003％ 이상 필요하다. 그러나, 0.0030％를 초과하여 B를 첨가하면, 용접성이나 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그로 인해, B량은 0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하로 한다. B의 첨가에 의한 켄칭성 향상 효과를 보다 높이기 위해, B량의 하한을 0.0005％ 또는 0.0008％로 제한해도 좋다. 또한, 용접성이나 인성의 저하를 방지하기 위해, B의 상한을 0.0021％ 또는 0.0016％로 제한해도 좋다.

N은 과잉으로 포함되면, 인성을 저하시키는 동시에, BN을 형성하여 B의 켄칭성 향상 효과를 저해한다. 그로 인해, N량을 0.006％ 이하로 억제한다.

이상과 같은 원소를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이, 본 발명의 강의 기본 조성이다. 또한, 본 발명에서는 상기 성분 외에, Cu, Cr, Mo, V 중 1종 이상을 첨가할 수 있다.

Cu는 고용 강화에 의해 인성을 저하시키지 않고 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 그로 인해, Cu를 0.05％ 이상 첨가해도 좋다. 그러나, Cu를 다량으로 첨가해도 강도 향상 효과에는 한계가 있고, Cu는 고가의 원소이기도 하다. 그로 인해, Cu의 첨가는 0.5％ 이하로 한다. 보다 비용을 억제하기 위해, Cu량을 0.32％ 이하 또는 0.25％ 이하로 제한해도 좋다.

Cr은 켄칭성을 향상시키고, 강도 향상에 유효하다. 그로 인해, Cr을 0.05％ 이상 첨가해도 좋다. 그러나, Cr을 과잉으로 첨가하면 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그로 인해, Cr의 첨가는 1.5％ 이하로 한다. 인성 저하를 방지하기 위해, Cr량의 상한을 1.0％, 0.7％ 또는 0.4％로 제한해도 좋다.

Mo는 켄칭성을 향상시키고, 강도 향상에 유효하다. 그로 인해, Mo를 0.03％ 이상 첨가해도 좋다. 그러나, 템퍼링 온도가 낮은 본 발명의 제조 조건에서는, 석출 강화의 효과는 기대할 수 없으므로, Mo를 다량으로 첨가해도 강도 향상 효과에는 한계가 있다. 또한, Mo는 고가의 원소이기도 하다. 그로 인해, Mo의 첨가는 0.5％ 이하로 한다. 비용 억제를 위해, Mo량의 상한을 0.31％ 또는 0.24％로 제한해도 좋다.

V도 켄칭성을 향상시키고, 강도 향상에 유효하다. 그로 인해, V를 0.01％ 이상 첨가해도 좋다. 그러나, 템퍼링 온도가 낮은 본 발명의 제조 조건에서는, 석출 강화의 효과는 기대할 수 없으므로, V를 다량으로 첨가해도 강도 향상 효과에는 한계가 있다. 또한, V는 고가의 원소이기도 하다. 그로 인해, V의 첨가는 0.10％ 이하로 한다. 필요에 따라서, V량을 0.07％ 또는 0.04％로 제한해도 좋다.

이상의 성분 범위의 한정에 추가하여, 본 발명에서는, 상술한 바와 같이 용접성을 확보하기 위해, 하기 식 1에 나타내는 Pcm이 0.36％ 이하로 되도록 성분 조성을 한정한다. 보다 용접성을 향상시키기 위해, 0.35％ 이하 또는 0.34％ 이하로 해도 좋다.

[식 1]

Pcm ＝ [C] ＋ [Si]/30 ＋ [Mn]/20 ＋ [Cu]/20 ＋ [Ni]/60 ＋ [Cr]/20 ＋ [Mo]/15 ＋ [V]/10 ＋ 5[B]

여기서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]는, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량％이다.

또한, 용접 취화를 방지하기 위해, 하기 식 2에 나타내는 탄소당량(Ceq)을 0.80 이하로 해도 좋다.

[식 2]

Ceq ＝ [C] ＋ [Si]/24 ＋ [Mn]/6 ＋ [Ni]/40 ＋ [Cr]/5 ＋ [Mo]/4 ＋ [V]/14

다음에, 제조 방법에 대해 서술한다.

우선, 상기한 강 성분 조성의 강편 또는 주조편을 가열하여 열간 압연을 행한다. 가열 온도는 Nb가 충분히 고용되도록 1100℃ 이상으로 한다.

또한, 구오스테나이트 입도 번호 8 내지 11의 범위로의 적당한 입경 제어를 행한다. 그로 인해, 열간 압연 시에 적당한 제어 압연을 행하고, 켄칭 전의 강판에 적당한 가공 변형을 도입하여, 켄칭 가열 온도를 A_c3 변태점 ＋20℃ 이상, 또한 850℃ 이하의 범위로 하는 것이 필요하다.

열간 압연 시의 제어 압연에서는 930℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에 있어서의 누적 압하율이 30％ 이상, 65％ 이하로 되도록 압연하고, 860℃ 이상에서 압연을 종료하여 판 두께 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하의 후강판으로 한다. 이 제어 압연의 목적은 재가열 켄칭 전의 강판에 적당한 가공 변형을 도입하는 데 있다. 또한, 제어 압연의 상기 온도 범위는 Nb가 적량 함유된 본 발명 강의 미재결정 온도 영역이다. 이 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 30％ 미만에서는, 가공 변형이 불충분하다. 그로 인해, 재가열 시의 오스테나이트가 조대해진다. 또한, 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 65％ 초과이거나, 압연 종료 온도가 860℃ 미만이면, 가공 변형이 과잉으로 된다. 이 경우에는, 가열 시의 오스테나이트가 혼립 조직으로 되는 경우가 있다. 그로 인해, 켄칭 가열 온도가 하기의 적정 범위라도, 구오스테나이트 입도 번호 8 내지 11의 입경 조정 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다.

열간 압연 후, 강판을 냉각하여, A_c3 변태점 ＋20℃ 이상, 또한 850℃ 이하의 온도로 재가열하고, 그 후 200℃ 이하까지 가속 냉각하는 켄칭 열처리를 행한다. 켄칭 가열 온도는 당연히 A_c3 변태점보다 높아야만 한다. 그러나, 가열 온도를 A_c3 변태점의 바로 위로 하면, 조직이 혼립으로 되어 적절한 입경 제어를 할 수 없는 경우가 있다. 켄칭 가열 온도는 A_c3 변태점 ＋20℃ 이상이 아니면 확실하게 폴리고날한(등방성의) 정립이 얻어지지 않는다. 따라서, 켄칭 가열 온도를 850℃ 이하로 하기 위해서는, 강재의 A_c3 변태점은 830℃ 이하인 것을 필요로 한다. 또한, 인성이나 내지연 파괴 특성이 저하되므로, 일부에 조대 입자가 포함되는 혼립 조직은 바람직하지 않다. 또한, 켄칭 가열 시에, 특별히 급속 가열을 행할 필요는 없다. 또한, 몇 가지의 A_c3 변태점의 계산식이 제안되어 있다. 그러나, 본 강종의 성분 범위에서는 계산식의 정밀도가 낮으므로, A_c3 변태점을 열팽창 측정법 등으로 실측한다.

켄칭 열처리의 냉각에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 600℃로부터 300℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 이상으로 되는 조건에서, 강판을 200℃ 이하까지 가속 냉각한다. 이 냉각에 의해 판 두께 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하의 강판에 있어서, 조직분율로 90％ 이상인 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있다. 판 두께 중심부의 냉각 속도는 직접 측정할 수 없으므로, 판 두께, 표면 온도, 냉각 조건으로부터 전열 계산에 의해 계산된다.

켄칭 상태의 마르텐사이트 조직은 항복비가 낮다. 그로 인해, 항복 강도를 상승시키는 것을 목적으로 하여, 200℃ 이상, 300℃ 이하의 온도 범위에서 템퍼링 열처리를 행한다. 템퍼링 온도가 200℃ 미만에서는, 항복 강도 상승 효과가 얻어지지 않는다. 반대로, 템퍼링 온도가 300℃를 초과하면, 템퍼링 취화로 인해 인성이 저하된다. 그로 인해, 템퍼링 열처리는 200℃ 이상, 300℃ 이하로 한다. 템퍼링 열처리의 시간은 15분 정도 이상이면 된다.

표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성을 갖는 A 내지 AE의 강을 용제하여 강편을 얻었다. 이들 강편을, 표 3에 나타내는 1 내지 15의 본 발명의 실시예와, 표 5에 나타내는 16 내지 46의 비교예의 각각의 제조 조건에 의해, 판 두께 4.5 내지 25㎜의 강판을 제조하였다.

이들 강판에 대해, 항복 강도, 인장 강도, 구오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성을 평가하였다. 표 4에 1 내지 15의 본 발명의 실시예의 결과를, 표 6에 16 내지 46의 비교예의 결과를 나타내고 있다. 또한, A_c3 변태점을 실측하였다.

항복 강도와 인장 강도는 JIS Z 2201에 규정한 1A호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 규정한 인장 시험에 의해 측정하였다. 항복 강도는 1300㎫ 이상을 합격, 인장 강도는 1400 내지 1650㎫를 합격으로 하였다.

구오스테나이트 입도 번호는 JIS G 0551(2005)의 방법으로 측정하여, 인장 강도와 구오스테나이트 입도 번호가, 상기 (a), (b)를 만족시키는 경우에 합격으로 하였다.

마르텐사이트 조직분율의 평가를 위해, 판 두께 중심부 부근으로부터 채취한 샘플을 사용하여, 투과형 전자 현미경에 의해, 배율 5000배로 20㎛ × 30㎛의 범위를 5시야 관찰하였다. 각각의 시야에 있어서의 마르텐사이트 조직의 면적을 측정하여, 각각의 면적의 평균치로부터 마르텐사이트 조직분율을 산출하였다. 이때, 마르텐사이트 조직은 전위 밀도가 높아, 300℃ 이하의 템퍼링 열처리에서는, 시멘타이트는 극히 조금밖에 생성되지 않는다. 그로 인해, 마르텐사이트 조직을 베이나이트 조직 등과 구별할 수 있다.

용접 균열성의 평가를 위해, JIS Z 3158에 규정한 y형 용접 균열 시험으로 평가를 행하였다. 평가에 제공하는 강판의 판 두께는 제2 실시예, 제4 실시예, 제9 실시예, 제11 실시예를 제외하고 모두 25㎜이고, 입열 15kJ/㎝의 CO₂ 용접을 행하였다. 시험의 결과, 예열 온도 150℃에서 루트 균열률이 0이면 합격으로 평가하였다. 또한, 판 두께가 25㎜ 미만인 제2 실시예, 제4 실시예, 제9 실시예, 제11 실시예의 강판에 대해서는, 용접성은 동일한 성분의 제1 실시예, 제3 실시예, 제8 실시예, 제12 실시예와 동일하다고 생각되므로, y형 용접 균열 시험을 생략하였다.

굽힘 가공성의 평가를 위해, JIS Z 2248에 규정한 방법으로, JIS 1호 시험편(시험편의 길이 방향을 강판의 압연 방향과 수직한 방향으로 함)을 사용하여 판 두께의 3배의 굽힘 반경(3t)으로 되도록 180도 굽힘을 행하였다. 굽힘 시험 후에, 만곡부의 스크래치, 그 밖의 결함이 발생하지 않는 경우를 합격으로 하였다.

내지연 파괴 특성의 평가를 위해, 각각의 강판의 「한계 확산성 수소량(Hc)」 및 「환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)」을 측정하였다. Hc/HE가 3을 초과하는 경우에, 내지연 파괴 특성이 양호하다고 평가하였다.

인성의 평가를 위해, JIS Z 2201 4호 샤르피 시험편을 판 두께 중심부로부터 압연 방향에 대해 직각으로 채취하고, 3개의 시험편에 대해 －20℃에 있어서 샤르피 충격 시험을 행하였다. 각각의 시험편의 흡수 에너지의 평균치를 계산하여, 그 평균치가 27J 이상인 것을 목표로 하였다. 또한, 판 두께가 9㎜인 강판(제9 실시예)에 대해서는 5㎜ 서브 사이즈의 샤르피 시험편, 판 두께가 4.5㎜인 강판(제2 실시예)에 대해서는 3㎜ 서브 사이즈의 샤르피 시험편을 사용하였다. 서브 사이즈의 샤르피 시험편에 대해서는, 4호 샤르피 시험편의 판 폭이라고 가정한 경우(즉, 판 폭 10㎜)의 흡수 에너지값이 27J 이상인 것을 목표치로 하였다.

또한, A_c3 변태점은 후지 전파 공기제 Formastor-FⅡ를 사용하여, 2.5℃/분에 의한 승온 속도 조건으로 열팽창 측정에 의해 측정하였다.

또한, 표 1 및 표 2 중에서 밑줄을 그은 화학 성분(강 성분 조성), Pcm값, A_c3점의 수치는, 본 발명의 조건을 만족시키지 않는 것을 나타낸다. 표 3 내지 표 6 중에서 밑줄을 그은 수치는, 본 발명의 제조 조건을 만족시키지 않는 것, 혹은 특성이 불충분한 것을 나타내고 있다.

표 3 및 표 4의 본 발명의 제1 실시예 내지 제15 실시예에 있어서는, 상기한 항복 강도, 인장 강도, 구오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성의 목표치를 모두 만족시키고 있다. 이에 대해, 표 5 및 표 6의 제16 비교예 내지 제33 비교예에서는, 표 중 밑줄로 나타내는 화학 성분이 본 발명에 의해 한정된 범위를 일탈하고 있다. 그로 인해, 제16 비교예 내지 제33 비교예에서는, 본 발명의 제조 조건의 범위 내임에도 불구하고, 항복 강도, 인장 강도, 구오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성 중 하나 이상에서 목표치를 만족시키지 않는다. 제34 비교예는, 강 성분 조성은 본 발명 범위 내이지만, Pcm값이 본 발명 범위를 일탈하고 있으므로, 용접 균열성이 불합격이다. 제35 비교예는, 강 성분 조성은 본 발명 범위 내이지만, A_c3점이 본 발명 범위를 일탈하고 있으므로, 켄칭 가열 온도를 낮게 취할 수 없다. 그로 인해, 구오스테나이트 결정립의 미세화가 불충분해져, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제36 비교예 내지 제46 비교예에서는 강 성분 조성, Pcm값, A_c3점이 모두 본 발명 범위 내이지만, 본 발명의 제조 조건을 만족시키지 않는다. 그로 인해, 항복 강도, 인장 강도, 구오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성 중 하나 이상에서 목표치를 만족시키지 않는다. 즉, 제36 비교예는 가열 온도가 낮아, Nb가 고용되지 않으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 제36 비교예는 굽힘 가공성과 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제37 비교예는 930℃ 이하, 860℃ 이상에서의 누적 압하율이 낮으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 제37 비교예는 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제38 비교예는 켄칭 가열 온도가 800℃ 미만이므로, 오스테나이트가 지나치게 미세립으로 된다. 그로 인해, 켄칭성이 저하되어 90％ 이상의 마르텐사이트 조직분율이 얻어지지 않는다. 따라서, 제38 비교예는 항복 강도가 낮아, 불합격이다. 제39 비교예는 켄칭 가열 온도가 850℃를 초과하고 있으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제40 비교예는 600℃로부터 300℃까지의 냉각 속도가 작으므로, 90％ 이상의 마르텐사이트 조직분율이 얻어지지 않는다. 그로 인해, 항복 강도가 낮아, 불합격이다. 제41 비교예는 템퍼링을 하지 않으므로, 항복 강도가 낮아, 불합격이다. 제42 비교예는 템퍼링 온도가 300℃를 초과하고 있으므로, 인성이 낮아, 불합격이다. 제43 비교예는 템퍼링 온도가 제42 비교예보다도 높으므로, 강도가 낮아, 불합격이다. 제44 비교예는 930℃ 이하, 860℃ 이상에서의 누적 압하율이 높으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 제44 비교예는 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제45 비교예는 압연 종료 온도가 낮으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 제45 비교예는 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제46 비교예는 가속 냉각 종료 온도가 높으므로, 켄칭이 부족해, 90％ 이상의 마르텐사이트 조직분율이 얻어지지 않는다. 그로 인해, 제46 비교예는 인장 강도가 낮아, 불합격이다. 또한, 제46 비교예에서는 강판을 300℃까지 가속 냉각한 후, 200℃까지 공냉하고, 250℃까지 템퍼링하였다.

내지연 파괴 특성, 굽힘 가공성 및 용접성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims (4)

1. 질량％로,
   C : 0.18％ 이상, 0.23％ 이하,
   Si : 0.1％ 이상, 0.5％ 이하,
   Mn : 1.0％ 이상, 2.0％ 이하,
   P : 0.020％ 이하,
   S : 0.010％ 이하,
   Ni : 0.5％ 이상, 3.0％ 이하,
   Nb : 0.003％ 이상, 0.10％ 이하,
   Al : 0.05％ 이상, 0.15％ 이하,
   B : 0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하,
   N : 0.006％ 이하를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]를, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 농도(질량％)로 한 경우에, Pcm ＝ [C] ＋ [Si]/30 ＋ [Mn]/20 ＋ [Cu]/20 ＋ [Ni]/60 ＋ [Cr]/20 ＋ [Mo]/15 ＋ [V]/10 ＋ 5[B]에 의해 산출되는 용접 균열 감수성 지표(Pcm)가 0.36％ 이하인 것을 만족시키는 성분 조성을 갖고,
   A_c3 변태점이 830℃ 이하이고, 마르텐사이트 조직분율이 90％ 이상이고, 항복 강도가 1300㎫ 이상이고, 인장 강도가 1400㎫ 이상 또한 1650㎫ 이하이고, 또한 인장 강도와, 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 사용하여, Nγ ＝ －3 ＋ log₂m에 의해 산출되는 구오스테나이트 결정 입도 번호(Nγ)가, 상기 인장 강도를 [TS](㎫)로 한 경우에, 상기 인장 강도가 1550㎫ 미만에서는, Nγ ≥ ([TS] － 1400) × 0.004 ＋ 8.0, 또한 Nγ ≤ 11.0을 만족시키고, 상기 인장 강도가 1550㎫ 이상에서는, Nγ ≥ ([TS] － 1550) × 0.008 ＋ 8.6, 또한 Nγ ≤ 11.0을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판.
2. 제1항에 있어서, 질량％로,
   Cu : 0.05％ 이상, 0.5％ 이하,
   Cr : 0.05％ 이상, 1.5％ 이하,
   Mo : 0.03％ 이상, 0.5％ 이하,
   V : 0.01％ 이상, 0.10％ 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 판 두께가 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판.
4. 제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편 또는 주조편을 1100℃ 이상으로 가열하고,
   판 두께가 4.5㎜ 이상, 25㎜ 이하인 강판으로 되도록, 930℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이상, 65％ 이하이고, 860℃ 이상에서 압연을 종료하는 열간 압연을 행하고,
   냉각 후, 상기 강판을 A_c3 변태점 ＋ 20℃ 이상, 또한 850℃ 이하의 온도로 재가열하고,
   그 후, 600℃로부터 300℃까지의 상기 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 이상으로 되는 냉각 조건에서 200℃ 이하까지 가속 냉각을 행하고,
   또한 그 후, 200℃ 이상, 300℃ 이하의 온도 범위에서 템퍼링 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판의 제조 방법.

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