KR101838424B1

KR101838424B1 - 후육 고인성 고장력 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101838424B1
Application number: KR1020167025832A
Authority: KR
Inventors: 시게키 기츠야; 가츠유키 이치미야; 가즈쿠니 하세; 데루히사 기누가와; 나오키 마츠나가; 겐지 하야시; 마사유키 호리에; 유스케 데라자와; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-03-20
Filing date: 2014-09-09
Publication date: 2018-03-13
Also published as: US10443110B2; NO3120941T3; CN106102940A; WO2015140846A1; CN106102940B; JP6156574B2; EP3120941A1; KR20160124847A; EP3120941A4; US20170088913A1; EP3120941B1; SG11201607711XA; JPWO2015140846A1

Abstract

본 발명에 따라, 판 두께를 100 ㎜ 이상으로 하고, 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 스로틀값을 40 ％ 이상으로 함으로써, 합금 원소의 첨가량을 늘릴 필요가 있는 후육의 고강도 강판에 있어서도, 설비의 대형화를 하지 않고, 판 두께 중심부의 강도·인성이 우수한 후육 고장력 강을 얻을 수 있다.

Description

후육 고인성 고장력 강판 및 그 제조 방법{HIGH TOUGHNESS AND HIGH TENSILE STRENGTH THICK STEEL PLATE AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 건축, 교량, 조선, 해양 구조물, 건산기 (建産機), 탱크 및 펜스톡 등의 철강 구조물에 사용되는, 강도와 인성 및 용접성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 판 두께：100 ㎜ 이상이고, 또한 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 스로틀값이 40 ％ 이상인 후육 고인성 고장력 강판과 그 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.

건축, 교량, 조선, 해양 구조물, 건산기, 탱크 및 펜스톡 등의 각 분야에서 강재가 사용되는 경우에는, 철강 구조물의 형상에 대응하여, 용접에 의해 원하는 형상으로 마무리된다. 최근, 철강 구조물의 대형화가 현저하게 진전되고 있어, 사용되는 강재의 고강도화나 후육화가 현저하게 진행되고 있다.

판 두께：100 ㎜ 이상의 후육의 강판은, 통상, 조괴법에 의해 제조된 대형 강괴를 분괴 압연하고, 얻어진 분괴 슬래브를 열간 압연함으로써 제조되고 있다. 그러나, 이 조괴-분괴 프로세스는 압탕부의 농후 편석부나, 강괴 바닥부의 부 (負) 편석부를 잘라 버릴 필요가 있기 때문에, 수율이 높아지지 않아, 제조 비용의 상승이나, 공사 기간이 길어진다는 과제가 있다.

한편, 판 두께：100 ㎜ 이상의 후육의 강판의 제조를, 연속 주조 슬래브를 소재로 하는 프로세스로 실시한 경우, 상기의 우려는 없기는 하지만, 연속 주조 슬래브의 두께가 조괴법으로 제조된 슬래브에 비해 작기 때문에, 제품 두께까지의 압하량이 적다는 문제가 있다. 또, 최근에는, 일반적으로 강재의 고강도화나, 후육화가 요구되는 경향이 있고, 필요한 특성을 확보하기 위해서 첨가되는 합금 원소량이 증가하여, 결과적으로, 중심 편석에서 기인하는 센터 포로시티의 발생이나, 대형화에 의한 내질 (內質) 의 열화 등이 새로운 문제로서 발생하고 있다.

이들 문제를 해결하기 위해서, 연속 주조 슬래브로부터 극후강판을 제조하는 과정에서, 센터 포로시티를 압착하여, 강판 내의 중심 편석부의 특성을 개선하는 것을 목적으로, 이하와 같은 기술이 제안되어 있다.

예를 들어, 비특허문헌 1 에서는, 연속 주조 슬래브의 열간 압연시의 압연 형상비를 크게 함으로써, 센터 포로시티를 압착하는 기술이 기재되어 있다.

또, 특허문헌 1 및 2 에서는, 연속 주조 슬래브를 제조할 때에, 연속 주조기 내에서 롤 또는 플랫 다이를 사용하여 가공함으로써, 연속 주조 슬래브의 센터 포로시티를 압착하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 3 에서는, 연속 주조 슬래브로부터 누적 압하율이 70 ％ 이하인 후육 강판을 제조할 때에, 열간 압연 전에 단조 가공함으로써 센터 포로시티의 압착을 도모하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 4 에서는, 전체 압하율：35 ∼ 67 ％ 의 단조 및 후판 압연에 의해 연속 주조 슬래브로부터 극후 강판을 제조하는 데에 있어서, 단조 전에 소재의 판 두께 중심부를 1200 ℃ 이상의 온도로 20 시간 이상 유지하고, 단조의 압하율을 16 ％ 이상으로 하여 센터 포로시티의 소멸에 더하여, 중심 편석대를 경감시켜, 내템퍼링 취화 특성의 개선을 도모하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 5 에는, 연속 주조 슬래브에 크로스 단조를 실시한 후, 열간 압연함으로써, 센터 포로시티와 중심 편석의 개선을 도모하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 6 에는, 연속 주조 슬래브를 1200 ℃ 이상의 온도로 20 시간 이상 유지하고, 단조의 압하율을 17 ％ 이상으로 하고, 후판 압연은 단조를 포함한 전체 압하율이 23 ∼ 50 ％ 인 범위에서 실시하고, 후판 압연 후에 2 회 ??칭 처리를 실시함으로써, 센터 포로시티의 소멸에 더하여 중심 편석대를 경감시킨 인장 강도 588 ㎫ 이상의 후강판의 제조 방법에 관한 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 7 에는, 특정한 성분을 갖는 연속 주조 슬래브를, 1100 ∼ 1350 ℃ 로 재가열하여 1000 ℃ 이상에 있어서의 변형 속도를 0.05 ∼ 3/s, 누적 압하량을 15 ％ 이상으로 하는 용접성과 판 두께 방향의 연성이 우수한 후강판의 제조 방법에 관한 기술이 기재되어 있다.

일본 공개특허공보 소55-114404호 일본 공개특허공보 소61-27320호 일본 특허공보 제3333619호 일본 공개특허공보 2002-194431호 일본 공개특허공보 2000-263103호 일본 공개특허공보 2006-111918호 일본 공개특허공보 2010-106298호

철과 강, 66(1980), 201-210페이지

그러나, 비특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 내질이 양호한 강판을 얻기 위해서 압연 형상비가 높은 압연을 반복하여 실시할 필요가 있지만, 압연기의 설비 사양의 상한을 초과하는 범위가 되어, 제조 상의 과제가 있다. 또, 통상적인 방법으로 압연하면, 판 두께 중심부의 가공이 불충분해져, 센터 포로시티가 잔존하여 내질이 열화될 우려가 있다.

또, 특허문헌 1 및 2 에 기재된 기술은, 판 두께：100 ㎜ 이상의 후강판을 제조하기 위해서는 연속 주조 설비를 대형화할 필요가 있어, 대규모 설비 투자를 필요로 한다는 과제가 있다.

또한 특허문헌 3 ∼ 7 에 기재된 기술은, 센터 포로시티의 저감이나, 중심 편석대의 개선에는 유효하지만, 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 합금 첨가량이 많은 후육 강판의 제조에 적용하는 경우에는, 재료의 고강도화에 의해 결함 감수성이 높아지기 때문에, 판 두께 중심부의 연신 및 인성이 모두 불충분하다.

본 발명은, 상기한 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 합금 원소의 첨가량을 늘릴 필요가 있는 후육의 고강도 후강판에 있어서도, 연속 주조 설비나 압연기의 대형화를 하지 않고 판 두께 중심부의 강도·인성이 우수한 후육 고장력 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 대상으로 하는 후육 고장력 강판의 판 두께는 100 ㎜ 이상으로 한다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서, 특히, 판 두께：100 ㎜ 이상의 후강판을 대상으로, 판 두께 중심부에 있어서의 강도, 인성과 연신에 관해서, 강판 내부의 마이크로 조직 제어 인자에 대해 예의 연구를 실시하고, 이하의 지견을 얻었다.

(A) 강판 표면에 비해 현저하게 냉각 속도가 저하되는 판 두께 중심부에 있어서, 양호한 강도 및 인성을 얻기 위해서는, 강 조성을 적절히 선정함으로써, 저하된 냉각 속도여도, 마이크로 조직을 마텐자이트 및/또는 베이나이트 조직으로 하는 것이 중요하다.

(B) 고강도화에 의해 연성이 저하되기 쉬워, 연성에 대한 결함의 감수성이 높아지는 후강판의 판 두께 중심부에 있어서 양호한 연성을 확보하기 위해서는, 열간 단조시의 금형의 형상 및 총 압하량과, 그 때의 변형 속도, 1 패스 당의 압하율 및 가공 시간을 관리하여, 센터 포로시티를 압착하고 무해화하는 것이 중요하다.

즉, 본 발명은, 상기한 지견에, 더욱 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 스로틀값이 40 ％ 이상이고, 판 두께：100 ㎜ 이상인 후육 고인성 고장력 강판.

2. 질량％ 로, C : 0.08 ∼ 0.20 ％, Si : 0.40 ％ 이하, Mn : 0.5 ∼ 5.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.0050 ％ 이하, Cr : 3.0 ％ 이하, Ni : 5.0 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.020 ％, Al : 0.080 ％ 이하, N : 0.0070 ％ 이하 및 B : 0.0030 ％ 이하를 함유하고, 또한 이하의 (1) 식의 관계를 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 상기 1 에 기재된 후육 고인성 고장력 강판.

Ceq^IIW = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ≥ 0.57···(1)

상기 식에 있어서 각 원소 기호는 강 중의 함유량 (질량％) 으로 하고, 함유 하지 않는 것은 0 으로서 계산한다.

3. 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Mo : 1.50 ％ 이하, V : 0.200 ％ 이하 및 Nb : 0.100 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 2 에 기재된 후육 고인성 고장력 강판.

4. 추가로, 질량％ 로, Mg : 0.0005 ∼ 0.0100 ％, Ta：0.01 ∼ 0.20 ％, Zr : 0.005 ∼ 0.1 ％, Y : 0.001 ∼ 0.01 ％, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.0200 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 2 또는 3 에 기재된 후육 고인성 고장력 강판.

5. 항복 강도가 620 ㎫ 이상으로서, 인성 (_VE_-40) 이 70 J 이상인 상기 1 ∼ 4 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판.

6. 상기 1 ∼ 5 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서, 연속 주조 슬래브를, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 가열 후, 대향하는 금형의 단변 중 짧은 쪽을 1 로 한 경우에, 이것에 대향하는 금형의 단변의 길이가 1.1 ∼ 3.0 이 되는 금형을 사용하여, 1000 ℃ 이상에서, 변형 속도를 3/s 이하로 하고, 누적 압하량을 15 ％ 이상으로 하는 열간 단조를 실시한 후, 열간 압연을 실시하고, 그 후, ??칭 템퍼링을 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

7. 상기 1 ∼ 5 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서, 연속 주조 슬래브를, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 가열 후, 대향하는 금형의 단변 중 짧은 쪽을 1 로 한 경우에, 이것에 대향하는 금형의 단변의 길이가 1.1 ∼ 3.0 이 되는 금형을 사용하여, 1000 ℃ 이상에서, 변형 속도를 3/s 이하로 하고, 누적 압하량을 15 ％ 이상으로 하는 열간 단조를 실시한 후, 방랭하여, 다시, Ac₃ 점 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 1 패스 당의 압하율이 4 ％ 이상인 패스를 적어도 2 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시한 후, 방랭하여, Ac₃ 점 ∼ 1050 ℃ 로 재가열하고, 추가로 Ar₃ 점 ∼ 350 ℃ 가 될 때까지 급랭한 후, 450 ∼ 700 ℃ 의 범위에서 템퍼링을 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

8. 상기 후육 고인성 고장력 강판에 있어서의 가공 전의 소재로부터의 압하비를 3 이하로 하는 상기 6 또는 7 에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

9. 상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 5 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 상기 6 ∼ 8 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

10. 상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 7 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 상기 6 ∼ 8 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

11. 상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 상기 6 ∼ 10 중 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 모재의 항복 강도 및 인성이 우수한 판 두께：100 ㎜ 이상의 후강판이 얻어지고, 철강 구조물의 대형화, 철강 구조물의 안전성의 향상, 수율의 향상, 제조 공사 기간의 단축에 크게 기여하므로, 산업상 매우 유용하다. 특히, 종래, 충분한 판 두께 중심부의 특성이 얻어지지 않았던 가공 전의 소재로부터의 압하비가 3 이하가 되는 경우라도, 연속 주조 설비의 대형화 등의 대책을 실시하지 않고 양호한 특성이 얻어지는 효과를 가져온다.

도 1 은, 대향하는 금형의 단변을 나타내는 도면이다.
도 2 는, 소재 (강판) 중의 상당 소성 변형을 계산한 결과를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

본 발명은, 판 두께：100 ㎜ 이상의 단조재로서, 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 스로틀값이 40 ％ 이상인 것을 특징으로 하고 있다. 강 중의 센터 포로시티를 압착하여 그 사이즈를 100 ㎛ 이하로 하여, 실질 무해화할 수 있기 때문이다.

또, 상기의 후육 고장력 강판은, 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 특징을 구비하고 있고, 철강 구조물의 대형화나, 철강 구조물의 안전성의 향상을 도모할 수 있다. 또한, 상기 특성은, 종래 기술에서는 곤란했던 가공 전의 소재로부터의 압하비가 3 이하의 범위에서도 얻어진다.

다음으로, 본 발명에 있어서의, 강판 성분의 바람직한 범위를 설명한다. 또한, 강판 성분에 있어서의 각 원소의 함유량의 ％ 표시는 모두 질량％ 이다.

C : 0.08 ∼ 0.20 ％

C 는, 구조용 강에 요구되는 강도를 저렴하게 얻기 위해서 유용한 원소로, 그 효과를 얻기 위해서는 0.08 ％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.20 ％ 를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 현저하게 열화시키기 때문에 상한을 0.20 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08 ∼ 0.14 ％ 이다.

Si : 0.40 ％ 이하

Si 는, 탈산을 위해서 첨가하지만, 0.40 ％ 를 초과하여 첨가하면 모재 및 용접 열영향부의 인성이 현저하게 저하되기 때문에, Si 량은 0.40 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.30 ％ 의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.1 ∼ 0.30 ％ 의 범위이다.

Mn : 0.5 ∼ 5.0 ％

Mn 은, 모재 강도를 확보하는 관점에서 첨가하지만, 0.5 ％ 미만의 첨가에서는 그 효과가 충분하지 않은 한편, 5.0 ％ 를 초과하여 첨가하면, 모재의 인성이 열화될 뿐만 아니라, 중심 편석을 조장하여, 슬래브의 포로시티를 대형화하기 때문에 상한은 5.0 ％ 가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.6 ∼ 2.0 ％ 의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.6 ∼ 1.6 ％ 의 범위이다.

P : 0.015 ％ 이하

P 는, 0.015 ％ 를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 현저하게 저하시키기 때문에 0.015 ％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 하한치는 특별히 한정되지 않고 0 ％ 여도 된다.

S : 0.0050 ％ 이하

S 는, 0.0050 ％ 를 초과하여 함유하면, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 현저하게 저하시키기 때문에, 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하한치는 특별히 한정되지 않고 0 ％ 여도 된다.

Cr : 3.0 ％ 이하

Cr 은, 모재의 고강도화에 유효한 원소이지만, 다량으로 첨가하면 용접성을 저하시키므로, 3.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 제조 비용의 관점에서 보다 바람직하게는, 0.1 ∼ 2.0 ％ 이다.

Ni : 5.0 ％ 이하

Ni 는, 강의 강도 및 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 유익한 원소이지만, 5.0 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경제성이 현저하게 저하되기 때문에, Ni 량의 상한은 5.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 ∼ 4.0 ％ 이다.

Ti：0.005 ∼ 0.020 ％

Ti 는 가열시에 TiN 을 생성하고, 오스테나이트립의 조대화를 효과적으로 억제하며, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 향상시킨다. 그러나, 0.020 ％ 를 초과하여 첨가하면, Ti 질화물이 조대화되어 모재의 인성을 저하시키므로, Ti 를 첨가하는 경우에는, Ti 량은 0.005 ∼ 0.020 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.008 ∼ 0.015 ％ 의 범위이다.

Al : 0.080 ％ 이하

Al 은, 용강을 충분히 탈산하기 위해서 첨가되지만, 0.080 ％ 를 초과하여 첨가하면 모재 중에 고용되는 Al 량이 많아져, 모재 인성을 저하시키므로, Al 량은 0.080 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.020 ∼ 0.080 ％ 의 범위이다. 더욱 바람직하게는, 0.020 ∼ 0.060 ％ 의 범위이다.

N : 0.0070 ％ 이하

N 은, Ti 등과 질화물을 형성함으로써 조직을 미세화하고, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖지만, 0.0070 ％ 를 초과하여 첨가하면, 모재 중에 고용되는 N 량이 증대하여, 모재 인성이 현저하게 저하되고, 또한 용접 열영향부에 있어서도 조대한 탄질화물을 형성하여 인성을 저하시키므로, N 량은 0.0070 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0050 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다.

B : 0.0030 ％ 이하

B 는, 오스테나이트립계에 편석함으로써 입계로부터의 페라이트 변태를 억제하고, ??칭성을 높이는 효과를 갖지만, 0.0030 ％ 를 초과하여 첨가하면, 탄질화물로서 석출되어 ??칭성을 저하시켜, 인성이 저하되므로 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B 를 첨가하는 경우에는, 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0020 ％ 의 범위이다.

본 발명의 고장력 강은, 상기 원소에 더하여, 추가로 강도·인성을 높일 목적에서, Cu, Mo, V 및 Nb 중에서 선택한 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유할 수 있다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는, 인성을 저해하지 않고 강의 강도의 향상을 도모할 수 있지만, 0.50 ％ 보다 많이 첨가하면 열간 가공시에 강판 표면에 균열을 발생시키므로 0.50 ％ 이하로 한다.

Mo : 1.50 ％ 이하

Mo 는, 모재의 고강도화에 유효한 원소이지만, 1.50 ％ 를 초과하여 첨가하면 경질의 합금 탄화물의 석출에 의한 강도의 상승을 일으켜 인성을 저하시키므로, 상한을 1.50 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.02 ∼ 0.80 ％ 의 범위이다.

V : 0.200 ％ 이하

V 는, 모재의 강도·인성의 향상에 효과가 있고, 또, VN 으로서 석출됨으로써, 고용 N 의 저감에 유효하지만, 0.200 ％ 를 초과하여 첨가하면, 경질의 VC 의 석출에 의해 강의 인성이 저하되므로, V 를 첨가하는 경우에는, 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.010 ∼ 0.100 ％ 의 범위이다.

Nb : 0.100 ％ 이하

Nb 는, 모재의 강도의 향상에 효과가 있기 때문에 유효하지만, 0.100 ％ 를 초과하는 첨가는 모재의 인성을 현저하게 저하시키기 때문에 상한을 0.100 ％ 로 한다. 바람직하게는, 0.025 ％ 이하이다.

본 발명의 고장력 강은, 상기 성분에 더하여, 추가로 재질을 개선할 목적에서 Mg, Ta, Zr, Y, Ca 및 REM 중에서 선택한 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유할 수 있다.

Mg : 0.0005 ∼ 0.0100 ％

Mg 는, 고온에서 안정된 산화물을 형성하고, 용접 열영향부의 오스테나이트립의 조대화를 효과적으로 억제하며, 용접부의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0005 ％ 이상의 첨가가 유효하다. 한편, 0.0100 ％ 를 초과하여 첨가하면, 개재물량이 증가하여 인성이 저하되므로, Mg 를 첨가하는 경우에는, 0.0100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 의 범위이다.

Ta : 0.01 ∼ 0.20 ％

Ta 는, 적정량 첨가하면, 강도 향상에 유효하다. 그러나, 그 첨가량이 0.01 ％ 미만인 경우에서는 명료한 효과가 얻어지지 않는 한편, 0.20 ％ 를 초과하는 경우에는 석출물 생성에 의해 인성이 저하되기 때문에, 첨가량은 0.01 ∼ 0.20 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Zr : 0.005 ∼ 0.1 ％

Zr 은, 강도 상승에 유효한 원소이지만, 첨가량이 0.005 ％ 미만인 경우에는 현저한 효과가 얻어지지 않는 한편, 0.1 ％ 를 초과하는 첨가의 경우에는, 조대한 석출물을 생성하여, 강의 인성이 저하되기 때문에, 첨가량은 0.005 ∼ 0.1 ％ 로 한다.

Y : 0.001 ∼ 0.01 ％

Y 는, 고온에서 안정된 산화물을 형성하고, 용접 열영향부의 오스테나이트립의 조대화를 효과적으로 억제하여, 용접부의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 0.001 ％ 미만의 첨가에서는 효과가 얻어지지 않고, 0.01 ％ 를 초과하여 첨가하면, 개재물량이 증가하여 인성이 저하되므로, 첨가량은, 0.001 ∼ 0.01 ％ 로 한다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이고, 그 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.0005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 첨가하면, 청정도의 저하를 초래하여 인성을 열화시키므로, Ca 를 첨가하는 경우에는, 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0025 ％ 의 범위이다.

REM : 0.0005 ∼ 0.0200 ％

REM 도, Ca 와 마찬가지로 강 중에서 산화물 및 황화물을 형성하여 재질을 개선하는 효과가 있고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.0005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.0200 ％ 를 초과하여 첨가해도, 그 효과가 포화되기 때문에, REM 을 첨가하는 경우에는, 0.0200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 의 범위이다.

Ceq^IIW (％) ≥ 0.57

본 발명에서는, 판 두께 중심부에 있어서 고강도와 양호한 인성을 확보하기 위해서, 적절한 성분의 첨가가 필요하고, 하기의 (1) 식에서 정의하는 Ceq^IIW (％) 가 Ceq^IIW ≥ 0.57 의 관계를 만족시키도록 성분을 첨가하는 것이 중요하다.

Ceq^IIW = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ≥ 0.57 - (1)

또한, 식 중의 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

다음으로, 본 발명의 제조 조건에 대해 설명한다.

이하의 설명에 있어서, 온도「℃」는, 판 두께 중심부에 있어서의 온도를 의미하는 것으로 한다. 특히, 본 발명에 있어서의 후강판의 제조 방법에서는, 강 소재 중의 센터 포로시티 등의 주조 결함을 무해화시키기 위해, 하기에 기재된 조건에서 강 소재에 열간 단조를 실시하는 것을 필수로 한다.

강 소재의 열간 가공 조건

가열 온도：1200 ∼ 1350 ℃

상기 서술한 조성을 갖는 주편 또는 강편의 강 소재를 전로, 전기로, 진공 용해로 등, 통상 공지된 방법으로 용제하여 연속 주조한 후, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 재가열한다. 재가열 온도가 1200 ℃ 미만에서는, 소정의 열간 가공의 누적 압하량과 온도 하한을 확보할 수 없고, 또, 열간 단조시의 변형 저항이 높아, 1 패스 당의 충분한 압하량을 확보할 수 없다. 그 결과, 필요 패스 수가 증가함으로써, 제조 능률의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 강 소재 중의 센터 포로시티 등의 주조 결함을 압착하여 무해화할 수 없기 때문에, 1200 ℃ 이상으로 한다. 한편, 재가열 온도가 1350 ℃ 를 초과하면, 과대한 에너지를 소비하여, 가열시의 스케일에 의해 표면 흠집이 잘 발생하여, 열간 단조 후의 손질 부하가 증대되기 때문에, 상한은 1350 ℃ 로 한다.

열간 단조의 단조 온도：1000 ℃ 이상

열간 단조의 단조 온도가 1000 ℃ 미만인 경우, 열간 단조시의 변형 저항이 높아지므로 단조기에 대한 부하가 커져, 센터 포로시티를 확실하게 무해화할 수 없게 되기 때문에 1000 ℃ 이상으로 한다. 또한, 단조 온도의 상한에 특별히 한정은 없지만, 제조 비용의 관점에서 1350 ℃ 정도가 바람직하다.

대향하는 금형의 형상이 비대칭

본 발명에 있어서의 열간 단조는, 연속 주조 슬래브의 폭 방향에 장변을 갖고, 연속 주조 슬래브의 진행 방향에 단변을 가진 대향하는 1 쌍의 금형에 의해 실시되지만, 도 1 에 나타내는 바와 같이, 이 대향하는 금형의 단변끼리가 상이한 길이를 가지고 있는 것에 본 발명의 열간 단조의 특징이 있다.

그리고, 이 대향하는 금형의 1 쌍의 단변 중, 짧은 편의 단변 (도 1 중에서는 상(上)금형의 단변) 의 길이를 1 로 했을 때, 이것에 대향하는 금형의 단변 (도 1 중에서는 하(下)금형의 단변) 을, 짧은 쪽의 단변과 비교하여 1.1 내지 3.0 의 길이의 금형으로 함으로써, 변형 분포를 비대칭으로 할 수 있을 뿐만 아니라, 단조시에 가해지는 변형이 최소가 되는 위치와, 연속 주조 슬래브의 센터 포로시티의 발생 위치를 합치시키지 않는 것이 가능해지는 결과, 센터 포로시티를 보다 확실하게 무해화할 수 있는 것이다.

상기 짧은 쪽의 단변과 긴 쪽의 단변의 비가 1.1 미만인 경우에는, 충분한 무해화 효과가 얻어지지 않는 한편, 3.0 을 초과하는 경우에는, 열간 단조의 현저한 능률의 저하를 초래한다. 따라서, 본 발명에 있어서의 열간 단조에 사용하는 금형은, 대향하는 1 쌍의 금형의 단변끼리에 있어서, 짧은 쪽의 단변을 1 로 하면, 대향하는 단변은, 1.1 내지 3.0 의 길이를 갖는 것이 중요하다. 또한, 상기 금형의 짧은 쪽의 단변을 갖는 금형이, 연속 주조 슬래브의 상방이어도 상관없고 하방이어도 상관없다. 대향하는 측의 금형의 단변이 상기 비를 만족하는 길이이면 된다. 즉, 도 1 에 있어서, 하금형의 단변이 짧아도 된다.

또, 상하 금형의 단변을 동일하게 한 경우 (도면 중 하얀 동그라미로 나타내는 종래 금형) 와, 짧은 쪽의 단변과 긴 쪽의 단변의 비를 2.5 로 한 경우 (도면 중검은 동그라미로 나타내는 본 발명에 따른 금형) 의 소재 (강판) 중의 상당 소성 변형을, 소재의 판 두께 방향으로 계산한 결과를 도 2 에 나타낸다. 또한, 상기 금형을 사용한 열간 단조의 조건은, 금형 형상 이외에는 동일하게 하고, 가열 온도：1250 (℃), 가공 개시 온도：1215 (℃), 가공 종료 온도：1050 (℃), 누적 압하량：16 (％), 변형 속도：0.1 (/s), 최대 1 패스 압하량：8 (％), 폭 방향 가공 없음으로 하였다.

도 2 로부터, 본 발명에 따른 금형을 사용한 열간 단조 쪽이, 소재 중심까지, 충분한 변형을 부여할 수 있는 것을 알 수 있다.

열간 단조의 누적 압하량：15 ％ 이상

열간 단조의 누적 압하량이 15 ％ 미만인 경우, 강 소재 중의 센터 포로시티등의 주조 결함을 압착하여 무해화할 수 없기 때문에, 15 ％ 이상으로 한다. 연속 주조 슬래브의 폭 방향을 열간 단조함으로써 두께를 증가시킨 경우에는, 그 두께로부터의 누적 압하량으로 한다.

열간 단조의 변형 속도：3/s 이하

열간 단조의 변형 속도가 3/s 를 초과하면, 열간 단조시의 변형 저항이 높아져, 단조기에 대한 부하가 증대되어, 센터 포로시티를 무해화할 수 없게 되기 때문에 3/s 이하로 한다.

또, 변형 속도가 0.01/s 미만이 되는 경우, 열간 단조 시간이 길어짐으로써 생산성이 저하되기 때문에, 0.01/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.05/s ∼ 1/s 의 범위이다.

열간 단조시의 압하율을, 1 패스 당, 5 ％ 이상 또는 7 ％ 이상으로 한 단조를 1 회 이상 적용

열간 단조시의 압하율을 크게 함으로써, 미세한 센터 포로시티의 단조 후의 잔존량이 저하된다. 그 때문에 5 ％/패스 이상의 단조를 열간 단조시에 1 회 이상 적용하면, 판 두께 방향 인장 시험시의 스로틀이 강 중의 센터 포로시티를 압착하여 그 사이즈를 100 ㎛ 이하로 하여, 실질 무해화할 수 있기 때문에, 40 ％ 이상이 된다. 한편, 7 ％/패스 이상의 단조를 열간 단조시에 1 회 이상 적용하면, 강 중의 센터 포로시티의 사이즈를 보다 미세하게 할 수 있으므로, 판 두께 방향 인장 시험시의 스로틀이 45 ％ 이상인 제품을 제조하는 것이 가능해진다.

열간 단조시의 적어도 1 패스를 당해 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상

열간 단조시에 있어서, 적어도 1 패스를, 그 패스에 있어서의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하도록 단조함으로써, 센터 포로시티가 확산적으로 접합하여 소멸되기 때문에, 판 두께 방향 인장 시험시의 스로틀을 향상시킬 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 열간 단조 후에 열간 압연하여 원하는 판 두께의 강판으로 하고, 판 두께 중심부에 있어서도 620 ㎫ 이상의 항복 강도 및 양호한 인성을 확보하기 위해, ??칭 템퍼링 처리를 실시하는 것이 가능하다.

열간 단조 후의 강 소재의 재가열 온도：Ac₃ 점 ∼ 1250 ℃

강 소재를 Ac₃ 변태점 이상으로 가열하는 것은, 강을 오스테나이트 조직을 일상 (一相) 으로 균일화하기 위함이고, 가열 온도로는, Ac₃ 점이상 1250 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기서, 본 발명에서는, Ac₃ 변태점을, 하기 식 (2) 에 의해 계산되는 값으로 한다.

Ac₃ (℃)= 937.2 - 476.5C + 56Si - 19.7Mn - 16.3Cu - 26.6Ni - 4.9Cr + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti + 198.4Al + 3315B ···(2)

또한, (2) 식에서의 각 원소 기호는 각각의 합금 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

1 패스 당의 압하율이 4 ％ 이상인 패스를 적어도 2 회 이상 실시하는 열간 압연

본 발명에서는, 다시, Ac₃ 점 이상 1250 ℃ 이하로 가열 후, 1 패스 당의 압하율이 4 ％ 이상인 패스를 적어도 2 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 이와 같은 압연을 실시함으로써, 판 두께 중심부에 충분한 가공을 추가하는 것이 가능해져, 재결정의 촉진에 의해 조직이 미세화되어 기계적 특성이 향상되기 때문이다.

열간 압연 후의 열처리 조건

판 두께 중심부에서의 강도와 인성을 얻기 위해서, 본 발명에서는 열간 압연 후 방랭하고, Ac₃ 점 ∼ 1050 ℃ 로 재가열하여, 적어도 Ar₃ 점 이상의 온도로부터 350 ℃ 이하가 될 때까지 급랭한다. 재가열 온도를 1050 ℃ 이하로 하는 것은, 1050 ℃ 를 초과하는 고온의 재가열에서는 오스테나이트립의 조대화에 의한 모재 인성의 저하가 현저하게 저하되기 때문이다.

여기서, 본 발명에서는, Ar₃ 변태점을, 하기 식 (3) 에 의해 계산되는 값으로 한다.

Ar₃ (℃) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo ···(3)

또한, (3) 식에서의 각 원소 기호는 각각의 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

판 두께 중심부의 온도는, 판 두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 이용하여 판 두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판 두께 중심 온도가 구해진다.

급랭의 방법은, 공업적으로는 수랭으로 하는 것이 일반적이지만, 냉각 속도는 가능한 한 빠른 편이 바람직하기 때문에, 냉각 방법은 수랭 이외여도 되고, 예를 들어 가스 냉각 등의 방법도 있다.

템퍼링 처리 온도：450 ∼ 700 ℃

급랭 후, 450 ∼ 700 ℃ 에서 템퍼링하는 것은, 450 ℃ 미만에서는 잔류 응력의 제거 효과가 적고, 한편, 700 ℃ 를 초과하는 온도에서는, 여러 가지 탄화물이 석출됨과 함께, 모재의 조직이 조대화되어, 강도, 인성이 대폭 저하되기 때문이다.

공업적으로는, 강의 강인화를 목적으로 반복 ??칭하는 경우가 있고, 본 발명에 있어서도 반복 ??칭해도 되지만, 최종 ??칭시에, Ac₃ 점 ∼ 1050 ℃ 로 가열 후, 350 ℃ 이하가 될 때까지 급랭하고, 그 후 450 ∼ 700 ℃ 로 템퍼링하는 것이 바람직하다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명의 강판의 제조에서는, ??칭 템퍼링을 실시함으로써, 강도 및 인성이 우수한 강판을 제조하는 것이 가능해진다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

표 1 에 나타내는 No.1 ∼ 35 의 강을 용제하여, 연속 주조 슬래브로 한 후, 표 2 에 나타내는 조건에서, 열간 가공 및 열간 압연을 실시하고, 그 때, 판 두께를 100 ∼ 240 ㎜ 의 범위의 강판으로 하고, 그 후, ??칭, 템퍼링 처리를 실시하여, 표 2 에 나타낸 시료 No.1 ∼ 49 의 제품을 제조하여, 하기의 시험에 제공하였다.

I 인장 시험

각 강판의 판 두께 중심부로부터, 압연 방향과 직각 방향으로 환봉 (丸棒) 인장 시험편 (Φ：12.5 ㎜, GL：50 ㎜) 을 채취하고, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.

II 판 두께 방향 인장 시험

각 강판에 대해 판 두께 방향으로 환봉 인장 시험편 (φ 10 ㎜) 을 3 개 채취하고, 파단 후의 스로틀을 측정하여, 그 최소치로 평가하였다.

III 샤르피 충격 시험

각 강판의 판 두께 중심부로부터, 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2 ㎜ V 노치 샤르피 시험편을 각 3 개씩 채취하고, 각 시험편에 대해 -40 ℃ 에서 샤르피 충격 시험에 의해 흡수 에너지 (_VE_-40) 를 측정하여, 각각 3 개의 평균치를 구하였다.

상기의 시험 결과를 표 2 에 병기한다.

표 2 에 나타난 결과로부터, 강의 단조 조건이 본 발명의 범위에 적합한 강판 (시료 No.1 ∼ 35, 40 ∼ 44, 46, 48, 49) 은, 판 두께 방향 인장 시험시의 스로틀이 40 ％ 이상으로, 판 두께 방향 인장 특성이 우수한 것을 알 수 있다. 또한, 강의 제조 조건과 성분 조성이 모두 본 발명의 바람직한 범위에 적합한 강판 (시료 No.1 ∼ 24) 에서는, 모두 YS 가 620 ㎫ 이상, TS 가 720 ㎫ 이상, 모재의 인성 (_VE_-40) 이 70 J 이상, 판 두께 방향 인장 시험시의 스로틀이 40 ％ 이상으로, 모재의 강도·인성, 판 두께 방향 인장 특성 중 어느 것에 있어서도 우수한 것을 알 수 있었다.

또한, 시료 No.36 ∼ 49 에 나타내는 바와 같이, 강의 제조 조건이 본 발명에 적합하지 않은 경우, YS 나, TS, 인성 (_VE_-40) 및 판 두께 방향 인장 시험시의 스로틀의 특성이 상기 원하는 특성을 만족시키지 않아, 본 발명보다 뒤떨어져 있다.

Claims

판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 파단 후의 면적 감소율인 스로틀 값이 40 ％ 이상이고, 판 두께：100 ㎜ 이상으로서,
하기 (A), (B) 및 (C) 에서 선택되는 그룹으로서, 적어도 하기 (A) 를 함유하고,
(A) 질량％ 로, C : 0.08 ∼ 0.20 ％, Si : 0 ％ 초과 0.40 % 이하, Mn : 0.5 ∼ 5.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.0050 ％ 이하, Cr : 0 % 초과 3.0 ％ 이하, Ni : 0 % 초과 5.0 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.020 ％, Al : 0 % 초과 0.080 ％ 이하, N : 0.0070 ％ 이하 및 B : 0.0030 ％ 이하 ;
(B) 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Mo : 1.50 ％ 이하, V : 0.200 ％ 이하 및 Nb : 0.100 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상 ;
(C) 질량％ 로, Mg : 0.0005 ∼ 0.0100 ％, Ta：0.01 ∼ 0.20 ％, Zr : 0.005 ∼ 0.1 ％, Y : 0.001 ∼ 0.01 ％, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.0200 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상 ;
또한 이하의 (1) 식의 관계를 만족시키고,
Ceq^IIW = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ≥ 0.57···(1)
상기 식에 있어서 각 원소 기호는 강 중의 함유량 (질량％) 으로 하고, 함유하지 않는 것은 0 으로서 계산하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 후육 고인성 고장력 강판.
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제 1 항에 있어서,
항복 강도가 620 ㎫ 이상으로서, 인성 (_VE_-40) 이 70 J 이상인 후육 고인성 고장력 강판.
제 1 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서, 연속 주조 슬래브를, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 가열 후, 대향하는 금형의 단변 중 짧은 쪽을 1 로 한 경우에, 이것에 대향하는 금형의 단변의 길이가 1.1 ∼ 3.0 이 되는 금형을 사용하여, 1000 ℃ 이상에서, 변형 속도를 3/s 이하로 하고, 누적 압하량을 15 ％ 이상으로 하는 열간 단조를 실시한 후, 열간 압연을 실시하고, 그 후, ??칭 템퍼링을 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법으로서,
상기 금형은, 상기 연속 주조 슬래브의 폭 방향에 장변을 갖고, 상기 연속 주조 슬래브의 진행 방향에 상기 단변을 갖는, 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 1 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서, 연속 주조 슬래브를, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 가열 후, 대향하는 금형의 단변 중 짧은 쪽을 1 로 한 경우에, 이것에 대향하는 금형의 단변의 길이가 1.1 ∼ 3.0 이 되는 금형을 사용하여, 1000 ℃ 이상에서, 변형 속도를 3/s 이하로 하고, 누적 압하량을 15 ％ 이상으로 하는 열간 단조를 실시한 후, 방랭하여, 다시, Ac₃ 점 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 1 패스 당의 압하율이 4 ％ 이상인 패스를 적어도 2 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시한 후, 방랭하여, Ac₃ 점 ∼ 1050 ℃ 로 재가열하고, 추가로 Ar₃ 점 ∼ 350 ℃ 가 될 때까지 급랭한 후, 450 ∼ 700 ℃ 의 범위에서 템퍼링을 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법으로서,
상기 금형은, 상기 연속 주조 슬래브의 폭 방향에 장변을 갖고, 상기 연속 주조 슬래브의 진행 방향에 상기 단변을 갖는, 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 후육 고인성 고장력 강판에 있어서의 가공 전의 소재로부터의 압하비를 3 이하로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 5 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 7 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 5 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서, 연속 주조 슬래브를, 1200 ~ 1350 ℃ 로 가열 후, 대향하는 금형의 단변 중 짧은 쪽을 1 로 한 경우에, 이것에 대향하는 금형의 단변의 길이가 1.1 ~ 3.0 이 되는 금형을 사용하여, 1000 ℃ 이상에서, 변형 속도를 3/s 이하로 하고, 누적 압하량을 15 ％ 이상으로 하는 열간 단조를 실시한 후, 열간 압연을 실시하고, 그 후, ??칭 템퍼링을 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법으로서,
상기 금형은, 상기 연속 주조 슬래브의 폭 방향에 장변을 갖고, 상기 연속 주조 슬래브의 진행 방향에 상기 단변을 갖는, 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 5 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서, 연속 주조 슬래브를, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 가열 후, 대향하는 금형의 단변 중 짧은 쪽을 1 로 한 경우에, 이것에 대향하는 금형의 단변의 길이가 1.1 ∼ 3.0 이 되는 금형을 사용하여, 1000 ℃ 이상에서, 변형 속도를 3/s 이하로 하고, 누적 압하량을 15 ％ 이상으로 하는 열간 단조를 실시한 후, 방랭하여, 다시, Ac₃ 점 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 1 패스 당의 압하율이 4 ％ 이상인 패스를 적어도 2 회 이상 실시하는 열간 압연을 실시한 후, 방랭하여, Ac₃ 점 ∼ 1050 ℃ 로 재가열하고, 추가로 Ar₃ 점 ∼ 350 ℃ 가 될 때까지 급랭한 후, 450 ∼ 700 ℃ 의 범위에서 템퍼링을 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법으로서,
상기 금형은, 상기 연속 주조 슬래브의 폭 방향에 장변을 갖고, 상기 연속 주조 슬래브의 진행 방향에 상기 단변을 갖는, 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 12 항 또는 제 13 항에 있어서,
상기 후육 고인성 고장력 강판에 있어서의 가공 전의 소재로부터의 압하비를 3 이하로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 12 항 또는 제 13 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 5 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 5 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 12 항 또는 제 13 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 7 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 7 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 15 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 7 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 16 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 압하율이 1 패스 당 7 ％ 이상의 단조를 1 회 이상 적용하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 12 항 또는 제 13 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 15 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 16 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 17 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 18 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 19 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 열간 단조시에, 적어도 1 패스를, 그 패스의 최대 하중 × 0.9 이상 최대 하중 이하의 부하 하중에 있어서의 누적 경과 시간을 3 s 이상으로 하는 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.