KR101892839B1 - 후강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

판두께가 100 ㎜ 이상이더라도, 판두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 후강판을 제공한다.
본 발명은, C, Si, Mn, P, S, Cr, Ni, Al, N, B, 및 O 를 소정량 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한, 탄소 등량 CeqIIW 가 0.65 이상인 성분 조성을 갖고, 판두께 중심부에 있어서의 구 γ 입경의 최대값이 원상등경으로 150 ㎛ 이하이며, 판두께 중심부에 있어서의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 80 ％ 이상인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 항복 강도가 620 ㎫ 이상이고 판두께가 100 ㎜ 이상인 후강판이다.

Description

후강판 및 그 제조 방법{STEEL PLATE AND METHOD OF PRODUCING SAME}
본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양 구조물, 건산기, 탱크 및 펜스톡 등의 강 제 구조물에 사용하여 적합한 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
건축, 교량, 조선, 해양 구조물, 건산기, 탱크 및 펜스톡 등의 각 분야에서 사용되는 강재는, 강 (鋼) 구조물의 형상에 대응하여, 용접에 의해 원하는 형상으로 마무리된다. 최근, 강 구조물의 대형화가 현저하게 진전되고 있고, 사용되는 강재의 고강도화나 후육화 (厚肉化) 가 현저하게 진행되고 있다.
판두께가 100 ㎜ 이상이고, 게다가 판두께 중심부의 강도 및 인성 (靭性) 이 우수한 후강판을 제조하고자 하는 경우, 강판이 두껍기 때문에 판두께 중심부에 있어서의 냉각 속도가 저하되어, 페라이트 등 비교적 저강도의 조직이 형성되기 쉬워진다. 그 때문에, 이러한 조직의 생성을 억제하기 위해서, 다량의 합금 원소의 첨가가 필요해진다.
특히, 후강판의 판두께 중심부의 강도와 인성을 향상시키기 위해서는, 퀀칭시에 베이나이트 조직 또는 베이나이트와 마텐자이트의 혼합 조직을 판두께 중심부에 형성시키는 것이 중요하고, 이 때문에 Mn 이나 Ni, Cr, Mo 등의 합금 원소를 다량으로 첨가할 필요가 있다.
본 발명에서 대상으로 하는 후강판에 관해서는, 비특허문헌 1 및 비특허문헌 2 가 존재하고, 비특허문헌 1 에서는 판두께 210 ㎜ 의 후강판에 대해, 또 비특허문헌 2 에서는 판두께 180 ㎜ 의 후강판에 대해 기재되어 있다.
신닛테츠 기보, 348 (1993), 10-16 일본 강관 기보, 107 (1985), 21-30
그런데, 전술한 바와 같이, 판두께 중심부의 조직 개선을 위해서 Mn 이나 Ni, Cr, Mo 등의 합금 원소를 다량으로 첨가한 경우, 구 (舊) γ 입경의 미세화·정립화 (整粒化) 를 목적으로 하여 열 처리를 실시해도, 반드시 목적으로 하는 구 γ 입경의 미세화가 일어나는 것은 아니고, 결과적으로, 판두께 중심부에 있어서 충분한 인성이 얻어지지 않는다는 문제가 있었다.
상기와 같은 현상이 일어나는 이유에 대해서, 발명자들은, 전단형 역변태에 의한 것으로 추정하고 있다. 즉, 강재의 가열시에 통상적으로는 구 γ 입계로부터 γ 립의 핵 생성·성장이 일어나고, 이에 수반하여 구 γ 입경의 미세화·정립화가 발생하는 것이지만, 합금 원소를 다량으로 포함하는 경우에는, 이러한 γ 립의 핵 생성·성장이 일어나기 어려워지고, 구 γ 립 그 자체가 단숨에 오스테나이트로 역변태하는 전단형 역변태가 일어나는 경우가 있다. 이 부분은 γ 립이 조대한 상태가 된다. 그 상태로부터 냉각시켜 얻어진 베이나이트나 마텐자이트는 조대한 것이 되어 버린다.
그러나, 전술한 비특허문헌 1, 2 에는 모두, 열 처리시의 구 γ 입경이 미세화하기 어려워지는 것을 해결하는 기술은 기재되어 있지 않고, 판두께 중심부의 강도 및 인성이 우수한 후강판을 안정되게 제조하는 관점에서는 기술상의 과제가 남아 있다.
상기 과제를 감안하여, 본 발명은, 판두께가 100 ㎜ 이상이더라도, 판두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서, 항복 강도가 620 ㎫ 이상이고, 또한 판두께가 100 ㎜ 이상인 후강판을 대상으로 하여, 판두께 중심부에 있어서 우수한 강도 및 인성을 얻기 위한, 강판 내부의 마이크로 조직 제어 인자에 대해 예의 연구를 실시하였다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다.
(1) 강판 표면에 비해 냉각 속도가 현저하게 저하되는 판두께 중심부에 있어서 양호한 강도 및 인성을 얻기 위해서는, 강판의 성분 조성을 적절히 선정함으로써, 저하된 냉각 속도에 있어서도 마이크로 조직을 마텐자이트 및/또는 베이나이트 조직으로 하는 것이 중요하다.
(2) 판두께가 100 ㎜ 이상인 후강판으로 상기 조직을 얻기 위해서는, 합금 성분을 많이 할 필요가 있지만, 탄소 당량이 0.65 ％ 이상이 되는 경우에는, 열 처리시에 구 γ 입경이 미세화하기 어려워지는 현상이 특별히 일어나기 쉽고, 안정된 인성의 확보가 곤란하다.
(3) 열 처리 후의 구 γ 입경을 미세화하려면, 열 처리 전의 구 γ 입경, 즉 열간 압연 직후의 구 γ 입경을 미세화하는 것이 중요하고, 이를 위해서는 적절한 열간 압연 조건의 선정이 필요하다.
(4) 또한, 판두께 중심부에 있어서의 인성 개선을 위해서는, 구 γ 입경에 대해 그 평균값을 작게 하는 것만으로는 불충분하고, 그 최대 입경을 작게 하는 것이 중요하다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 완성된 것이며, 그 요지 구성은 다음과 같다.
1. 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 (단, 0 ％ 를 포함한다),
Ni：5.0 ％ 이하 (단, 0 ％ 를 포함한다),
Al：0.080 ％ 이하 (단, 0 ％ 를 포함한다),
N：0.0070 ％ 이하,
B：0.0030 ％ 이하, 및
O：0.0025 ％ 이하를 함유하고,
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한,
이하의 (1) 의 관계를 만족하는 성분 조성을 갖고,
판두께 중심부에 있어서의 구 γ 입경의 최대값이 원상등경 (圓相等徑) 으로 150 ㎛ 이하이며,
판두께 중심부에 있어서의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 80 ％ 이상인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는,
항복 강도가 620 ㎫ 이상이고 판두께가 100 ㎜ 이상인 후강판.
CeqIIW = [％C] ＋ [％Mn]/6 ＋ ([％Cu] ＋ [％Ni])/15 ＋ ([％Cr] ＋ [％Mo] ＋ [％V])/5 ≥ 0.65 ··· (1)
단, [％M] 은, 상기 후강판 중에 있어서의 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 상기 후강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다.
2. 상기 성분 조성이 또한, 질량％ 로,
Cu：0.50 ％ 이하,
Mo：1.50 ％ 이하,
V：0.200 ％ 이하, 및
Ti：0.005 ∼ 0.020 ％
중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 에 기재된 후강판.
3. 상기 성분 조성이 또한, 질량％ 로,
Mg：0.0001 ∼ 0.002 ％,
Ta：0.01 ∼ 0.20 ％,
Zr：0.005 ∼ 0.1 ％,
Y：0.001 ∼ 0.01 ％,
Ca：0.0005 ∼ 0.0050 ％, 및
REM：0.0005 ∼ 0.0100 ％
중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 또는 2 에 기재된 후강판.
4. 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를 Ac3 점 이상 1200 ℃ 이하로 가열하는 공정과,
그 후, 상기 슬래브를 3 패스 이상으로 열간 압연하여, 판두께가 100 ㎜ 이상인 강판을 얻는 공정과,
그 후, 상기 강판을 Ac3 점 이상 1050 ℃ 이하로 재가열하는 공정과,
그 후, 상기 강판을 Ar3 점 이상의 온도로부터 350 ℃ 이하까지 급랭시키는 공정과,
그 후, 상기 강판에 450 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도에서 템퍼링 처리를 실시하는 공정을 갖고, 상기 열간 압연이 3 패스 또는 4 패스로 실시되는 경우에는, 적어도 1 패스에서의 압하율을 8 ％ 이상으로 하고, 적어도 다른 1 패스에서의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 상기 열간 압연이 5 패스 이상으로 실시되는 경우에는, 최종 5 패스 중 적어도 3 패스에서의 압하율을 각각 8 ％ 이상으로 하여, 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 후강판을 얻는 것을 특징으로 하는 후강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 판두께가 100 ㎜ 이상이더라도, 판두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고, 그 때문에, 강 전체의 강도와 인성이 우수한 후강판을 얻을 수 있다. 그 때문에 본 발명은, 강 구조물의 대형화 및 안전성의 향상에 크게 기여하고, 산업상 각별한 효과를 갖는다.
먼저, 본 발명의 후강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, 각 원소의 함유량은 모두 질량％ 이다.
C：0.08 ∼ 0.20 ％
C 는, 구조용 강에 요구되는 강도를 저렴하게 얻는 데에 있어서 유용한 원소이며, 그를 위해서는 C 함유량은 0.08 ％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.20 ％ 초과의 경우, 강판 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 열화하기 때문에, C 함유량은 0.20 ％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.08 ∼ 0.14 ％ 이다.
Si：0.40 ％ 이하
Si 는, 탈산을 위해서 첨가하지만, Si 함유량이 0.40 ％ 초과의 경우, 강판 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 열화하기 때문에, Si 함유량은 0.40 ％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.05 ∼ 0.30 ％ 이며, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.30 ％ 이다.
Mn：0.5 ∼ 5.0 ％
Mn 은, 강판의 강도 및 인성을 확보하는 관점에서 첨가하지만, Mn 함유량이 0.5 ％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편 Mn 함유량이 5.0 ％ 초과인 경우, 강판의 인성이 열화할 뿐만 아니라, 중심 편석이 조장되고 슬래브의 포로시티를 대형화한다. 이 때문에, Mn 함유량은 5.0 ％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.6 ∼ 2.0 ％ 이며, 보다 바람직하게는 0.6 ∼ 1.6 ％ 이다.
P：0.015 ％ 이하
P 함유량이 0.015 ％ 초과의 경우, 강판 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 열화하기 때문에, P 함유량은 0.015 ％ 이하로 제한한다. 본 발명은, P 가 함유되지 않는 경우도 포함한다.
S：0.0050 ％ 이하
S 함유량이 0.0050 ％ 초과의 경우, 강판 및 용접 열 영향부의 인성이 현저하게 열화하기 때문에 S 함유량은 0.0050 ％ 이하로 제한한다. 본 발명은, S 가 함유되지 않는 경우도 포함한다.
Cr：3.0 ％ 이하 (단, 0 ％ 를 포함한다)
Cr 은, 강판의 고강도화에 유효한 원소이지만, 다량으로 첨가하면 용접성을 저하시키므로, Cr 함유량은 3.0 ％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.1 ∼ 2.0 ％ 이다. 단, Cr 은 반드시 함유하고 있지 않아도 된다.
Ni：5.0 ％ 이하 (단, 0 ％ 를 포함한다)
Ni 는, 강판의 강도 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시키는 유익한 원소이지만, Ni 함유량이 5.0 ％ 초과의 경우, 경제성이 현저하게 악화되기 때문에, Ni 함유량은 5.0 ％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.5 ∼ 4.0 ％ 이다. 단, Ni 는 반드시 함유하고 있지 않아도 된다.
Al：0.080 ％ 이하 (단, 0 ％ 를 포함한다)
Al 은, 용강을 충분히 탈산하기 위해서 첨가되지만, Al 함유량이 0.080 ％ 초과의 경우, 강판 중에 고용하는 Al 량이 많아지고, 강판의 인성이 저하되므로, Al 함유량은 0.080 ％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.030 ∼ 0.080 ％ 이며, 보다 바람직하게는 0.030 ∼ 0.060 ％ 이다. 단, Al 은 반드시 함유하고 있지 않아도 된다.
N：0.0070 ％ 이하
N 은, Ti 등과 질화물을 형성함으로써 조직을 미세화하고, 강판 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖지만, N 함유량이 0.0070 ％ 초과의 경우, 강판 중에 고용하는 N 량이 증대하고, 강판의 인성이 현저하게 저하되고, 또한 용접 열 영향부에 있어서도 조대한 탄질화물이 형성되고 인성이 저하되므로, N 함유량은 0.0070 ％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0010 ∼ 0.0050 ％ 이며, 보다 바람직하게는 0.0010 ∼ 0.0040 ％ 이다.
B：0.0030 ％ 이하
B 는, 오스테나이트 입계에 편석함으로써 입계로부터의 페라이트 변태를 억제하고, 퀀칭성을 높이는 효과를 갖지만, B 함유량이 0.0030 ％ 초과의 경우, B 가 탄질화물로서 석출하고 퀀칭성을 저하시키는 결과, 인성이 저하되므로, B 함유량은 0.0030 ％ 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 이며, 보다 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0020 ％ 이다.
O：0.0025 ％ 이하
O 함유량이 0.0025 ％ 초과의 경우, 강판 중에서 경질인 산화물을 생성하고, 인성이 현저하게 저하되므로, O 함유량은 0.0025 ％ 이하로 한다. O 함유량은, 바람직하게는 0 ∼ 0.0020 ％ 이다.
본 발명의 일 실시형태에 의한 후강판은, 이상의 기본 원소와 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.
또, 본 발명의 다른 실시형태에서는, 상기의 기본 원소에 더하여 (즉, 잔부 Fe 의 일부와 치환하여), 강도 및 인성을 높일 목적으로, Cu, Mo, V 및 Ti 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.
Cu：0.50 ％ 이하
Cu 는, 인성을 저해하는 일 없이 강판의 강도의 향상을 도모할 수 있는 유용 원소이지만, Cu 함유량이 0.50 ％ 초과의 경우, 열간 가공시에 강판 표면에 균열을 발생하므로, Cu 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.50 ％ 이하가 바람직하다.
Mo：1.50 ％ 이하
Mo 는, 강판의 고강도화에 유효한 원소이지만, Mo 함유량이 1.50 ％ 초과의 경우, 합금 탄화물의 석출에 의해 경도가 상승하고, 인성이 저하되므로, Mo 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 1.50 ％ 이하가 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020 ∼ 0.80 ％ 이다.
V：0.200 ％ 이하
V 는, 강판의 강도 및 인성의 향상에 효과가 있고, 또 VN 으로서 석출함으로써 고용 N 의 저감에도 유효하지만, V 함유량이 0.200 ％ 초과의 경우, 경질인 VC 의 석출에 의해 인성이 저하되므로, V 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010 ∼ 0.100 ％ 이다.
Ti：0.005 ∼ 0.020 ％
Ti 는, 가열시에 TiN 을 생성하고, 오스테나이트의 조대화를 효과적으로 억제하고, 강판 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시킨다. 그러나, Ti 함유량이 0.020 ％ 초과의 경우, Ti 질화물이 조대화하고 강판의 인성이 저하되므로, Ti 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.005 ∼ 0.020 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.008 ∼ 0.015 ％ 이다.
본 발명의 다른 실시형태에서는, 상기의 기본 원소에 더하여 (즉, 잔부 Fe 의 일부와 치환하여), 또한 재질을 개선할 목적으로 Mg, Ta, Zr, Y, Ca 및 REM 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.
Mg：0.0001 ∼ 0.002 ％
Mg 는, 고온에서 안정적인 산화물을 형성하고, 용접 열 영향부의 구 γ 립의 조대화를 효과적으로 억제하고, 용접부의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 그러나, Mg 함유량이 0.0001 ％ 미만의 경우 그 효과가 부족하고, 한편 Mg 함유량이 0.002 ％ 초과의 경우, 개재 물량이 증가하고 인성이 저하되므로, Mg 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0001 ∼ 0.002 ％ 로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0001 ∼ 0.015 ％ 이다.
Ta：0.01 ∼ 0.20 ％
Ta 를 첨가하면, 강도 향상에 유효하다. 그러나, Ta 함유량이 0.01 ％ 미만의 경우 그 효과가 부족하고, 한편 Ta 함유량이 0.20 ％ 초과의 경우, 석출물 생성에 의해 인성이 저하되기 때문에, Ta 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.01 ∼ 0.20 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Zr：0.005 ∼ 0.1 ％
Zr 은, 강판의 강도 향상에 유효한 원소이지만, Zr 함유량이 0.005 ％ 미만의 경우 그 효과가 부족하고, 한편 Zr 함유량이 0.1 ％ 초과의 경우, 조대한 석출물을 생성하고 인성이 저하되기 때문에, Zr 을 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.005 ∼ 0.1 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Y：0.001 ∼ 0.01 ％
Y 는, 고온에서 안정적인 산화물을 형성하고, 용접 열 영향부의 구 γ 립의 조대화를 효과적으로 억제하고, 용접부의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 그러나, Y 함유량이 0.001 ％ 미만의 경우 그 효과가 부족하고, 한편 Y 함유량이 0.01 ％ 초과의 경우, 개재 물량이 증가하고 인성이 저하되므로, Y 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.001 ∼ 0.01 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Ca：0.0005 ∼ 0.0050 ％
Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해서는, Ca 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 한다. 그러나, Ca 함유량이 0.0050 ％ 초과의 경우, 청정도의 저하를 초래하고 인성이 열화한다. 따라서, Ca 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0025 ％ 이다.
REM：0.0005 ∼ 0.0100 ％
REM 도, Ca 와 마찬가지로, 강판 중에서 산화물 및 황화물을 형성하여 재질을 개선하는 효과가 있으며, 그 효과를 얻기 위해서는, REM 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 한다. 그러나, REM 함유량이 0.0100 ％ 초과의 경우, 그 효과가 포화한다. 따라서, REM 을 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 이다.
본 발명은, 전술한 전단형 역변태가 특히 일어나기 쉽고, 구 γ 입경의 미세화·정립화가 잘 발생하지 않는다고 알려진 강종 (鋼種) 을 대상으로 한다. 발명자들의 연구에 의하면, 이러한 강종은 탄소 당량으로 분류할 수 있으며, 다음 식 (1) 로 정의한 탄소 당량 CeqIIW 가 0.65 ％ 이상이 되는 성분 조성에 있어서, 본 발명은 우수한 효과를 발휘한다. 그래서, 본 발명에서는, 상기한 기본 성분의 조성 범위에 더하여, 탄소 당량 CeqIIW 가 0.65 ％ 이상을 만족하는 성분 조성의 후강판을 대상으로 하였다.
CeqIIW = [％C] ＋ [％Mn]/6 ＋ ([％Cu] ＋ [％Ni])/15 ＋ ([％Cr] ＋ [％Mo] ＋ [％V])/5 ≥ 0.65 ··· (1)
단, [％M] 은, 후강판 중에 있어서의 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 상기 후강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다. 또한, 「당해 원소가 함유되지 않는다」 란, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 이하이기 때문에 파악할 수 없는 것을 의미한다.
따라서, 임의 첨가 성분인 Cu, Mo 및 V 가 첨가되지 않는 경우에는, 탄소 당량 CeqIIW 의 산출은 전술한 (1) 식 대신에, 다음에 나타내는 (1)' 식을 이용하게 된다.
CeqIIW = [％C] ＋ [％Mn]/6 ＋ [％Ni]/15 ＋ [％Cr]/5 ≥ 0.65 ··· (1)'
다음으로, 본 발명의 후강판의 조직에 대해서 설명한다.
구 γ 입경은, 인성과 강한 상관이 있으며, 구 γ 입경이 클수록 인성은 저하된다. 특히, 조대한 구 γ 립으로부터 파괴가 시작되기 때문에, 구 γ 입경의 미세화, 정립화는 특히 중요하다. 본 발명에서는, 판두께 중심부에 있어서의 구 γ 입경의 최대값을 원 상당경으로 150 ㎛ 이하로 함으로써, 원하는 인성을 안정되게 확보할 수 있다. 판두께 중심부에 있어서의 구 γ 입경의 최대값은, 바람직하게는 120 ㎛ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서 「판두께 중심부」 란, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 45 ∼ 55 ％ 의 깊이의 영역 (판두께 중심의 10 ％ 의 두께 영역) 을 의미한다. 또한, 종래의 기술에서는, 판두께 중심부에 있어서의 구 γ 입경의 최대값을 150 ㎛ 이하까지 저감시키는 것은 바랄 수 없었다.
강판의 양 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 5 ％ 의 두께 영역인 판두께 표층부에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 구 γ 입경에 대해서는, 판두께 중심부의 구 γ 입경의 최대값을 150 ㎛ 이하로 하면, 필연적으로 판두께 표층부의 구 γ 입경의 최대값도 150 ㎛ 이하가 된다.
또, 조직은, 마텐자이트 및/또는 베이나이트 조직으로 하는 것이 중요하다. 이 점은, 판두께 중심부도 동일하다. 구체적으로는, 판두께 중심부에 있어서의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 80 ％ 이상인 것이 중요하다. 당해 합계 면적률이 80 ％ 미만의 경우, 판두께 중심부의 인성이 충분히 얻어지지 않는다. 조직의 잔부는, 페라이트, 펄라이트 등이다.
본 발명에 있어서, 「판두께 중심부에 있어서의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률」 은, 판두께 중심부로부터 채취한 시료를 조직 관찰하여 결정하는 것으로 한다. 구체적으로는, 주사형 전자 현미경을 사용하고, 3000 배로 50 시야 이상 관찰하고, 조직을 정량화함으로써 결정한다.
본 발명의 후강판은, 상기와 같은 성분 조성 및 조직을 만족함으로써, 판두께가 100 ㎜ 이상이더라도, 판두께 중심부의 강도와 인성이 우수하다. 구체적으로는, 항복 강도가 620 ㎫ 이상이고, 또한, －40 ℃ 에 있어서의 강판의 인성 (vE-40) 이 170 J 이상을 실현할 수 있다. 혹은, 항복 강도가 690 ㎫ 이상이고, 또한, －40 ℃ 에 있어서의 강판의 인성 (vE-40) 이 100 J 이상을 실현할 수 있다. 판두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적인 후강판의 경우, 판두께는 300 ㎜ 이하이다.
다음으로, 본 발명의 후강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 온도 (℃) 는, 판두께 중심부에 있어서의 온도를 의미하는 것으로 한다.
압연용 강 소재
상기한 성분 조성으로 조정한 용강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 통상적인 방법으로 용제한 후, 연속 주조법이나 조괴법 등의 통상적인 주조 방법으로 슬래브, 빌렛 등의 압연용 강 소재로 한다. 또, 압연기의 하중 등의 제약이 있는 경우에는, 분괴 압연을 실시하고, 강 소재의 판두께를 작게 해도 된다.
강 소재의 가열 온도：Ac3 점 ∼ 1200 ℃
계속해서, 강 소재를 Ac3 점 이상 1200 ℃ 이하로 가열한다. 강 소재를 Ac3 변태점 이상으로 가열하는 것은, 강을 오스테나이트 조직 1 상 (相) 으로 균일화하기 위해서이며, 구체적인 가열 온도로는, 1000 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ac3 변태점은, 다음 식 (2) 에 의해 계산되는 값을 사용한다.
Ac3 = 937.2 － 476.5[％C] ＋ 56[％Si] － 19.7[％Mn] － 16.3[％Cu] － 26.6[％Ni] － 4.9[％Cr] ＋ 38.1[％Mo] ＋ 124.8[％V] ＋ 136.3[％Ti] ＋ 198.4[％Al] ＋ 3315[％B] ··· (2)
단, [％M] 은, 강 소재 중의 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
열간 압연 조건
계속해서, 강 소재를 열간 압연하여, 판두께가 100 ㎜ 이상인 강판을 얻는다. 본 발명이 대상으로 하는, 열 처리시에 구 γ 입경의 미세화, 정립화가 잘 일어나지 않는 성분에서는, 열간 압연시에 조대한 구 γ 립의 형성을 억제하는 것이 중요하다. 구 γ 립을 미세화하기 위해서는, γ 역에서의 재결정의 촉진이 유효하고, 특히 압연 후단에서의 재결정이 유효하다. 열간 압연에 의한 가공이 충분히 가해지기 어려운 판두께 100 ㎜ 이상의 후강판을 제조하는 경우, 적어도 5 패스의 열간 압연을 실시하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 6 패스 이상 11 패스 이하이다. 이 경우에는, 최종 5 패스 중 적어도 3 패스에서의 압하율을 각각 8 ％ 이상으로 함으로써, 판두께 중심부의 재결정을 효과적으로 촉진하여, 조대한 구 γ 립의 형성을 억제할 수 있다. 또, 압하율 8 ％ 이상의 패스를 연속적으로 실시하는 것은 더욱 유효하다.
강 소재의 제약에 의해 5 패스 이상의 열간 압연이 곤란한 경우에는, 3 패스 또는 4 패스의 열간 압연을 실시한다. 이 경우에는, 적어도 1 패스에서의 압하율을 8 ％ 이상으로 하고, 적어도 다른 1 패스에서의 압하율을 15 ％ 이상으로 함으로써, 판두께 중심부의 재결정을 효과적으로 촉진하여, 조대한 구 γ 립의 형성을 억제할 수 있다.
열 처리 조건
계속해서, 강판을 300 ℃ 이하의 온도까지 방랭한 후, Ac3 점 이상 1050 ℃ 이하로 재가열하고, 그 후, 강판을 Ar3 점 이상의 온도부터 350 ℃ 이하까지 급랭시킨다. 재가열 온도를 1050 ℃ 이하로 하는 것은, 1050 ℃ 를 초과하는 고온에서 강판을 재가열하면, 오스테나이트립이 조대화하여 강판의 인성이 현저하게 저하되기 때문이다. 또, 재가열 온도가 Ar3 점 미만의 경우도, 강판의 인성이 저하된다.
냉각 정지 온도를 350 ℃ 이하로 한 것은, 냉각 정지 온도가 350 ℃ 초과인 경우, 그 후의 공랭 과정에서 불균일인 탄화물의 생성이 일어나고, 템퍼링시에 조대한 탄화물이 생성되어, 강판의 인성이 열화하기 때문이다. 또한, Ar3 변태점은, 다음 식 (3) 에 의해 계산되는 값을 사용한다.
Ar3 = 910 － 310[％C] － 80[％Mn] － 20[％Cu] － 15[％Cr] － 55[％Ni] － 80[％Mo] ··· (3)
단, [％M] 은, 강 소재 중의 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
판두께 중심부의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판두께 중심부의 온도가 구해진다.
급랭의 방법은, 공업적으로는 수냉으로 하는 것이 일반적이지만, 냉각 속도는 가능한 한 빠른 쪽이 바람직하기 때문에, 냉각 방법은 수냉 이외여도 되고, 예를 들어 가스 냉각 등의 방법도 있다.
템퍼링 처리 조건
급랭 후, 강판에 템퍼링 처리를 실시하여 제품으로 한다. 템퍼링 온도는 450 ℃ 이상 700 ℃ 이하로 한다. 템퍼링 온도가 450 ℃ 미만의 경우, 저온 템퍼링 취성 (脆性) 의 영향으로, 인성의 저하를 초래하고, 한편 템퍼링 온도가 700 ℃ 를 초과하는 경우, 각종 탄화물이 석출함과 함께, 강판의 조직이 조대화하고, 강도의 저하를 초래하기 때문이다.
또한, 공업적으로는, 강의 강인화를 목적으로 하여, 반복 퀀칭하는 경우가 있지만, 본 발명에 있어서도 반복 퀀칭을 실시해도 된다. 그 때, 최종 퀀칭시에는, Ac3 점 ∼ 1050 ℃ 로 가열 후, 350 ℃ 이하가 될 때까지 급랭시키고, 그 후 450 ∼ 700 ℃ 에서 템퍼링하는 것이 적합하다.
실시예
표 1 에 나타낸 강번 (鋼番) No. 1 ∼ 29 의 성분 조성을 갖는 강 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 을 용제하고, 표 2 에 나타내는 소재 두께의 연속 주조 슬래브로 하였다. 각 슬래브를 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연하여, 표 2 에 나타내는 판두께의 강판으로 하였다. 그 후, 각 강판에 표 2 에 나타내는 조건으로 열 처리 (퀀칭-템퍼링 처리) 를 실시하여, 시료 No. 1 ∼ 37 의 제품을 얻었다. 얻어진 제품 강판을 다음 시험에 제공하였다.
(인장 시험)
각 강판의 판두께 중심부로부터, 압연 방향과 직각 방향으로 환봉 (丸棒) 인장 시험편 (Φ = 12.5 mm, GL = 50 ㎜) 을 채취하고, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 를 측정하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다.
(샤르피 충격 시험)
각 강판의 판두께 중심부로부터 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2 ㎜ V 노치 샤르피 시험편을 각 3 개씩 채취하고, 각 시험편에 대해 ―40 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시했을 때의 흡수 에너지 (vE-40) 를 측정하고, 그들의 평균값을 구하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다.
(구 γ 입경의 최대값)
각 강판의 판두께 중심부로부터 압연 방향 절단면을 관찰면으로 하는 광학 현미경용 샘플을 채취하고, 피크르산에 의해 구 γ 입계를 출현시켜 200 배로 조직 사진을 촬영하였다. 그 사진 중의 모든 구 γ 립의 입계를 트레이스하고, 화상 해석에 의해 각 구 γ 립의 원 상당경을 산출하고, 그 최대값을 구하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다
(마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률)
기술 (旣述) 한 방법으로, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 구하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다.
Figure 112016107246999-pct00001
Figure 112016107246999-pct00002
표 2 에 나타낸 바와 같이, 성분 조성, 구 γ 입경의 최대값, 그리고, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률 모두가 본 발명의 요건을 만족하는 발명예 (시료 No. 1 ∼ 21) 는 모두, YS 가 620 ㎫ 이상, TS 가 720 ㎫ 이상, －40 ℃ 에 있어서의 인성 (vE-40) 이 170 J 이상, 혹은, YS 가 690 ㎫ 이상, TS 가 720 ㎫ 이상, －40 ℃ 에 있어서의 인성 (vE-40) 이 100 J 이상이며, 강판의 강도 및 인성이 우수한 것이 확인되었다.
이에 반해, 성분 조성이 본 발명의 범위를 일탈한 비교예 (시료 No. 20 ∼ 29), 및, 제조 조건이 본 발명의 범위를 일탈한 결과, 강판의 조직이 본 발명의 범위를 일탈한 비교예 (시료 No. 32 ∼ 37) 에서는, YS, TS, 및 인성 중, 적어도 어느 것이 뒤떨어진 것이 확인되었다.

Claims (5)

  1. 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 (단, 0 ％ 를 포함한다),
    Ni：5.0 ％ 이하 (단, 0 ％ 를 포함한다),
    Al：0.080 ％ 이하 (단, 0 ％ 를 포함한다),
    N：0.0070 ％ 이하,
    B：0.0030 ％ 이하, 및
    O：0.0025 ％ 이하를 함유하고,
    잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한,
    이하의 (1) 의 관계를 만족하는 성분 조성을 갖고,
    판두께 중심부에 있어서의 구 γ 입경의 최대값이 원상등경으로 150 ㎛ 이하이며,
    판두께 중심부에 있어서의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 80 ％ 이상인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는,
    항복 강도가 620 ㎫ 이상이고 판두께가 100 ㎜ 이상인 후강판.
    CeqIIW = [％C] ＋ [％Mn]/6 ＋ ([％Cu] ＋ [％Ni])/15 ＋ ([％Cr] ＋ [％Mo] ＋ [％V])/5 ≥ 0.65 ··· (1)
    단, [％M] 은, 상기 후강판 중에 있어서의 원소 M 의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 상기 후강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로,
    Cu：0.50 ％ 이하,
    Mo：1.50 ％ 이하,
    V：0.200 ％ 이하, 및
    Ti：0.005 ∼ 0.020 ％
    중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 후강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로,
    Mg：0.0001 ∼ 0.002 ％,
    Ta：0.01 ∼ 0.20 ％,
    Zr：0.005 ∼ 0.1 ％,
    Y：0.001 ∼ 0.01 ％,
    Ca：0.0005 ∼ 0.0050 ％, 및
    REM：0.0005 ∼ 0.0100 ％
    중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 후강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, Ac3 점 이상 1200 ℃ 이하로 가열하는 공정과,
    그 후, 상기 강 소재를 3 패스 이상으로 열간 압연하여, 판두께가 100 ㎜ 이상인 강판을 얻는 공정과,
    그 후, 상기 강판을 Ac3 점 이상 1050 ℃ 이하로 재가열하는 공정과,
    그 후, 상기 강판을 Ar3 점 이상의 온도부터 350 ℃ 이하까지 급랭시키는 공정과,
    그 후, 상기 강판에 450 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도에서 템퍼링 처리를 실시하는 공정을 갖고, 상기 열간 압연이 3 패스 또는 4 패스로 실시되는 경우에는, 적어도 1 패스에서의 압하율을 8 ％ 이상으로 하고, 적어도 다른 1 패스에서의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 상기 열간 압연이 5 패스 이상으로 실시되는 경우에는, 최종 5 패스 중 적어도 3 패스에서의 압하율을 각각 8 ％ 이상으로 하여, 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 후강판을 얻는 것을 특징으로 하는 후강판의 제조 방법.
  5. 제 3 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, Ac3 점 이상 1200 ℃ 이하로 가열하는 공정과,
    그 후, 상기 강 소재를 3 패스 이상으로 열간 압연하여, 판두께가 100 ㎜ 이상인 강판을 얻는 공정과,
    그 후, 상기 강판을 Ac3 점 이상 1050 ℃ 이하로 재가열하는 공정과,
    그 후, 상기 강판을 Ar3 점 이상의 온도부터 350 ℃ 이하까지 급랭시키는 공정과,
    그 후, 상기 강판에 450 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도에서 템퍼링 처리를 실시하는 공정을 갖고, 상기 열간 압연이 3 패스 또는 4 패스로 실시되는 경우에는, 적어도 1 패스에서의 압하율을 8 ％ 이상으로 하고, 적어도 다른 1 패스에서의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 상기 열간 압연이 5 패스 이상으로 실시되는 경우에는, 최종 5 패스 중 적어도 3 패스에서의 압하율을 각각 8 ％ 이상으로 하여, 제 3 항에 기재된 후강판을 얻는 것을 특징으로 하는 후강판의 제조 방법.
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