KR102115277B1 - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102115277B1
KR102115277B1 KR1020197037386A KR20197037386A KR102115277B1 KR 102115277 B1 KR102115277 B1 KR 102115277B1 KR 1020197037386 A KR1020197037386 A KR 1020197037386A KR 20197037386 A KR20197037386 A KR 20197037386A KR 102115277 B1 KR102115277 B1 KR 102115277B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
less
temperature
center
hardness
Prior art date
Application number
KR1020197037386A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20200022387A (ko
Inventor
후미토시 다카미네
히토시 후루야
노리마사 가와바타
다쿠미 미야케
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20200022387A publication Critical patent/KR20200022387A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102115277B1 publication Critical patent/KR102115277B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Abstract

본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 화학 성분이 소정 범위 내이고, 판 두께 중심부에 있어서, 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 99％ 이상이고, 상기 판 두께 중심부에 있어서, 구 오스테나이트 입경의 평균값이 80㎛ 미만이고, Ceq가 0.750 내지 0.800％이고, Al×N이 2.0×10-4 이상이고, Ti/N이 3.4 이하이고, 4×f/g≥9.00을 만족시키고, 상기 판 두께 중심부에 있어서의 -20℃에서의 C 방향 샤르피의 3점 평균이 47J 이상이고, 표층 및 상기 판 두께 중심부의 경도가 HB로 350 이상이고, 판 두께가 200mm 초과이다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
로터리 킬른으로 대표되는 대형 산업용 기계의 회전 기구에는, 거대한 톱니바퀴(기어)가 사용된다. 소재로 되는 강판에는, 톱니바퀴의 내피로성이나 내구성의 관점에서, 경도와 인성이 요구된다. 근년에는, 표층 및 판 두께 중심부에서 HB350 이상, 판 두께 중심부의 vE-20℃≥47J가 소재로 되는 강판에 요구되게 되었다. 이것은, 판 두께 중심부까지 강재를 깎아 내어서 톱니바퀴를 제조하기 때문에, 판 두께 중심부의 특성이 중시되는 것에 의한다.
첨가하여 근년, 기어의 대형화를 지향하고, 종래에 없는 판 두께 200mm 초과의 강판이 요구되게 되어 왔다. 판 두께의 증대에 수반하여, ?칭 시의 판 두께 중심부의 냉각 속도가 저하된다. 그 때문에, 판 두께 200mm 초과의 강판에서는, 템퍼링 후에도 중심부의 경도를 얻기 어려워진다. 한편, 단순히 경도를 올리는 것만을 목적으로 한 성분 설계는 인성의 저하를 발생시킨다. 통상, 경도와 인성은 반비례의 관계에 있기 때문이다. 그 때문에, 판 두께 200mm 초과라고 하는 극 두께재에서는, 표층 경도 및 중심부 경도를 확보하고, 또한 인성도 확보하기 위한 성분 밸런스 조정은 극도로 곤란한다.
또한 용접성의 개선을 목적으로 하고, 주요 함유 원소에 의한 카본 당량 Ceq를 0.800％ 이하로 하는 요구가 발생하였다. Ceq가 0.800％를 초과한 경우, 수요가에게 있어서 용접 시의 예열 온도를 높이는 등의 부하가 증가한다. 본 강재와 같은 극 두께재의 용접 작업에서는 용접 패스 수가 매우 많은 점에서, 용접 부하의 증가도 크다. 또한, Ceq는 예를 들어 하기 식 (1)로 나타낸다. 식 (1)에 포함되는 원소 기호는, 강재의 화학 성분에 있어서의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5: 식 (1)
종래, Ceq≤0.800％, 또한 중심부 경도≥HB350을 확보하고, 또한 -20℃에서의 전술한 저온 인성을 보증하는 판 두께 200mm 초과의 강재는 존재하지 않았다. 또한 기어 가공 후의 응력 제거 어닐링으로 재질이 변화하지 않도록, 소재로 되는 강판은 500℃ 이상에서 템퍼링되지 않으면 안된다. 템퍼링이 필수라고 하는 사정도, 강재의 경도 목표의 달성에 불리한 상황 하였다.
특허문헌 1은, 대형 산업 기계의 회전 기구에 사용하는 거대한 기어용 재료로, 판 두께가 200mm 초과로, 표층과 중심의 경도 차가 작은 두꺼운 강판과 그 제조 방법의 제공을 과제로 하고, 판 두께 중심부에 있어서의 -20℃에서의 C 방향 샤르피의 3점 평균이 20J 이상이고, 표층의 경도가 HB로 330 이상, 판 두께 중심부의 경도가 HB로 300 이상, 또한 표층과 판 두께 중심의 경도 차 ΔHB가 30 이하인 두꺼운 강판을 제공하고 있다. 그러나 특허문헌 1은, 판 두께 중심부의 경도를 안정되게 HB350 이상으로 하는 것을 목적으로 한 것은 아니다.
일본 특허 공개2017-186592호 공보
이러한 상황 하, 본 발명에서는, 특히 판 두께가 200mm 초과이며, 하기 식으로 나타내는 Ceq를 0.800％ 이하, 또한 판 두께 중심부의 경도 확보의 사정상, Ceq를 0.750％ 이상으로 하고, 표층 및 판 두께 중심부의 경도가 HB350 이상, 판 두께 중심부의 -20℃에서의 흡수 에너지가 47J 이상의 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 요지는, 다음과 같다.
(I) 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 화학 성분이 단위 질량％로, C: 0.16 내지 0.20％, Si: 0.50 내지 1.00％, Mn: 0.90 내지 1.50％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0020％ 이하, Cu: 0 내지 0.40％, Ni: 0.20 내지 1.00％, Cr: 0.60 내지 0.99％, Mo: 0.60 내지 1.00％, V: 0 내지 0.050％, Al: 0.050 내지 0.085％, N: 0.0020 내지 0.0070％, B: 0.0005 내지 0.0020％, Nb: 0 내지 0.050％, Ti: 0 내지 0.020％, Ca: 0 내지 0.0030％, Mg: 0 내지 0.0030％, REM: 0 내지 0.0030％ 및 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고, 판 두께 중심부에 있어서, 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 99％ 이상이고, 상기 판 두께 중심부에 있어서의, 구 오스테나이트 입경의 평균값이 80㎛ 미만이고, 식 (1)로 나타내는 Ceq가 0.750 내지 0.800％이고, Al×N이 2.0×10-4 이상이고, Ti/N이 3.4 이하이고, 또한 식 (2)로 나타내는 값 f 및 식 (3)으로 나타내는 값 g가, 4×f/g≥9.00을 만족시키고, 상기 판 두께 중심부에 있어서의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지가 47J 이상이고, 표층 및 상기 판 두께 중심부의 경도가 HB350 이상이고, 판 두께가 200mm 초과이다.
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5: 식 (1)
f=4×C+Si+2×Mn+Ni+2×Cr+5×Mo: 식 (2)
g=2×Cr+3×Mo+5×V: 식 (3)
여기서, 각 식에 기재된 원소 기호는, 각 원소 기호에 관한 원소의 단위 질량％에서의 함유량을 의미한다.
(II) 본 발명의 다른 양태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 (I)에 기재된 강판의 제조 방법이며, 슬래브를 가열하는 공정과, 상기 슬래브를 열간 압연하여 판 두께가 200mm 초과의 강판을 얻는 공정과, 상기 강판을 냉각하는 공정과, 상기 강판을 석출 처리하는 공정과, 상기 강판을 ?칭하는 공정과, 상기 강판을 템퍼링하는 공정을 구비하고, 상기 슬래브의 화학 성분이, 단위 질량％로, C: 0.16 내지 0.20％, Si: 0.50 내지 1.00％, Mn: 0.90 내지 1.50％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0020％ 이하, Cu: 0 내지 0.40％, Ni: 0.20 내지 1.00％, Cr: 0.60 내지 0.99％, Mo: 0.60 내지 1.00％, V: 0 내지 0.050％, Al: 0.050 내지 0.085％, N: 0.0020 내지 0.0070％, B: 0.0005 내지 0.0020％, Nb: 0 내지 0.050％, Ti: 0 내지 0.020％, Ca: 0 내지 0.0030％, Mg: 0 내지 0.0030％, REM: 0 내지 0.0030％ 및 잔부: Fe 및 불순물이고, 상기 슬래브의 식 (1)로 나타내는 Ceq가 0.750 내지 0.800％이고, 상기 슬래브의 Al×N이 2.0×10-4 이상이고, 상기 슬래브의 Ti/N이 3.4 이하이고, 상기 슬래브의 식 (2)로 나타내는 값 f 및 식 (3)으로 나타내는 값 g가 4×f/g≥9.00을 만족시키고, 상기 슬래브를 가열하는 공정에서의 슬래브 가열 온도가, 식 (4)로 산출되는 AlN 고용 온도 Ts(℃) 이상이고, 상기 강판을 석출 처리하는 공정은, 상기 강판을 550℃ 초과 Ac1 미만의 석출 처리 온도 Tp(℃)까지 가열하고, 이어서 이 온도에서 석출 처리 시간 tp(시간)만큼 유지함으로써 행해지고, 상기 석출 처리 온도 Tp(℃) 및 석출 처리 시간 tp(시간)가 식 (5)를 만족시키고, 상기 Ac1은 식 (7)에 의해 나타나고, 상기 강판을 ?칭하는 공정은, 상기 강판을 900 내지 950℃의 ?칭 유지 온도 Tq(℃)까지 가열하고, 이 온도에서 식 (6)에 나타내는 ?칭 유지 시간 tq(분) 이상 동안 유지되고, 이어서 수랭함으로써 행해지고, 상기 강판을 템퍼링하는 공정은, 상기 강판을 500 내지 550℃의 템퍼링 온도까지 가열하고, 이어서 150℃ 이하까지 냉각함으로써 행하여진다.
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5: 식 (1)
f=4×C+Si+2×Mn+Ni+2×Cr+5×Mo: 식 (2)
g=2×Cr+3×Mo+5×V: 식 (3)
Ts=7400/(1.95-log10(Al×N))-273: 식 (4)
Log10(tp)+0.012×Tp≥8.7: 식 (5)
tq=0.033×(950-Tq)2+(1.5×f)2/10: 식 (6)
Ac1=750-25×C+22×Si-40×Mn-30×Ni+20×Cr+25×Mo: 식 (7)
여기서, 각 식에 기재된 원소 기호는, 각 원소 기호에 관한 원소의 단위 질량％에 의한 함유량이다.
(III) 상기 (II)에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 강판을 냉각하는 공정에서의 냉각 종료 온도를 150℃ 이하로 해도 된다.
본 발명에 의해, 판 두께 200mm 초과의 강판에 있어서도, 표층 및 판 두께 중심부의 경도, 그리고 판 두께 중심부의 충격 흡수 에너지 성능이 우수하고, 또한 Ceq를 0.800％ 이하로 억제한 강판을 제공할 수 있고, 로터리 킬른으로 대표되는 대형 산업용 기계의 회전 기구에 활용할 수 있다.
도 1은, 본 실시 형태에 관한 강판의, 압연 방향에 수직인 단면의 모식도이다.
도 2는, C양과 판 두께 중심부 경도의 관계, 및 C양과 판 두께 중심부 인성(vE-20℃)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은, Ceq와 중심부 경도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는, 4×f/g와 판 두께 중심부 인성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는, 실시예의 성분 A4를 사용하여 실험한 석출 처리 온도 Tp와 석출 처리 시간 Log10(tp)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 6a는, 실시예의 성분 A6을 사용하여 실험한 결과 얻어진, ?칭 유지 온도 Tq 및 ?칭 유지 시간 tq와 중심부 경도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 6b는, 실시예의 성분 A2를 사용하여 실험한 결과 얻어진, ?칭 유지 온도 Tq 및 ?칭 유지 시간 tq와 중심부 경도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 7은, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.
본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 강판의 판 두께 중심부(단순히 「중심부」라고 칭하는 경우가 있음) 및 강판의 표층(단순히 「표층」이라고 칭하는 경우가 있음)의 양쪽의 기계 특성을 제어한다. 도 1에 도시되는 바와 같이, 강판(1)의 판 두께 중심부(11)는, 강판(1)의 최표면인 압연면(13)으로부터 강판(1)의 판 두께 T의 3/8의 깊이의 면과, 압연면(13)으로부터 판 두께 T의 5/8의 깊이의 면 사이의 영역이다. 강판(1)의 판 두께 중심부(11)의 중심면과, 강판(1)의 중심면은 일치하게 된다. 강판(1)의 표층(12)이란, 강판(1)의 압연면(13)으로부터 깊이 1mm의 면과 깊이 5mm의 면 사이의 영역이다. 강판(1)의 최표면으로부터 깊이 1mm까지의 영역은, 본 실시 형태에서는, 강판(1)의 표층(12)으로부터는 제외한다. 이 영역은, 탈탄층 및 가공 시에 제거되는 부위에 상당하기 때문이다. 또한, 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 단부로부터, 원칙으로서, 판 두께 이상 이격된 부위로부터 기계 시험 및 마이크로 조직 관찰 등을 위한 시험편을 채취하기로 한다.
본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 이하의 (1) 내지 (7)이 중요한 의미를 가진다. Ceq≤0.800％로 되는 화학 성분을 갖는 강판의 판 두께 중심부에 있어서, HB350급의 경도와 vE-20℃≥47J의 양쪽을 달성하기 위한 요건으로서는, 특히 성분 파라미터식 (3)과, 석출 처리 (5)가 중요하다.
(1) (후술하는 조건 하에서) 중심부 경도와 중심부 인성을 양립하기 위한, C양의 상하한 규제
또한, 일반적으로 중심부 경도가 HB350 이상인 경우, 표층도 HB350 이상이 확보가능하다.
(2) 중심부 경도의 확보를 향한 Ceq 하한
(3) 중심부 인성의 확보를 향한 파라미터식 4×f/g의 하한
(4) 중심부 인성의 확보를 향한 파라미터식 Al×N의 하한
(5) 중심부 경도 및 인성의 확보를 향한 ?칭 전의 용체화 처리 및 석출 처리(온도 및 시간)
(6) 중심부 경도의 확보를 향한 ?칭 조건(온도 및 시간)
(7) 중심부의 경도 및 인성을 확보하기 위한 템퍼링 온도의 상하한 규제
이하, 상세히 기술한다.
(1) (후술하는 조건 하에서) 중심부 경도와 중심부 인성을 양립하기 위한, C양의 상하한 규제
제1 항목으로서, 후술하는 조건 하에서 판 두께 중심부의 경도 및 인성의 양쪽을 높이기 위해서는, 당해 강의 성분 조성(질량％)으로서 C가 0.16 내지 0.20％를 만족시킬 필요가 있다. 판 두께 200mm 초과의 강판의 판 두께 중심부에서, 인성과 경도의 양쪽을 확보하기 위해서는, 취성 파괴 기점으로 되는 탄화물의 생성을 억제할 필요가 있다. 탄화물의 생성을 억제하고, 도 2에 도시한 바와 같이, 판 두께 중심부에서 vE-20℃(ave.)≥47J를 달성하기 위해서는 C는 0.20％ 이하로 해야 한다. 한편, C의 저하는 강재의 경도를 크게 저감시킨다. 그 때문에, 500℃ 이상의 템퍼링 후에도 중심부의 경도를 HB350 이상으로 하기 위해서는, 마찬가지로 도 2에 도시한 바와 같이, C는 0.16％ 이상으로 할 필요가 있다.
(2) 중심부 경도의 확보를 향한 Ceq 하한의 규정
제2 항목으로서, 판 두께 200mm 초과의 강판에 있어서 중심부의 경도를 확보하기 위해서는, 충분한 ?칭성이 필요하다. 따라서, 후술하는 석출 처리를 실시한 다음, 하기 식 (1)에 의해 산출되는 Ceq가 0.750％ 이상을 만족시킬 필요가 있다. 이것은, ?칭 시에 연질 조직인 페라이트의 생성을 회피하고, 주로 베이나이트 및 마르텐사이트로부터 구성되는 조직을 형성하기 위해서이다. 또한, 중심부의 경도 및 인성을 겸비한다는 관점에서는, Ceq에 상한을 정할 필요는 없다. 그러나, Ceq의 증대는 용접 균열을 발생하기 쉽게 한다. Ceq가 0.800％를 초과한 경우, 용접 균열의 회피를 위하여 용접 전의 예열 온도를 올릴 필요가 발생하는 등, 용접 작업 효율이 현저하게 악화된다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서의 Ceq는 0.800％ 이하로 한다. Ceq를 0.790％ 이하, 0.785％ 이하, 또는 0.780％ 이하로 해도 된다.
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5: 식 (1)
식 (1)에 포함되는 원소 기호는, 강판의 화학 성분에 있어서의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
도 3에 도시한 바와 같이, 판 두께 200mm 초과의 강판에 있어서는, Ceq가 0.750％ 미만인 경우에는, 가령 석출 처리를 실시했다고 해도 판 두께 중심부의 경도가 HB350 미만으로 되는 것을 본 발명자들은 알아내었다. Ceq가 0.750％ 미만인 경우에 판 두께 중심부의 경도가 부족한 이유는, 연질 조직인 페라이트가 생성된 것에 의한다고 생각된다. Ceq를 0.755％ 이상, 0.760％ 이상, 또는 0.770％ 이상으로 해도 된다. 또한, 도 3에는, Ceq가 0.750％ 이상임에도 불구하고 판 두께 중심부의 경도가 부족한 강이 플롯되어 있다. 이 강에 있어서 판 두께 중심부의 경도가 부족한 이유는, 석출 처리가 실시되지 않았기 때문이다.
(3) 중심부 인성의 확보를 향한 파라미터식 「4×f/g」의 하한
제3 항목으로서, 판 두께 200mm 초과의 강판에 있어서 Ceq≤0.800％로 하면서 중심부의 경도≥HB350을 확보하고, 또한 판 두께 중심부에서 vE-20℃≥47J의 인성을 달성하기 위해서는, 하기의 식 (2)로 정의되는 파라미터 f와 하기의 식 (3)으로 정의되는 파라미터 g가, 4×f/g가 9.00 이상의 관계를 만족시킬 필요가 있다.
f=4×C+Si+2×Mn+Ni+2×Cr+5×Mo: 식 (2)
g=2×Cr+3×Mo+5×V: 식 (3)
식 (2) 및 식 (3)에 포함되는 원소 기호는, 강판의 화학 성분에 있어서의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
도 4에 도시한 바와 같이, 판 두께가 200mm 초과이고, Ceq≤0.800％이고, 또한 판 두께 중심부의 경도가 HB350 이상인 강판에 있어서는, 4×f/g가 9.00 미만인 경우에는 판 두께 중심부의 인성이 확보 가능하지 않은 것을 본 발명자들은 알아내었다. 파라미터 f에 관련하는 원소는, ?칭 시에 매트릭스에 고용함으로써, 강판의 ?칭성을 높이는 원소이다. 한편으로, 파라미터 g에 관련하는 원소는, 템퍼링 시에 석출물을 형성함으로써 강판의 인성을 저하시키는 원소이다. 즉, 이들 원소는, ?칭성을 향상시키는 한편으로 템퍼링 시의 석출물 형성에 의해 인성을 저하시킨다. 4×f/g가 크다는 것은, 템퍼링 시에 석출하는 원소를 저감하면서 ?칭성을 높이고 있는 것을 나타낸다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서의 템퍼링 시의 Cr 석출물, Mo 석출물 및 V 석출물은, 투과형 전자 현미경에 의하지 않으면 관찰 불가능할 정도로 미세하다. 그 때문에, 상술한 석출물 그 자체의 분포 상태를 규정하는 것은 공업적으로는 비현실적이다. 이것으로부터, 파라미터식 4×f/g에 의해 석출물을 제어하는 것의 유용성을 이해할 수 있다.
4×f/g를 9.20 이상, 9.50 이상, 또는 9.80 이상으로 해도 된다. 4×f/g의 상한값을 특별히 규정할 필요는 없지만, 예를 들어 11.00, 10.70, 10.50, 10.00, 또는 9.90으로 해도 된다.
(4) 중심부 인성의 확보를 향한 파라미터식 Al×N의 하한
판 두께 200mm 초과의 강판의 중심부에 있어서 경도와 저온 인성의 양쪽을 확보하기 위해서는, Al 함유량을 0.050％ 이상으로 할 필요가 있고, Al×N(강판의 Al 함유량(질량％)과 N 함유량(질량％)의 곱)을 2.0×10-4 이상으로 할 필요가 있다. 이것은, 강판의 조직 세립화에 기여하는, AlN의 핀 고정 효과를 활용하기 위한 요건이다. Al이 0.050％ 미만, 또는 Al×N이 2.0×10-4 미만으로 된 경우에는, 구 오스테나이트 입경이 조대화하고, 강판의 중심부의 저온 인성이 열화된다. 이것은, AlN의 총량이 불충분해졌기 때문이라고 생각된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서의 핀 고정 입자로서 작용하는 AlN은, 매우 미세하므로 관찰이 곤란하다. 그 때문에, 핀 고정 입자로서 작용하는 AlN 그 자체의 분포 상태를 규정하는 것은 공업적으로는 비현실적이다. 이것으로부터, 파라미터 Al×N에 의해 핀 고정 입자로서 작용하는 AlN을 제어하는 것의 유용성을 이해할 수 있다.
Al×N을 2.2×10-4 이상, 2.5×10-4 이상, 또는 3.0×10-4 이상으로 해도 된다. Al×N의 상한값을 특별히 규정할 필요는 없지만, 후술되는 Al 함유량 및 N 함유량 각각의 상한값의 곱인 5.95×10-4를 Al×N의 상한값으로 해도 된다. Al×N을 5.7×10-4 이하, 5.5×10-4 이하, 5.2×10-4 이하, 또는 4.8×10-4 이하로 해도 된다.
(5) 중심부 경도 및 인성을 확보하기 위한 ?칭 전의 용체화 처리 및 석출 처리(온도 및 시간)
상기의 AlN의 핀 고정 효과를 얻기 위한 프로세스 요건으로서, 용체화 및 석출 처리가 있다. 용체화 처리에서는, 하기 식 (4)로 산출되는 AlN 고용 온도 Ts 이상까지 슬래브를 가열한다. 열간 압연은, 용체화 처리 후에 행하여진다. 석출 처리에서는, 상기 용체화에 의해 매트릭스에 고용한 Al 및 N을 AlN으로서 미세 석출시키기 위해서, 열간 압연 후 또한 ?칭 가열 전에, 550℃ 초과 Ac1 미만의 온도인 석출 처리 온도 Tp까지 열연 강판을 가열하고, 이 석출 처리 온도 Tp에서 석출 처리 시간 tp만큼 온도 유지한다. 여기서, 석출 처리 온도 Tp 및 석출 처리 시간 tp가 하기 식 (5)를 만족시키도록 석출 처리를 실시할 필요가 있다.
Ts=7400/(1.95-log10(Al×N))-273: 식 (4)
Log10(tp)+0.012×Tp≥8.7: 식 (5)
여기서, 식 (4) 중의 Ts는 AlN의 고용 온도(℃)이고, 「Al」 및 「N」 각각은 Al 및 N의 함유량(질량％)이다. 식 (5) 중의 「Tp」는 석출 처리 온도(℃)이고, 「tp」는 석출 처리 시간(시간)이다.
또한, 석출 처리의 온도 유지 중에, 약간의 온도 변동은 허용된다. 또한, 실제의 조업에 있어서 온도 변동이 발생하는 경우도 있다. 따라서, 석출 처리 온도 Tp는, 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「석출 처리 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과하고 나서, 강판이 열처리로로부터 추출될 때까지의, 판 두께 중심부의 강판의 평균 온도로 정의한다. 구체적으로는, 석출 처리 온도 Tp는, 이하의 식 (8)로 산출되는 값이다.
Tp={∫[tA→tB]T(t)dt}/(tB-tA): 식 (8)
tA: 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「석출 처리 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과한 시점
tB: 강판이 열처리로로부터 추출된 시점
T(t): 강판의 판 두께 중심부의 온도의 경시 변화(온도의 시간 이력)
∫[tA→tB]T(t)dt: 강판의 판 두께 중심부의 경시 변화, tA로부터 tB까지의 적분값
또한, 석출 처리 시간 tp는, 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「석출 처리 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과하고 나서, 강판이 열처리로로부터 추출될 때까지의 시간(즉, 「tB-tA」)으로 정의한다. 강판의 판 두께 중심부의 석출 처리 시의 온도의 시간 이력을 상술한 식 (8)에 적용시킴으로써 얻어지는 석출 처리 온도 Tp가 550℃ 초과 Ac1 미만의 온도이고, 또한 석출 처리 온도 Tp 및 석출 처리 시간 tp가 식 (5)를 만족시키고 있으면, 적합한 석출 처리가 행하여졌다고 판단된다.
열간 압연 전에 용체화를 실시하지 않았을 경우에는, 강의 주조 시에 발생한 조대 AlN이 강 중에 잔존하고, 강 중의 AlN의 총량이 줄어든다. 그 때문에, 석출 처리에 의해 얻어지는 미세 AlN이 감소하고, 핀 고정 효과를 얻을 수 없게 된다.
본 발명자들은, 후술하는 실시예의 성분 A4를 갖는 강에 여러가지 석출 처리 시간 tp 및 석출 처리 온도 Tp를 적용하여 제조한 강판의, vE-20℃를 측정하였다. 도 5에 그 결과를 나타낸다. AlN의 핀 고정 작용을 얻기 위해서는, 적절한 석출 처리 온도 Tp 및 석출 처리 시간 tp에서 석출 처리를 실시할 필요가 있는 것을 도 5로부터 알 수 있다.
구체적으로는, 도 5는, 횡축을 각 강판의 석출 처리 온도 Tp로 하고, 종축을 각 강판의 Log10(tp)으로 하여, 각 강판을 플롯한 것이다. tp의 단위는 시간(Hr)이다. 도 5 중, X 표시로 플롯된 강판은, vE-20℃가 47J 미만으로 된 것이고, ○ 표시로 플롯된 강판은, vE-20℃가 47J 이상으로 된 것이다. Log10(tp)+0.012×T<8.7로 되는 처리 조건에서는 인성을 확보할 수 없는 것을, 도 5로부터 알 수 있다. 이것은, 석출 처리에 있어서 AlN의 석출이 충분히 행하여지지 않고, 핀 고정 효과를 발휘할 수 없었기 때문이라고 추측된다. 한편, 석출 처리 온도 Tp가 Ac1을 초과한 경우도 인성을 확보 가능하지 않은 것을 알 수 있다. 이것은, 석출 처리 온도 Tp가 Ac1을 초과한 경우에는 석출 처리가 α-γ 2상 영역에서의 온도 유지로 되므로, γ영역으로의 Al 및 N의 농화가 발생하고, 국소적으로 AlN의 조대화를 발생하기 때문이라고 추측된다. 또한, 석출 처리 시간 tp의 상한은, 기계적 성질의 관점에서는 특별히 규제되는 것은 아니다. 그러나, 공업상의 생산 효율의 관점에서 5일간=120시간을 석출 처리 시간 tp의 상한으로 해도 된다.
(6) 중심부 경도의 확보를 향한 ?칭 조건(온도 및 시간)
제6 항목으로서, 본 실시 형태에 관한 강판의 성분 범위에 있어서 판 두께 중심부의 경도를 HB350 이상으로 하기 위해서는, 상기의 석출 처리에서 충분한 AlN의 석출을 발생시킨 후에, 소정의 조건에서의 ?칭을 실시할 필요가 있다. 구체적으로는, 900℃ 이상 950℃ 이하의 ?칭 유지 온도 Tq까지 열연 강판을 재가열하고, 열연 강판을 이 온도에서 하기 식 (6)으로 나타내는 ?칭 유지 시간 tq(분) 이상 동안 유지하고, 이어서 열연 강판을 수랭하는 ?칭 처리를 실시할 필요가 있다.
tq=0.033×(950-Tq)2+(1.5×f)2/10: 식 (6)
식 (6)에 있어서, Tq는 ?칭 유지 온도(℃)이고, f는 전술한 식 (2)로 얻어지는 값이다. 또한, ?칭 유지 온도 Tq는, 열처리로의 설정 온도가 아닌, 강판의 판 두께 중심부의 온도를 나타낸다.
또한, ?칭의 온도 유지 중에, 약간의 온도 변동은 허용된다. 또한, 실제의 조업에 있어서 온도 변동이 발생하는 경우도 있다. 따라서, ?칭 유지 온도 Tq는, 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「?칭 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과하고 나서, 강판이 열처리로로부터 추출될 때까지의, 판 두께 중심부의 강판 평균 온도로 정의한다. 구체적으로는, ?칭 유지 온도 Tq는, 이하의 식 (9)로 산출되는 값이다.
Tq={∫[t1→t2]T(t)dt}/(t2-t1): 식 (9)
t1: 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「?칭 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과한 시점
t2: 강판이 열처리로로부터 추출된 시점
T(t): 강판의 판 두께 중심부의 온도 경시 변화(온도의 시간 이력)
∫[t1→t2]T(t)dt: 강판의 판 두께 중심부의 경시 변화의 t1로부터 t2까지의 적분값
이하, 후술하는 조업상의 목표값으로서의 Tq와 구별하기 위해서, 식 (8)로 산출되는 값을 「실적 Tq」라고 기재하는 경우가 있다. 또한, 실적값으로서의 강판의 ?칭 유지 시간은, 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「?칭 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도 -40℃」를 마지막으로 초과하고 나서, 강판이 열처리로로부터 추출될 때까지의 시간(즉, 「t2-t1」)으로 정의한다. 이하 「t2-t1」이라고 정의되는 실적값으로서의 강판의 ?칭 유지 시간을 「실적 tq」라고 기재하는 경우가 있다. 또한, 식 (6)으로부터 산출되는 ?칭 유지 시간 tq를 「필요 tq」라고 기재하는 경우가 있다. 실적 tq가, 필요 tq 이상인 것이, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 조건으로서 필요해진다.
?칭 유지 온도 Tq는, 열전대를 강판의 판 두께 중심부 부근에 삽입하거나 하여 실측된 값에 기초하여 제어해도 되고, 노 온도와 판 두께 등을 바탕으로 한 열전도 계산에 의한 추측값에 기초해서 이 값을 제어해도 된다.
실제의 ?칭 방법의 예를 이하에 나타낸다. 예를 들어, ?칭 처리 전에, 식 (6)을 만족시키는 것과 같은, 목표값으로서의 ?칭 유지 온도(목표 Tq)와 ?칭 유지 시간(목표 tq)이 미리 결정된다. 강판을 열처리로에 삽입하고, 강판을 목표 Tq±20℃ 이내의 온도 범위로 가열하고, 그 온도에서 유지한다. 적어도 목표 tq의 사이, 강판의 온도를 목표 Tq±20℃의 범위 내로 유지한 후, ?칭을 위한 냉각 처리를 행한다. 그 후, 강판의 판 두께 중심부의 실적 온도(실측값 또는 추측값)의 시간 이력 T(t)를 전술한 식 (8)에 적용시킴으로써, 실적 Tq를 산출한다. 또한, 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「?칭 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과한 시점 t1로부터, 강판이 열처리로로부터 추출된 시점 t2까지의 경과 시간을, 실적 tq로 한다. 이어서, 실적 Tq를 식 (6)의 Tq에 대입하고, 필요 tq를 산출한다. 실적 tq가 필요 tq보다 작지 않은 경우(즉, 실적 tq≥필요 tq의 경우), 적절한 ?칭 처리가 행하여졌다고 판정한다.
또한, 석출 처리에 있어서도 마찬가지의 수순에서의 판정이 필요하다.
도 6a에, 후술하는 실시예의 성분 A6을 갖는 강을 사용하여 실험한 결과를 나타내고, 도 6b에 후술하는 실시예의 성분 A2를 갖는 강을 사용하여 실험한 결과를 나타낸다.
본 발명자들은, 이들 강에 여러가지 온도 유지 시간(열연 강판의 중심부의 온도가 ?칭 유지 온도 Tq로 등온 유지되고 있었던 시간)과 ?칭 유지 온도 Tq를 적용하여 여러가지 강판을 제조하고, 그 중심부 경도를 측정하였다. 도 6a 및 도 6b는, 횡축을 각 강판의 ?칭 유지 온도 Tq로 하고, 종축을 각 강판의 온도 유지 시간으로 하여, 각 강판을 플롯한 것이다. 도 6a 및 도 6b 중, X 표시로 플롯된 강판은, 중심부 경도가 350HB 미만으로 된 것이고, ○ 표시로 플롯된 강판은, 중심부 경도가 350HB 이상으로 된 것이다.
온도 유지 시간이, 전술한 식 (6)으로 나타내는 ?칭 유지 시간 tq보다 짧은 강판(도 6a 및 도 6b 중의 곡선보다 아래로 플롯되는 강판)은, 그 중심부 경도가 HB350 미만으로 되는 것이, 도 6a 및 도 6b로부터 알 수 있다. 이것은, ?칭성을 향상시키는 합금이 충분히 매트릭스에 고용하지 않았으므로, ?칭성을 확보할 수 없었던 것에 의한다고 생각된다. 또한, ?칭 유지 시간 tq가 f의 함수로 되는 것은, 합금량이 많아질수록 그것들의 고용에 시간을 요하기 때문이다.
?칭 유지 온도 Tq가 900℃ 미만인 경우에는 합금 원소의 고용이 충분히 행하여지지 않는다. 그 때문에, ?칭성을 확보할 수 없고, 강판의 중심부에 있어서 HB350을 달성할 수 없다. 한편, ?칭 유지 온도 Tq가 950℃를 초과한 경우에는 AlN이 부분적으로 고용되고, 유리한 N이 강 중의 B와 결부된다. 이에 의해, B의 ?칭성 향상 효과가 저해되어, 강판의 중심부에 있어서 HB350을 달성할 수 없다.
(7) 중심부의 경도 및 인성을 확보하기 위한 템퍼링 온도의 상하한 규제
또한, 제7 항목으로서, 기어의 시공 상의 요건(응력 제거 어닐링에서의 재질의 저하 방지)을 고려하면, 템퍼링 온도는 500℃ 이상으로 할 필요가 있다. 첨가하여, 조직을 충분히 템퍼링함으로써, 강판의 인성을 확보하기 위해서도, 템퍼링 온도는 500℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편으로, 본 실시 형태에 관한 강판은, 550℃ 초과의 템퍼링에 의해 급격하게 경도가 저하될 우려가 있다. 이것으로부터, 템퍼링 온도는 550℃ 이하로 할 필요가 있다. 이 템퍼링의 후, 강판을 150℃ 이하까지 냉각한다.
다음으로 본 실시 형태에 관한 강판의 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 99％ 이상이다. 조직의 잔부는 특별히 규정되지 않지만, 예를 들어 페라이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 등을 생각할 수 있다. 이들의 기타 조직은, 1면적％ 미만이면 허용된다.
상기의 조직은, 페라이트가 나오지 않는 조건에서의 ?칭, 및 충분한 고온에서의 템퍼링에 의해 달성된다. 구체적으로는, Ceq≥0.750％ 이상의 성분을 갖는 강판에 대하여, 상술한 조건의 석출 처리의 후에, 상술한 조건에서 ?칭하고, 상술한 조건에서의 템퍼링을 행함으로써 달성된다.
페라이트는 강재의 경도 저하 요인이다. 특히 ?칭 냉각 속도가 늦은 판 두께 중심부에 페라이트는 발생하기 쉽다. 중심부 경도를 확보하기 위해서는 페라이트양을 가능한 한 낮게 해야만 한다.
펄라이트는, 경도 확보에는 유효하긴 하지만, 그 경질함 때문에 취성 파괴 기점으로 된다. 그 때문에, 펄라이트양도 가능한 한 낮게 되지 않으면 안된다. 페라이트 석출 시에 배출되는 C가 농화함으로써 펄라이트는 생성된다. 그 때문에, 페라이트 석출의 회피에 의해, 동시에 펄라이트 생성도 억제된다.
잔류 오스테나이트는 취성 파괴 기점으로 되고, 강재의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트양은 가능한 한 낮게 되지 않으면 안된다. 500℃ 이상의 템퍼링 온도에서의 템퍼링을 실시하면, 잔류 오스테나이트의 생성은 억제된다.
이상과 같이, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서의 유해 조직인 페라이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 등의 생성은 가능한 한 억제되는 것이 필요하다. 마이크로 편석 및 조업 변동에 의한 생성을 고려해도, 이들의 마르텐사이트 및 베이나이트의 어느 것도 아닌 조직은 1％ 미만으로 저감되지 않으면 안된다.
다음으로 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서의 각종 성분 범위에 대하여 설명한다. 합금 원소의 함유량 단위 「％」는, 질량％를 의미한다.
C: 0.16 내지 0.20％
C는 ?칭 조직의 경도를 높이므로, 경도 향상에 유효한 원소이다. 전술한 도 2에 도시되는 실험 결과에 기초하여, 0.16％를 C 함유량의 하한으로 한다. 한편으로, 과잉량의 C는 강판의 인성을 손상시키고, 또한 표층과 중심부의 경도 차의 요인도 된다. 그 때문에, 마찬가지로 전술한 도 2에 도시되는 실험 결과에 기초하여, C 함유량의 상한을 0.20％로 한다. C 함유량을 0.17％ 이상, 0.18％ 이상, 또는 0.19％ 이상으로 해도 된다. C 함유량을 0.19％ 이하, 0.18％ 이하, 또는 0.17％ 이하로 해도 된다.
Si: 0.50 내지 1.00％
Si는 탈산 효과를 갖는다. 또한, Si는 강판의 강도를 개선시키기 위해서도 유효한 원소이고, Ceq를 상승시키지 않고 ?칭성을 높일 수 있다. 그 때문에, Si의 함유량은 0.50％ 이상으로 한다. 그러나, 다량의 Si는 템퍼링 취성을 조장하고, 강판의 인성을 저하시킨다. 그 때문에 Si 함유량은 저감시키는 것이 바람직하고, 그 상한을 1.00％로 한다. Si 함유량을 0.60％ 이상, 0.65％ 이상, 또는 0.70％ 이상으로 해도 된다. Si 함유량을 0.90％ 이하, 0.85％ 이하, 또는 0.80％ 이하로 해도 된다.
Mn: 0.90 내지 1.50％
Mn은 탈산 효과를 갖는다. 또한, Mn은 ?칭성을 개선하고, 강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.90％ 이상으로 된다. 한편, 과잉의 Mn은 템퍼링 취성을 조장하여, 강판의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한을 1.50％로 한다. Mn 함유량을 1.00％ 이상, 1.05％ 이상, 또는 1.10％ 이상으로 해도 된다. Mn 함유량을 1.40％ 이하, 1.35％ 이하, 또는 1.30％ 이하로 해도 된다.
P: 0.010％ 이하
P는 강 중에 함유되는 불순물 원소이다. P는 입계 취화를 조장하고, 강판의 인성을 저하시키는 유해 원소이다. 그 때문에, P 함유량은 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 따라서 P 함유량은 0.010％ 이하까지 저감된다. P는 본 실시 형태에 관한 강판에 의해 필요해지지 않으므로, P 함유량의 하한은 0％이다. 단, 정련 비용 및 생산성의 관점에서, P 함유량을 0.001％ 이상으로 규정해도 된다. P 함유량을 0.002％ 이상, 0.003％ 이상, 또는 0.005％ 이상으로 해도 된다. P 함유량을 0.008％ 이하, 0.007％ 이하, 또는 0.006％ 이하로 해도 된다.
S: 0.0020％ 이하
S는 강 중에 함유되는 불순물 원소이다. S는 편석 및 황화물의 형성을 통하여 강판의 인성을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, S 함유량은 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 따라서 S 함유량은 0.0020％ 이하까지 저감된다. S는 본 실시 형태에 관한 강판에 의해 필요해지지 않으므로, S 함유량의 하한은 0％이다. 단, 정련 비용 및 생산성의 관점에서, S 함유량을 0.0004％ 이상으로 해도 된다. S 함유량을 0.0005％ 이상, 0.0006％ 이상, 또는 0.0007％ 이상으로 해도 된다. S 함유량을 0.0018％ 이하, 0.0015％ 이하, 또는 0.0010％ 이하로 해도 된다.
Cu: 0 내지 0.40％
Cu는 저온 인성을 손상시키는 일 없이 강의 강도를 높일 수 있는 원소이다. 단, 다량의 Cu는 열간 가공 시에 강판에 균열을 발생시키는 경우가 있다. 또한, 다량의 Cu는, 금속 Cu의 석출 등을 통하여 강판의 인성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Cu 함유량의 상한을 0.40％로 한다. Cu는 Ceq를 높임으로써 페라이트의 억제에 기여하는데, 다른 합금 원소에 의한 대체가 가능하므로, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 필수적이지 않다. 이 때문에, Cu 함유량의 하한은 0％로 한다. 단, Cu의 저감에는 비용을 필요로 하기 때문에, 정련 비용의 관점에서, 0.01％, 또는 0.02％를 Cu 함유량의 하한으로 해도 된다. Cu 함유량을 0.03％ 이상, 0.05％ 이상, 또는 0.10％ 이상으로 해도 된다. Cu 함유량을 0.35％ 이하, 0.30％ 이하, 또는 0.20％ 이하로 해도 된다.
Ni: 0.20 내지 1.00％
Ni는 강의 강도 및 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.20％ 이상으로 된다. 한편, Ni양을 과도하게 해도 효과가 포화되는데다가, 고가의 합금인 Ni의 다량화는 제조 비용의 악화를 초래한다. 그 때문에, Ni 함유량의 상한을 1.00％로 한다. Ni 함유량을 0.25％ 이상, 0.30％ 이상, 또는 0.40％ 이상으로 해도 된다. Ni 함유량을 0.90％ 이하, 0.80％ 이하, 또는 0.70％ 이하로 해도 된다.
Cr: 0.60 내지 0.99％
Mo: 0.60 내지 1.00％
Cr 및 Mo는, ?칭성을 개선하고, 중심부 경도를 올리는 작용을 갖는다. 게다가, Cr 및 Mo는, 석출 경화에 의해 표층 및 중심부의 경도를 끌어올리는 효과도 갖는다. 따라서, Cr 및 Mo 각각의 함유량은 0.60％ 이상으로 한다. 단, 과잉량의 Cr 및 Mo는 합금 탄화물 형성에 의해 인성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Cr 함유량의 상한을 0.99％로 하고, Mo 함유량의 상한을 1.00％로 한다. Cr 함유량을 0.65％ 이상, 0.70％ 이상, 또는 0.75％ 이상으로 해도 된다. Cr 함유량을 0.95％ 이하, 0.90％ 이하, 또는 0.80％ 이하로 해도 된다. Mo 함유량을 0.65％ 이상, 0.70％ 이상, 또는 0.75％ 이상으로 해도 된다. Mo 함유량을 0.95％ 이하, 0.90％ 이하, 또는 0.80％ 이하로 해도 된다.
V: 0 내지 0.050％
V는, 탄화물의 형성을 통하여 모재 강도를 향상시킨다. 그러나, 다량의 V는, 합금 탄화물 형성에 의한 인성의 저하를 야기한다. 그 때문에, V 함유량의 상한을 0.050％로 한다. V는 Ceq를 높임으로써 페라이트의 억제에도 기여하지만, V는 고가의 합금 원소이고 다른 합금에 의해 대체가 가능하므로, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 필수적이지 않다. 이 때문에, V 함유량의 하한은 0％로 한다. 단 정련 비용의 관점에서, 0.003％를 V 함유량의 하한으로 해도 된다. V 함유량을 0.005％ 이상, 0.010％ 이상, 또는 0.015％ 이상으로 해도 된다. V 함유량을 0.045％ 이하, 0.040％ 이하, 또는 0.035％ 이하로 해도 된다.
Al: 0.050 내지 0.085％,
Al은 탈산재로서 유효한 원소이다. 또한, Al은 강 중 N과 결부되어서 AlN을 형성하고, 조직의 세립화에 기여한다. 기타, Al은 석출 처리에 있어서 AlN으로 되고, BN의 분해에 기여함으로써, B가 발휘하는 ?칭성을 안정화시키는 작용도 있다. 그 때문에, Al 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. 그러나, 과잉 Al은 조대 AlN을 형성하여 인성의 저하 및 주조편의 균열을 발생시킨다. 그 때문에, Al 함유량의 상한을 0.085％로 한다. Al 함유량을 0.055％ 이상, 0.060％ 이상, 또는 0.065％ 이상으로 해도 된다. Al 함유량을 0.080％ 이하, 0.075％ 이하, 또는 0.070％ 이하로 해도 된다.
N: 0.0020 내지 0.0070％,
N은 합금 원소와 질화물·탄질화물을 형성하고, 강판의 조직 세립화에 기여한다. 그 때문에, 0.0020％를 N 함유량의 하한으로 한다. 한쪽에서, N이 강 중에 과잉으로 고용했을 경우 및 N이 조대한 질화물 및 탄질화물 등을 형성 한 경우에는, 강판의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, 0.0070％를 N 함유량이 상한으로 한다. N 함유량을 0.0025％ 이상, 0.0030％ 이상, 또는 0.0035％ 이상으로 해도 된다. N 함유량을 0.0065％ 이하, 0.0060％ 이하, 또는 0.0050％ 이하로 해도 된다.
상술한 바와 같이, Al×N(Al 함유량과 N 함유량의 곱)을 2.0×10-4 이상으로 할 필요가 있다. 강판의 조직 세립화에 기여하는, AlN의 핀 고정 효과를 활용하기 위해서이다.
B: 0.0005 내지 0.0020％
B는, 강의 ?칭성을 개선하고, 강도를 향상시키는 원소이다. 그 때문에, B 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. 그러나, B가 과잉으로 된 경우에는, 금속의 탄붕화물을 형성하여 ?칭성을 저하시킨다. 그 때문에, B 함유량의 상한을 0.0020％로 한다. B 함유량을 0.0007％ 이상, 0.0008％ 이상, 또는 0.0010％ 이상으로 해도 된다. B 함유량을 0.0018％ 이하, 0.0016％ 이하, 또는 0.0015％ 이하로 해도 된다.
또한 선택 원소로서, 인성에 영향을 주는 이하의 원소 함유량을 규정한다. 단, 이하의 선택 원소는 본 실시 형태에 관한 강판이 그 과제를 해결하기 위하여 필수적이지는 않으므로, 선택 원소 각각의 함유량의 하한값은 0％이다.
Nb: 0 내지 0.050％
Nb는, 탄질화물을 형성함으로써 강의 내부 조직의 세립화에 기여하고, 인성에 영향을 주는 원소이다. 그 때문에, 0.001％ 이상의 Nb를 함유시킬 수 있다. 그러나, 다량의 Nb에 의해 발생하는 조대한 탄질화물은, 도리어 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Nb 함유량의 상한을 0.050％로 한다. Nb 함유량을 0.002％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.008％ 이상으로 해도 된다. Nb 함유량을 0.045％ 이하, 0.040％ 이하, 또는 0.035％ 이하로 해도 된다.
Ti: 0 내지 0.020％
Ti/N≤3.4
Ti는, 안정된 질화물을 형성함으로써 조직의 세립화에 기여하고, 인성에 영향을 주는 원소이다. 그 때문에, 0.001％ 이상의 Ti를 함유시킬 수 있다. 그러나, 과잉 Ti는 조대 질화물에 의한 인성 저하를 발생시킨다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.020％를 상한으로 한다. Ti 함유량을 0.002％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.008％ 이상으로 해도 된다. Ti 함유량을 0.018％ 이하, 0.016％ 이하, 또는 0.012％ 이하로 해도 된다.
또한, Ti 함유량이 TiN의 화학 양론비를 초과하는 경우, 구체적으로는 Ti/N>3.4로 된 경우에는, 과잉의 Ti가 탄화물을 형성하고, 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Ti/N≤3.4로 하는 것이 바람직하다. Ti/N을 3.3 이하, 3.2 이하, 또는 3.0 이하로 해도 된다. Ti/N의 하한값을 규정할 필요는 없지만, Ti 함유량의 하한값이 0％이므로, Ti/N의 하한값을 0％로 규정해도 된다. Ti/N이 0.2 이상, 0.5 이상, 또는 1.0 이상이어도 된다.
Ca: 0 내지 0.0030％,
Mg: 0 내지 0.0030％,
REM: 0 내지 0.0030％,
Ca, Mg 및 REM은 모두 S 등의 유해 불순물과 결합하고, 무해한 개재물을 형성한다. 이에 의해, Ca, Mg 및 REM은 모두 강의 인성 등의 기계적 성질을 개선시킬 수 있다. 그 때문에, Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량을 0.0001％ 이상으로 할 수 있다. 그러나, Ca, Mg 및 REM의 함유량이 과잉이 되면, 효과가 포화할 뿐만 아니라, 주조 노즐 등의 내화물의 용손을 조장한다. 그 때문에, Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량의 상한을 0.0030％로 한다. Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량을 0.0002％ 이상, 0.0005％ 이상, 또는 0.0010％ 이상으로 해도 된다. Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량을 0.0025％ 이하, 0.0020％ 이하, 또는 0.0015％ 이하로 해도 된다. 또한 「REM」이라는 용어는, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17 원소를 가리키고, 「REM의 함유량」이란, 이들의 17 원소의 합계 함유량을 의미한다.
본 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분의 잔부는 철 및 불순물을 포함한다. 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석 또는 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이다.
본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 중심부에 있어서의, 구 오스테나이트 입경의 평균값은 80㎛ 미만이다. 판 두께 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경이 80㎛인 경우, 판 두께 중심부가 높은 인성을 갖게 된다. 판 두께 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경이 76㎛ 이하, 73㎛ 이하, 70㎛ 이하, 또는 68㎛ 이하여도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경의 미세화는, 상술된 것 같이, 주로 미세 AlN에 의한 핀 고정 효과에 의해 달성된다.
본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께는, 200mm 초과이다. 판 두께가 200mm 초과인 강판은, 로터리 킬른으로 대표되는 대형 산업용 기계의 회전 기구에 사용되는 거대한 기어의 소재로서 사용 가능하므로, 산업상 이용 가능성이 높다. 단, 본 실시 형태에 관한 강판은, 판 두께가 200mm 이하여도 양호한 경도 및 저온 인성을 갖는다. 강판의 판 두께를 205mm 이상, 210mm 이상, 또는 220mm 이상으로 해도 된다. 강판의 판 두께의 상한값은 특별히 한정되지 않지만, 판 두께를 250mm 이하, 240mm 이하, 또는 230mm 이하로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 중심부의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지(vE-20℃)는 47J 이상이다. 여기서, 샤르피 흡수 에너지란, ASTM(American Society for Testing and Materials) A370-2017a에 준거하여 측정되는 값의 3점 평균이다. C 방향에서 측정된 vE-20℃란, C 방향(압연 방향 및 판 두께 방향에 수직인 방향)을 따라 채취된 샤르피 충격 시험편을 사용하여 얻어지는 vE-20℃이다. 샤르피 흡수 에너지에 대하여 상술한 요건이 만족되는 강판은, 통상이라면 기계 특성의 제어가 곤란한 판 두께 중앙부에 있어서도 높은 저온 인성을 갖는다. 본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 중심부의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지를 50J 이상, 55J 이상, 또는 60J 이상으로 해도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 중심부의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지의 상한값을 규정할 필요는 없지만, 예를 들어 이것을 400J, 380J, 또는 350J라고 규정해도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판의 표층 및 판 두께 중심부의 경도는, HB350 이상이다. 여기서, 본 실시 형태에 관한 강판의 경도란, JIS Z 2243-1: 2018에 규정된 HBW10/3000(압자 직경 10mm, 시험력 3000kgf)의 5점 평균이다. 경도에 대하여 상술한 요건이 만족되는 강판은, 통상이라면 높은 경도를 확보하기 어려운 판 두께 중앙부에 있어서도 높은 경도를 가지면서, 표층의 경도가 과잉으로 되지 않으므로, 기계 구조용 강으로서의 이용 가치가 높다. 본 실시 형태에 관한 강판의 표층 경도를, HB360 이상, HB370 이상, 또는 HB380 이상으로 해도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 중심부의 경도를, HB360 이상, HB370 이상, 또는 HB380 이상으로 해도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 표층 경도의 상한값을 규정할 필요는 없지만, 예를 들어 이것을 HB450, HB420, 또는 HB400으로 규정해도 된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 중심부의 경도의 상한값을 규정할 필요는 없지만, 예를 들어 이것을 HB450, HB420, 또는 HB400으로 규정해도 된다.
이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 각 구성 요소의 측정 방법에 대해서, 이하에 설명한다.
강판의 성분은, 표층 탈탄 및 편석 등의 영향을 제외하기 위해서, 강판의 1/4T부(강판의 압연면에서, 강판의 두께 T의 1/4의 깊이 위치 및 그 근방)에 있어서, 통상의 방법에 의해 측정한다. 이 측정값에 기초하여, 강판의 Ceq, Al×N, Ti/N 및 4×f/g를 산출한다. 강판의 재료로 되는 슬래브의 용강 분석값이 기지라면, 그것을 강판의 화학 성분으로 간주해도 된다.
판 두께 중심부에 있어서의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지(vE-20℃)는, ASTM A370-2017a에 준거하여 측정한다. 시험편은 V 노치 시험편으로 한다. 시험편은, 강판의 판 두께 중심부로부터 3개 채취한다. 시험편의 채취 시에는, 시험편의 길이 방향과, 강판의 C 방향(압연 방향 및 판 두께 방향에 수직인 방향)이 일치하도록 한다. 이들 3개의 시험편의 vE-20℃의 평균값을, 강판의 판 두께 중심부에 있어서의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지로 한다.
강판의 표층 경도 및 강판의 판 두께 중심부의 경도는, JIS Z 2243-1: 2018에 기초하여 측정한다. 압자 직경을 10mm로 하고, 시험력을 3000kgf로 함으로써, HBW10/3000을 구한다. 표층 경도의 측정은, 강판의 압연면에서 적어도 1mm의 깊이까지의 영역을 제거함으로써 형성된 면에 압자를 압입함으로써 행한다. 5점에서의 표층 경도의 측정 결과의 평균값을, 강판의 표층 경도로 한다. 강판의 판 두께 중심부의 경도 측정은, 강판을 압연면과 평행하게 절단함으로써 형성되는 면에 있어서, 판 두께 중심부에 해당하는 개소에 대하여 압자를 압입함으로써 행한다. 5점에서의 판 두께 중심부 경도의 측정 결과의 평균값을, 강판의 판 두께 중심부의 경도로 한다.
판 두께 중심부에 있어서의 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 측정 방법은 이하와 같다. 관찰면은, 강판의 압연 방향에 평행한 면으로 하고, 이것에 연마 및 나이탈 에칭을 실시한다. 이 관찰면을, 500배의 광학 현미경으로 관찰한다. 광학 현미경 사진에 기초하여, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계를 측정할 수 있다. 관찰 시야의 총 면적은 0.300㎟ 이상으로 한다.
판 두께 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경의 평균값 측정 방법은 이하와 같다. 관찰면은, 강판의 압연 방향에 평행한 면으로 하고, 이것에 연마 및 피크르산 에칭을 실시한다. 절편법에 의해 평균 절편 길이를 측정하고, 평균 절편 길이를 평균 구γ 입경으로 한다. 단, 측정 시의 절편 길이는 1000㎛(1mm) 이상으로 한다. 절편 길이의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 2000㎛(2mm) 초과의 절편 길이로 측정할 필요는 없고, 그 상한을 2000㎛(2mm)로 해도 된다.
다음으로 본 실시 형태에 관한 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명자들의 지견에 의하면, 이하에 설명하는 제조 조건에 의하면 본 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수 있다. 단, 이하에 설명하는 제조 조건 이외의 조건에 의해 얻어진 강판이어도, 상술의 요건을 만족시키는 한, 본 실시 형태에 관한 강판에 해당한다.
본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 도 7에 도시된 바와 같이, 슬래브를 가열하는 공정 S1과, 슬래브를 열간 압연하여 강판을 얻는 공정 S2와, 강판을 냉각하는 공정 S3과, 강판을 석출 처리하는 공정 S4와, 강판을 ?칭 처리하는 공정 S5와, 강판을 템퍼링하는 공정 S6을 구비한다. 이들 공정에서의 제조 조건은 하기 표 대로이다.
[표 1]
Figure 112019130790363-pct00001
슬래브를 가열하는 공정 S1에서는, 상기된 본 실시 형태에 관한 강판의 성분을 갖는 슬래브를 주조 후, 전술한 식 (4)로 산출되는 AlN 고용 온도 Ts 이상의 온도로 가열한다. AlN 고용 온도 Ts의 기술 의의는 상술한 바와 같다.
슬래브의 성분은, 합금 원소 각각의 상하한값을 만족시킬 뿐만 아니라, 강판과 마찬가지로 Ceq가 0.750 내지 0.800％이고, Al×N이 2.0×10-4 이상이고, Ti/N이 3.4 이하이고, 또한 4×f/g가 9.00 이상일 필요가 있다. 각 합금 원소의 함유량, Ceq, Al×N, Ti/N 및 4×f/g의 바람직한 수치 범위는, 강판의 그것들과 같다. 슬래브의 용강 분석값이 기지인 경우, 그 값을 슬래브의 화학 성분으로 간주해도 된다.
가열된 슬래브를 열간 압연하는 공정 S2는 특별히 한정되지 않는다. 본 실시 형태에 있어서는, 판 두께가 200mm 초과인 강판의 제조를 목적으로 하고 있으므로, 열간 압연에 의해 얻어지는 강판(열연 강판)의 판 두께는 200mm 초과로 된다.
강판을 냉각하는 공정 S3에서는, 강판을 500℃ 이하, 바람직하게는 150℃ 이하까지 냉각함으로써, 강판의 조직에 있어서의 오스테나이트로부터 다른 조직으로의 변태를 완료시키는 것이 바람직하다.
강판을 석출 처리하는 공정 S4에서는, 강판을 석출 처리 온도 Tp까지 가열하고, 이 온도 T에서 온도 유지한다. 석출 처리 온도 Tp는 550℃ 초과 Ac1 미만의 온도이며, 또한 전술한 식 (5)를 만족시키는 것으로 된다. 석출 처리 시간 tp도, 전술한 식 (5)를 만족시키는 것으로 된다. 석출 처리 조건의 기술 의의는 상술한 바와 같다. 또한, 석출 처리하는 공정 S4에 있어서의 온도 유지의 후에, 강판을 500℃ 이하로, 바람직하게는 150℃ 이하(예를 들어 상온)까지 냉각해도 되고, 또는 그대로 후속의 ?칭을 위하여 승온해도 된다.
강판을 ?칭 처리하는 공정 S5에서는, 강판을 900℃ 이상 950℃ 이하의 ?칭 유지 온도 Tq(℃)까지 가열하고, 전술한 식 (6)에 나타내는 ?칭 유지 시간 tq(분) 이상 동안, 온도 유지하고, 이어서 수랭한다. ?칭 유지 온도 Tq 및 ?칭 유지 시간 tq의 기술 의의는 상술한 바와 같다. ?칭 처리에 있어서, 온도 유지의 완료 후의 강판의 냉각 수단은 수랭, 또는 이것과 동 수준의 냉각 속도가 얻어지는 것으로 된다. ?칭 종료 온도는, 예를 들어 150℃ 이하로 한다.
강판을 템퍼링하는 공정 S6에서는, 500℃ 이상 550℃ 이하의 템퍼링 온도에서 템퍼링하고 나서, 150℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 템퍼링 온도의 기술 의의는 상술한 바와 같다.
실시예
표 2-1에 나타내는 화학 성분을 갖는 A1 내지 A10 및 B1 내지 B24의 강을 용제하여 얻어진 슬래브를, 표 3-1 내지 표 3-3에 나타내는 No.1 내지 10의 본 발명 강과 No.11 내지 43의 비교예 각각의 조건에서 가열, 압연 및 열처리를 실시하고, 판 두께 210mm 내지 230mm의 강판을 제조하였다. 또한, 표에 기재가 없는 제조 조건은 이하와 같다. 표 2-1의 화학 성분은, 모두 용강 분석값이다.
열간 압연 후의 냉각의 종료 온도: 전체 실시예 및 비교예에 있어서 150℃ 이하
?칭에 있어서의 냉각 수단: 수랭(150℃ 이하까지 냉각)
템퍼링에 있어서의 냉각의 종료 온도: 전체 실시예 및 비교예에 있어서 150℃ 이하
강판의 표층 경도 및 강판의 판 두께 중심부의 경도는, JIS Z 2243-1: 2018에 기초하여 측정하였다. 압자 직경을 10mm로 하고, 시험력을 3000kgf로 함으로써, HBW10/3000을 구하였다. 표층 경도의 측정은, 강판의 압연면에서 적어도 1mm의 깊이까지의 영역을 제거함으로써 형성된 면에 압자를 압입함으로써 행하였다. 5점에서의 표층 경도의 측정 결과의 평균값을, 강판의 표층 경도로 하였다(표 4 「HB 표층」). 강판의 판 두께 중심부의 경도 측정은, 강판을 압연면과 평행하게 절단함으로써 형성되는 면에 있어서, 판 두께 중심부에 해당하는 개소에 대하여 압자를 압입함으로써 행하였다. 5점에서의 판 두께 중심부 경도의 측정 결과의 평균값을, 강판의 판 두께 중심부의 경도로 하였다(표 4 「HB 중심부」). 또한, 강판의 시험편은, 강판의 폭 방향 및 길이 방향의 단부로부터 판 두께 이상 이격된 부위에서 채취하였다.
판 두께 중심부에 있어서의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지(vE-20℃)는, ASTM A370-2017a에 준거하여 측정하였다. 시험편은, 강판의 판 두께 중심부로부터 3개 채취하였다. 시험편의 채취 시에는, 시험편의 길이 방향과, 강판의 C 방향(압연 방향 및 판 두께 방향에 수직인 방향)이 일치하도록 하였다. 이들 3개의 시험편의 vE-20℃의 평균값을, 강판의 판 두께 중심부에 있어서의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지로 하였다(표 4 「vE-20℃」).
판 두께 중심부에 있어서의 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률 측정 방법은 이하와 같았다. 관찰면은, 강판의 압연 방향에 평행한 면으로 하고, 이것에 연마 및 나이탈 에칭을 실시하였다. 이 관찰면을, 500배의 광학 현미경으로 관찰하였다. 광학 현미경 사진에 기초하여, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계를 측정하였다. 관찰 시야의 총 면적은 0.300㎟ 이상으로 하였다.
판 두께 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경의 평균값 측정 방법은 이하와 같았다. 관찰면은, 강판의 압연 방향에 평행한 면으로 하고, 이것에 연마 및 피크르산 에칭을 실시하였다. 절편법에 의해 평균 절편 길이를 측정하고(절편 길이: 1000㎛ 이상 2000㎛ 이하), 평균 절편 길이를 판 두께 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경의 평균값(표 4 「구γ 입경」)으로 하였다.
이하, 표 2-1 및 표 2-2에 성분을, 표 3-1 내지 표 3-3에 제법을, 표 4에 재질 및 평가 등을 나타낸다. 표에 기재된 「석출 처리 온도 Tp」는, 석출 처리 시의 열 이력을 상기 식 (8)에 적용하여 얻어진 값이다. 표에 기재된 「석출 처리 시간 tp」는, 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「석출 처리 중의 강판 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과하고 나서, 강판이 열처리로로부터 추출될 때까지의 시간이다. 표에 기재된 「?칭 유지 온도 Tq」는, ?칭 처리 시의 열 이력을 상기 식 (9)에 적용하여 얻어진 값이다. 표에 기재된 「실제의 ?칭 유지 시간」은, 강판의 판 두께 중심부의 온도가 「?칭 중의 강판의 판 두께 중심부의 최대 온도-40℃」를 마지막으로 초과하고 나서, 강판이 열처리로로부터 추출될 때까지의 시간이다(즉 실적 tq). 표에 기재된 「?칭 유지 시간 tq」는, 표에 기재된 ?칭 유지 온도 Tq 및 f를 상술한 식 (6)에 대입함으로써 얻어진 값이다. 단, 표 2-2의 Al×N란에 있어서, 예를 들어 2.2E-04는 2.2×10-4를 의미한다. 또한, 표 3-2에서는, 석출 처리 온도 Tp 및 석출 처리 시간 tp가 식 (5)를 만족시키고 있는지의 여부를, 이하의 식 (5')을 사용하여 얻어지는 석출 처리 시간 역치를 사용하여 판정하고 있다. 석출 처리 시간 tp가 석출 처리 시간 역치 이상인 경우, 석출 처리 온도 Tp 및 석출 처리 시간 tp가 식 (5)를 만족시킨다.
(석출 처리 시간 역치)=10(-0.012×Tp+8.7): 식 (5')
[표 2-1]
Figure 112019130790363-pct00002
[표 2-2]
Figure 112019130790363-pct00003
[표 3-1]
Figure 112019130790363-pct00004
[표 3-2]
Figure 112019130790363-pct00005
[표 3-3]
Figure 112019130790363-pct00006
[표 4]
Figure 112019130790363-pct00007
시험 번호 1 내지 10은 본 발명의 화학 성분 범위 및 적합한 제조 조건을 만족시키는 것이다. 이들의 강은 모두 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 99％ 이상이고, 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경의 평균값이 80㎛ 이하이고, 표층 경도, 중심부 경도, 중심부 충격 흡수 에너지 모두 목표를 만족시키고 있다.
시험 번호 11 및 12에서는, C가 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하고 있다. 시험 번호 11에서는 C가 부족하고, ?칭 시의 경도가 충분하지 않은 점에서 템퍼링 후도 경도가 목표값을 만족시키고 있지 않다. 한편, 시험 번호 12는 C가 과잉인 예이고, 파괴 기점으로 되는 경질의 탄화물 석출의 영향에 의해 충격 흡수 에너지가 낮은 위치이다.
시험 번호 13 및 14에서는, Si가 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하고 있다. 시험 번호 13에서는 Si가 부족하고, ?칭성을 확보할 수 없게 된 점에서 중심부 경도가 목표값을 만족시키고 있지 않다. 한편, 시험 번호 14는 Si가 과잉인 예이고, 경도는 충분하지만 Si에 의한 템퍼링 취화의 조장에 의해 충격 흡수 에너지는 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 15 및 16에서는, Mn이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하고 있다. 시험 번호 15에서는 Mn이 부족하고, ?칭 시의 경도가 충분하지 않은 점에서 템퍼링 후도 중심부 경도가 목표값을 만족시키고 있지 않다. 한편, 시험 번호 16은 Mn이 과잉인 예이고, 템퍼링 취화의 조장에 의해 충격 흡수 에너지가 목표값을 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 17에서는, P 함유량이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하여 높고, 경도는 충분하지만 P에 기인한 취화에 의해 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 18에서는, S 함유량이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하여 높다. 그 때문에 시험 번호 18에서는, 신장 개재물인 MnS의 생성에 의해 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 19에서는, Cu 함유량이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하여 높고, 석출한 금속 Cu가 취성 파괴 기점으로 되었다. 그 때문에 시험 번호 19에서는, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 20에서는, Ni 함유량이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하여 낮고, 인성을 향상시키는 양에 차지 않는다. 그 때문에 시험 번호 20에서는, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 21 및 22는, Cr이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈한 예이다. 시험 번호 21에서는, Cr이 부족하고, 충분한 ?칭성 및 석출 강화 작용이 얻어지지 않고 있다. 이것으로부터 시험 번호 21에서는, 중심부 경도가 목표를 만족시킬 수 없고, 또한 충격 흡수 에너지가 목표를 달성하고 있지 않다. 한편으로 시험 번호 22에서는, Cr이 과잉이고, 조대한 Cr 탄화물의 석출 영향이 현저하였다. 이에 의해 시험 번호 22에서는 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 23 및 24는, Mo가 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈한 예이다. 시험 번호 23에서는, Mo가 부족하고, 충분한 ?칭성 및 석출 강화 작용이 얻어지지 않고 있다. 이것으로부터 시험 번호 23에서는, 중심부 경도가 목표를 만족시키고 있지 않고, 또한 충격 흡수 에너지가 목표를 달성하고 있지 않다. 한편으로 시험 번호 24에서는, Mo가 과잉이고 조대한 Mo 탄화물의 석출 영향이 현저하였다. 이에 의해 시험 번호 24에서는, 충격 흡수 에너지가 목표값을 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 25에서는, V가 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하여 높고, V의 조대한 탄화물 및 질화물 등이 취성 파괴 기점으로 되었다. 이것으로부터 시험 번호 25에서는, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 26 및 27은, Al이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈한 예이다. 시험 번호 26은, Al이 부족한 예이고, 핀 고정에 유효한 AlN을 확보할 수 없고, 또한 잉여의 N이 B와 결부됨으로써 ?칭성 향상 효과를 저감시켰다. 이 때문에 시험 번호 26에서는, 마르텐사이트 및 베이나이트 이외의 조직이 과잉으로 되고, 잔류 오스테나이트의 입경이 조대화되었다. 그 결과, 시험 번호 26에서는, 중심부 경도 및 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다. 한쪽에서 시험 번호 25는 Al이 과잉인 예이고, AlN이 과도하게 조대화함으로써 취성 파괴 기점으로 되었다. 이 때문에 시험 번호 25에서는, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 28 및 29는, N이 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈한 예이다. 시험 번호 28은 N이 부족하고, 또한 Al×N이 소정 범위를 하회한 예이고, 질화물 및 탄질화물 등의 생성량이 불충분한 점에서 핀 고정 효과가 약하고, 결정립의 조립화가 발생하였다. 이에 의해 시험 번호 28에서는, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다. 한편으로 시험 번호 29는 N이 과잉인 예이고, 질화물 및 탄질화물 등의 과도한 조대화가 발생하였다. 이에 의해 시험 번호 29에서는, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 30 및 31에서는, B가 본 발명의 화학 성분 범위를 일탈하고 있다. 시험 번호 30은 B가 부족한 예이고, ?칭성에 필요한 고용 B양을 확보할 수 없게 되었다. 그 결과 시험 번호 30에서는, 마르텐사이트 및 베이나이트 이외의 조직이 과잉으로 되고, 중심부 경도 및 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다. 한편으로 시험 번호 31은 B를 과잉으로 함유시킨 예이고, 금속 원소의 탄붕화물이 석출함으로써, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 32는, 개개의 합금 원소의 성분 범위는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, Ceq가 본 발명의 적합 범위를 일탈하여 낮은 것이다. 시험 번호 32에서는, ?칭성의 저하에 의해 조직에 페라이트를 발생한 결과, 중심부 경도 및 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 33 및 34는, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 Ceq는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 파라미터식 4×f/g가 본 발명의 적합 범위를 일탈하여 낮은 것이다. 시험 번호 33 및 34에서는, ?칭성의 향상과 비교하여 석출 원소에 의한 경화 작용이 커졌다. 그 때문에 시험 번호 33 및 34에서는, 충격 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 35는, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 압연 전의 가열 온도가 고용 온도 Ts를 하회한 것이다. 시험 번호 35에서는, 미고용의 조대 AlN이 잔존하여 취성 파괴 기점으로 되었다. 이 때문에 시험 번호 35에서는, 구 오스테나이트 입경이 조대화하고, 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 36 및 37은, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 석출 처리 온도가 본 발명의 적합 범위를 일탈하고 있다. 시험 번호 36은 석출 처리 온도가 낮았던 예이고, 충분한 AlN의 석출이 행하여지지 않고 핀 고정에 유효한 AlN을 확보할 수 없었다. 이것으로부터 시험 번호 36에서는, 구 오스테나이트 입경이 조대화하고, 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다. 한편으로 시험 번호 37은, 석출 처리 온도가 Ac1을 초과한 예이고, α-γ 2상 영역에서의 유지에 의해 국소적으로 AlN의 조대화를 발생시켰다. 이 때문에 시험 번호 37에서는, 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 38은, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 석출 처리의 온도 및 시간이 본 발명의 적합 범위인 식 (5)를 충족하지 않은 예이다. 시험 번호 38에서는, 충분한 AlN의 석출이 행하여지지 않고, 핀 고정에 유효한 AlN을 확보할 수 없었다. 이것으로부터 시험 번호 38에서는, 구 오스테나이트 입경이 조대화하고, 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 39는, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 담금질 온도가 본 발명의 적합 범위를 하회한 예이다. 시험 번호 39에서는, 합금 원소의 고용이 충분히 이루어지지 않은 점에서 ?칭성이 낮고, 페라이트가 과잉으로 생성되었다. 이에 의해 시험 번호 39에서는, 중심부 경도 및 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 40은, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, ?칭 유지 온도 Tq가 본 발명의 적합 범위를 상회한 예이다. 시험 번호 40에서는, 결정립의 과도한 조대화를 발생시켰다. 이것으로부터 시험 번호 40에서는, 구 오스테나이트 입경이 조대화하고, 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 41은, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 실제의 ?칭 유지 시간이 본 발명의 적합 범위인 ?칭 유지 시간 tq를 하회하고 있고, 합금 원소의 고용이 충분히 이루어지지 않은 예이다. 이것으로부터 시험 번호 41에서는, ?칭성이 낮고, 페라이트가 과잉으로 생성되었다. 이에 의해 시험 번호 41에서는, 중심부 경도 및 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 42는, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 템퍼링 온도가 적합 범위를 하회한 예이다. 시험 번호 42에서는, 템퍼링 취화가 발생하였다. 이것으로부터 시험 번호 42에서는, 흡수 에너지가 목표를 만족시키고 있지 않다.
시험 번호 43은, 개개의 합금 원소의 성분 범위 및 화학 성분으로부터 유도되는 여러가지 지수는 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 템퍼링 온도가 적합 범위를 상회한 예이다. 시험 번호 43에서는, 합금 탄화물의 석출 경화 작용이 감소하였다. 그 때문에 시험 번호 43에서는, 중심부 경도가 목표를 만족시키고 있지 않다.
1: 강판
11: 판 두께 중심부
12: 표층
13: 압연면

Claims (3)

  1. 화학 성분이, 단위 질량％로,
    C: 0.16 내지 0.20％,
    Si: 0.50 내지 1.00％,
    Mn: 0.90 내지 1.50％,
    P: 0.010％ 이하,
    S: 0.0020％ 이하,
    Cu: 0 내지 0.40％,
    Ni: 0.20 내지 1.00％,
    Cr: 0.60 내지 0.99％,
    Mo: 0.60 내지 1.00％,
    V: 0 내지 0.050％,
    Al: 0.050 내지 0.085％,
    N: 0.0020 내지 0.0070％,
    B: 0.0005 내지 0.0020％,
    Nb: 0 내지 0.050％,
    Ti: 0 내지 0.020％,
    Ca: 0 내지 0.0030％,
    Mg: 0 내지 0.0030％,
    REM: 0 내지 0.0030％, 및
    잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,
    판 두께 중심부에 있어서, 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 99％ 이상이고,
    상기 판 두께 중심부에 있어서의, 구 오스테나이트 입경의 평균값이 80㎛ 미만이고,
    식 (1)로 나타내는 Ceq가 0.750 내지 0.800％이고,
    Al×N이 2.0×10-4 이상이고,
    Ti/N이 3.4 이하이고,
    또한 식 (2)로 나타내는 값 f 및 식 (3)으로 나타내는 값 g가, 4×f/g≥9.00을 만족시키고,
    상기 판 두께 중심부에 있어서의, C 방향에서 측정된 -20℃ 샤르피 흡수 에너지가 47J 이상이고,
    표층 및 상기 판 두께 중심부의 경도가 HB350 이상이고,
    판 두께가 200mm 초과인
    것을 특징으로 하는 강판.
    Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5: 식 (1)
    f=4×C+Si+2×Mn+Ni+2×Cr+5×Mo: 식 (2)
    g=2×Cr+3×Mo+5×V: 식 (3)
    여기서, 각 식에 기재된 원소 기호는, 각 원소 기호에 관한 원소의 단위 질량％에서의 함유량을 의미한다.
  2. 제1항에 기재된 강판의 제조 방법이며,
    슬래브를 가열하는 공정과,
    상기 슬래브를 열간 압연하여 판 두께가 200mm 초과의 강판을 얻는 공정과,
    상기 강판을 냉각하는 공정과,
    상기 강판을 석출 처리하는 공정과,
    상기 강판을 ?칭하는 공정과,
    상기 강판을 템퍼링하는 공정을
    구비하고,
    상기 슬래브의 화학 성분이, 단위 질량％로, C: 0.16 내지 0.20％, Si: 0.50 내지 1.00％, Mn: 0.90 내지 1.50％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0020％ 이하, Cu: 0 내지 0.40％, Ni: 0.20 내지 1.00％, Cr: 0.60 내지 0.99％, Mo: 0.60 내지 1.00％, V: 0 내지 0.050％, Al: 0.050 내지 0.085％, N: 0.0020 내지 0.0070％, B: 0.0005 내지 0.0020％, Nb: 0 내지 0.050％, Ti: 0 내지 0.020％, Ca: 0 내지 0.0030％, Mg: 0 내지 0.0030％, REM: 0 내지 0.0030％, 및 잔부: Fe 및 불순물이며, 상기 슬래브의 식 (1)로 나타내는 Ceq가 0.750 내지 0.800％이고, 상기 슬래브의 Al×N이 2.0×10-4 이상이고, 상기 슬래브의 Ti/N이 3.4 이하이고, 상기 슬래브의 식 (2)로 나타내는 값 f 및 식 (3)으로 나타내는 값 g가 4×f/g≥9.00을 만족시키고,
    상기 슬래브를 가열하는 공정에서의 슬래브 가열 온도가, 식 (4)로 산출되는 AlN 고용 온도 Ts(℃) 이상이고,
    상기 강판을 석출 처리하는 공정은, 상기 강판을 550℃ 초과 Ac1 미만의 석출 처리 온도 Tp(℃)까지 가열하고, 이어서 이 온도에서 석출 처리 시간 tp(시간)만큼 유지함으로써 행해지고, 상기 석출 처리 온도 Tp(℃) 및 석출 처리 시간 tp(시간)가 식 (5)를 만족시키고, 상기 Ac1은 식 (7)에 의해 나타나고,
    상기 강판을 ?칭하는 공정은, 상기 강판을 900 내지 950℃의 ?칭 유지 온도 Tq(℃)까지 가열하고, 이 온도에서 식 (6)에 나타내는 ?칭 유지 시간 tq(분) 이상 동안 유지되고, 이어서 수랭함으로써 행해지고,
    상기 강판을 템퍼링하는 공정은, 상기 강판을 500 내지 550℃의 템퍼링 온도까지 가열하고, 이어서 150℃ 이하까지 냉각함으로써 행하여지는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
    Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5: 식 (1)
    f=4×C+Si+2×Mn+Ni+2×Cr+5×Mo: 식 (2)
    g=2×Cr+3×Mo+5×V: 식 (3)
    Ts=7400/(1.95-log10(Al×N))-273: 식 (4)
    Log10(tp)+0.012×Tp≥8.7: 식 (5)
    tq=0.033×(950-Tq)2+(1.5×f)2/10: 식 (6)
    Ac1=750-25×C+22×Si-40×Mn-30×Ni+20×Cr+25×Mo: 식 (7)
    여기서, 각 식에 기재된 원소 기호는, 각 원소 기호에 관한 원소의 단위 질량％에 의한 함유량이다.
  3. 제2항에 있어서, 상기 강판을 냉각하는 공정에서의 냉각 종료 온도를 150℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
KR1020197037386A 2018-08-20 2018-08-20 강판 및 그 제조 방법 KR102115277B1 (ko)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2018/030676 WO2020039485A1 (ja) 2018-08-20 2018-08-20 鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200022387A KR20200022387A (ko) 2020-03-03
KR102115277B1 true KR102115277B1 (ko) 2020-05-26

Family

ID=65999146

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020197037386A KR102115277B1 (ko) 2018-08-20 2018-08-20 강판 및 그 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP3633060B1 (ko)
JP (1) JP6493645B1 (ko)
KR (1) KR102115277B1 (ko)
CN (1) CN111083928B (ko)
AU (1) AU2018430608B2 (ko)
WO (1) WO2020039485A1 (ko)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110129720A (zh) * 2019-04-28 2019-08-16 徐州箱桥机械有限公司 一种变速箱齿轮在稀土渗碳设备上的热处理方法
CN114645182B (zh) * 2022-03-23 2022-10-14 承德建龙特殊钢有限公司 一种齿轮钢及其制备方法与应用

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016079425A (ja) 2014-10-10 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2016079978A1 (ja) 2014-11-18 2016-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
JP2017186592A (ja) 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01279709A (ja) * 1988-05-06 1989-11-10 Kobe Steel Ltd 直接焼入れによるプラスチック金型用プレハードン鋼の製造方法
CN102712972B (zh) * 2010-05-14 2013-08-07 新日铁住金株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2015115086A1 (ja) * 2014-01-28 2015-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
CA2991018C (en) * 2015-09-17 2021-03-30 Jfe Steel Corporation Steel structure for hydrogen gas with excellent hydrogen embrittlement resistance in high pressure hydrogen gas and method of producing the same
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016079425A (ja) 2014-10-10 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2016079978A1 (ja) 2014-11-18 2016-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
JP2017186592A (ja) 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2020039485A1 (ja) 2020-08-27
CN111083928A (zh) 2020-04-28
EP3633060B1 (en) 2021-12-29
EP3633060A1 (en) 2020-04-08
JP6493645B1 (ja) 2019-04-03
AU2018430608B2 (en) 2021-02-04
WO2020039485A1 (ja) 2020-02-27
CN111083928B (zh) 2020-11-20
EP3633060A4 (en) 2020-05-06
KR20200022387A (ko) 2020-03-03
AU2018430608A1 (en) 2020-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110100034B (zh) 高硬度耐磨钢以及制造该高硬度耐磨钢的方法
US10093998B2 (en) Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and method for manufacturing the same
CN112752861B (zh) 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
JP5423806B2 (ja) 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
JP7018510B2 (ja) 優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法
KR101828199B1 (ko) 내마모 강판 및 그 제조 방법
JP7368461B2 (ja) 優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法
JP6135697B2 (ja) 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP7226598B2 (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP7211530B2 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
WO2018020660A1 (ja) 高強度鋼板
KR102115277B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
CN108368589B (zh) 具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢及其制造方法
CN111511952B (zh) 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
JP7088235B2 (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP6631702B2 (ja) 低温靭性に優れた高張力鋼板
JP7063420B1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP7063419B1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP6838422B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2019173081A (ja) 板厚中心部の硬度および低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高硬度鋼板およびその製造方法
JP2020193380A (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
A302 Request for accelerated examination
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant