KR102218806B1

KR102218806B1 - 후강판

Info

Publication number: KR102218806B1
Application number: KR1020187029512A
Authority: KR
Inventors: 유스케 산다이지; 마사오 기네후치; 하루야 가와노
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2014-05-22
Filing date: 2015-05-15
Publication date: 2021-02-22
Also published as: KR20180115352A; CN106460114A; EP3147379B1; EP3656886A1; WO2015178320A1; JP6472315B2; CN106460114B; EP3147379A4; KR20160144439A; JP2016000855A; EP3147379A1

Abstract

소정의 화학 성분 조성을 만족함과 더불어, 표층에서의 금속 조직이 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽을, 분율로 80면적% 이상 포함하고, 상기 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 결정립의 유효 결정 입경이 10.0μm 이하이고, 상기 표층에서의 금속 조직 중 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 결정립의 평균 원 상당 직경이 3.0μm 이하이며, X선 회절로 측정했을 때의 전위 밀도 ρ의 값이 2.5×10¹⁵m^-1 이하이다. 이에 의해, 피로 특성이 우수한 후강판을 제공한다.

Description

후강판{THICK STEEL PLATE}

본 발명은 후강판에 관한 것이다. 상세하게는, 주로 선박, 건축물, 교량, 건설 기계 등의 구조용 재료로서 이용되며, 인장 강도가 490MPa 이상 650MPa 미만이고 피로 특성이 우수한 후강판에 관한 것이다.

선박, 건축물, 교량 및 건축 기계 등의 대형 구조물에서는, 구조물의 대형화가 진행되는 한편으로, 파손이 생긴 경우의 손해가 크므로, 그의 구조 부재에는 더한층의 신뢰성이 요구되고 있다. 대형 구조물에 있어서의 파손 원인은, 그 대부분이 피로 파괴라는 것이 종래부터 알려져 있고, 다양한 내피로파괴 기술이 개발되어 왔지만, 현재에도 피로 파괴가 원인으로 파손에 이른 사례는 적지 않다.

일반적으로, 대형 구조물의 피로 손상이 생기기 쉬운 부위에서는, 응력 집중이 생기기 어려운 형상으로 변경하거나, 고강도 강판을 사용하는 등의 고안을 실시하는 것에 의해 피로 파괴를 방지해 왔다. 그러나, 이와 같은 구조에서는, 공수(工數)의 추가나 보다 고가인 강판의 사용에 의해 제조 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, 강판 자체의 피로 특성 자체를 향상시키는 기술이 필요하다고 여겨지고 있다. 통상 강판의 피로 강도, 특히 피로 한도는, 인장 강도에 비례한다는 것이 알려져 있기 때문에, 피로 한도를 인장 강도로 나눈 피로 한도비가 높은 강판은 피로 특성이 우수한 강판이라고 말할 수 있다.

지금까지 피로 특성의 향상에는 수많은 연구가 행해져, 예를 들면 비특허문헌 1에서는, 피로 강도에 주는 여러 가지의 영향 인자의 효과가 나타나 있고, 고용 강화, 석출 강화, 결정립 미세화 및 제2상 강화에 의해 피로 특성은 향상되지만, 전위 강화에서는 가동 전위의 증가를 수반하기 때문에 피로 특성의 향상은 얻어지기 어렵다고 여겨지고 있다. 피로 파괴의 과정은, (1) 반복 부하가 가해져 균열이 발생하기까지의 과정과, (2) 발생한 균열이 진전되어서 파단에 이르기까지의 과정으로 나눌 수 있다. 앞서 나타낸 피로 특성의 향상 인자 중, 상기 (1)의 과정에서는 전위의 축적을 억제하는 것이 효과적이어서, 고용 강화나 석출 강화, 결정립 미세화 등이 유효하다고 생각된다. 그 한편으로, 상기 (2)의 과정에서는, 균열의 진전을 방해하는 것이 효과적이기 때문에, 결정립 미세화나 제2상 강화가 효과적이라고 생각된다.

특허문헌 1에는, 미세한 페라이트와 경질 마텐자이트의 2상 조직으로 하고, 그의 경도차를 비커스 경도로 150 이상으로 규정함으로써 균열 진전 속도를 억제하여, 균열 발생 후의 피로 수명을 향상시키는 것이 제안되어 있다.

특허문헌 2에는, 강 조직을 미세한 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 함으로써, 균열 진전 속도를 저하시키는 기술이 제안되어 있다. 이 기술을 이용함으로써, 피로 파괴에 있어서도 균열 발생 후의 피로 수명을 향상시키는 것을 기대할 수 있지만, 균열 발생까지의 피로 특성에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않다.

특허문헌 3에는, 페라이트 조직 중에 탄화물을 석출시킴으로써 피로 강도를 향상시키는 것이 제안되어 있다. 그러나, 균열 발생 후의 피로 특성에 대해서는 기재가 없다. 또한 특허문헌 3은 박강판을 대상으로 한 것이기 때문에, 인성 등 대형 구조물에 필요한 다른 특성을 만족시키는 것에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않다.

일본 특허공개 평10-60575호 공보 일본 특허공개 2011-195944호 공보 일본 특허공개 2009-84643호 공보

아베 등, 「철과 강」 제70년(1984) 제10호 1459-1466페이지

본 발명은 상기와 같은 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 주된 목적은 피로 특성이 우수한 후강판을 제공하는 것에 있다.

본 발명의 다른 목적은 이하의 상세한 설명의 기술에 의해 밝혀질 것이다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 후강판은, C: 0.02∼0.10질량%, Mn: 1.0∼2.0질량%, Nb: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Ti: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Al: 0.01∼0.06질량%를 각각 함유함과 더불어, Si: 0.1∼0.6질량% 및 Cu: 0.1∼0.6질량%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고, Si와 Cu를 합계로 0.3질량% 이상 포함하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 후강판으로서,

표층에서의 금속 조직이 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽을, 분율로 80면적% 이상 포함하고,

상기 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 결정립의 유효 결정 입경이 10.0μm 이하이고,

상기 표층에서의 금속 조직 중 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 결정립의 평균 원 상당 직경이 3.0μm 이하이며,

X선 회절로 측정했을 때의 전위 밀도 ρ의 값이 2.5×10¹⁵m^-1 이하인

것을 특징으로 한다.

한편, 상기 「평균 원 상당 직경」이란, 조직을 동일 면적의 원으로 환산했을 때의 직경, 즉 「원 상당 직경」의 평균값을 의미한다.

상기 잔부 조직 중의 섬 형상 마텐자이트의 비율은, 분율로 5면적% 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 후강판에 있어서는, 화학 성분 조성이 하기 (a)∼(c) 중 적어도 어느 하나의 요건을 만족하는 것이 바람직하고, 함유되는 원소의 종류에 따라서 후강판의 특성이 더 개선된다.

(a) Ni: 0질량% 초과 0.6질량% 이하를 추가로 함유하고, Ni량 [Ni]와 상기 Cu량 [Cu]의 비인 [Ni]/[Cu]가 1.2 미만이다.

(b) V: 0질량% 초과 0.5질량% 이하, Cr: 0질량% 초과 1.0질량% 이하 및 Mo: 0질량% 초과 0.5질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유한다.

(c) B: 0질량% 초과 0.005질량% 이하를 추가로 함유한다.

본 발명의 후강판에서는, 화학 성분 조성으로부터 하기 식(1)에 기초해서 계산되는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs가 640℃ 이상인 것도 바람직하다.

Bs(℃)=830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] …(1)

단, [C], [Mn], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는, 각각 C, Mn, Ni, Cr 및 Mo의 함유량(질량%)을 나타낸다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 다른 후강판은,

C: 0.02∼0.10질량%, Mn: 1.0∼2.0질량%, Nb: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Ti: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Al: 0.01∼0.06질량%를 각각 함유함과 더불어, Si: 0.1∼0.6질량% 및 Cu: 0.1∼0.6질량%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고, Si와 Cu를 합계로 0.3질량% 이상 포함하고, B: 0질량% 초과 0.005질량% 이하를 추가로 함유하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 후강판으로서,

X선 회절로 측정했을 때의 전위 밀도 ρ의 값이 2.5×10¹⁵m^-1 이하이고,

또한,

판 두께를 t로 했을 때, 표면으로부터 판 두께 방향을 따라서 판 두께 t의 t/4 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행한 종단면에서의 금속 조직이, 상부 베이나이트를 분율로 80면적% 이상 포함하고,

상기 상부 베이나이트의 결정립의 유효 결정 입경이 10.0μm 이하이고,

상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 결정립의 평균 원 상당 직경이 3.0μm 이하인

것을 특징으로 한다.

이 후강판에 있어서도, 상기 표층에서의 금속 조직 중 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직 중의 섬 형상 마텐자이트의 비율이, 분율로 5면적% 이하인 것이 바람직하다.

이 후강판에 있어서는, 화학 성분 조성이 하기 (a), (b) 중 적어도 어느 하나의 요건을 만족하는 것이 바람직하고, 함유되는 원소의 종류에 따라서 후강판의 특성이 더 개선된다.

이 후강판에 있어서도, 화학 성분 조성으로부터 하기 식(1)에 기초해서 계산되는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs가 640℃ 이상인 것이 바람직하다.

Bs(℃)=830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] …(1)

표면으로부터 판 두께 방향을 따라서 판 두께 t의 t/4 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행한 종단면에서의 금속 조직이 상기 요건을 만족하는 경우에는, 상기 t/4 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서, EBSP법(EBSP: Electron Backscatter Pattern: 전자 후방 산란 해석상법)에 의해 관찰한 1의 결정립 내에 있어서의 GAM(Grain Average Misorientation)이 1° 이상인 결정립을, 분율로 20면적% 이상 80면적% 이하 포함하는 것이 바람직하다.

상기 t/4 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서, EBSP법에 의해 관찰한 하나의 결정립 내에 있어서의 GAM이 1° 이상인 결정립을, 분율로 20면적% 이상 80면적% 이하 포함하는 경우에는, 하기 식(2) 및 식(3)의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.

35×[Si]+18×[Mn]+17×[Ni]+16×[Cu]≥40 …(2)

21×{[Ti]-3.4[N]}+19×[Cr]+11×{[Nb]-7.7[C]}+10×[Mo]≤2 …(3)

단, [Si], [Mn], [Ni], [Cu], [Ti], [N], [Cr], [Nb], [C] 및 [Mo]는, 각각 Si, Mn, Ni, Cu, Ti, N, Cr, Nb, C 및 Mo의 함유량(질량%)을 나타내고, {[Ti]-3.4[N]}, {[Nb]-7.7[C]}가 음이 될 때는, 「0」으로 해서 계산한다.

본 명세서에 있어서 개시되는 발명에 의해 얻어지는 효과를 간단하게 설명하면 이하와 같다. 즉 본 발명에 의하면, 피로 특성이 우수한 후강판을 실현할 수 있다.

도 1은 본 발명에 따른 강판을 나타내는 개략 설명도이다.
도 2는 피로 특성의 측정에 이용한 시험편을 나타내는 개략 설명도이다.
도 3은 균열 진전 속도의 측정에 이용한 콤팩트 시험편을 나타내는 개략 설명도이다.
도 4는 결정립계, KAM 및 GAM의 개념도이다.

본 발명자들은, 피로 파괴에 이르기까지의 전체 수명에 대해서, 균열 발생까지의 전단 수명과 균열 발생 후로부터 파단에 이르기까지의 후단 수명의 비율에 대해서 조사했다. 그 결과, 피로 파괴에 이르기까지의 전체 수명 중 균열 발생까지의 전단 수명이 약 5할을 차지하고 있고, 응력 수준을 낮추어서 전체 수명이 길어짐에 따라, 균열 발생까지의 전단 수명이 차지하는 비율이 증가한다는 것이 판명되었다. 이러하기 때문에, 피로 파괴에 이르기까지의 전체 수명을 길게 하기 위해서는, 균열 발생 후의 피로 특성은 물론, 균열 발생까지의 피로 특성을 향상시킬 필요가 있다. 특히, 피로 한도 부근에서는, 균열 발생까지의 전단 수명의 비율이 많아지는 경향이 있으므로, 전단 수명을 길게 하는 것이 유효하다고 생각된다.

본 발명자들은, 전단 수명을 길게 하기 위한 요건에 대해서, 다양한 각도에서 검토했다. 그 결과, 화학 성분 조성을 적절히 제어함과 더불어, 주체가 되는 조직의 분율, 조직의 결정립의 유효 결정 입경, 주체가 되는 조직을 제외한 잔부 조직의 평균 원 상당 직경, X선 회절로 측정했을 때의 전위 밀도 ρ의 값 등을 적절히 제어한 후강판에서는, 전단 수명을 길게 할 수 있고, 그 결과로서 피로 파괴에 이르기까지의 전체 수명을 길게 할 수 있다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.

(실시형태 1)

본 발명의 실시형태 1에 대해서 설명한다. 본 발명자들은, 우선 여러 가지의 후강판에 대해서, 첨가 원소와 피로 강도의 관계를 조사했다. 그 결과, Si 및 Cu의 첨가에 의해 피로 강도가 현저히 향상된다는 것이 밝혀졌다. 일반적으로 피로 균열은 반복 응력에 의해 운동하는 가동 전위가 교차 미끄럼 등에 의해 비가역적 운동이 되는 것에 기인해서 발생한다. 이때, 전위는 셀 구조를 형성한다는 것이 알려져 있지만, Si 및 Cu를 합계로 0.3질량% 이상이 되도록 첨가함으로써, 이 셀 구조의 형성이 억제된다는 것이 분명해졌다.

상세한 관찰의 결과, 이들 원소는 석출물을 형성하고 있지 않고, 또한 강판 중에 존재하는 탄화물 등에도 현저히 고용되고 있지 않기 때문에, 매트릭스 중에 고용되어서 존재하고 있다고 생각된다. 즉, 이들 원소가 충분히 매트릭스 중에 고용 상태로 존재하면, 전위의 비가역적 운동이 억제됨으로써 균열 발생 전의 피로 수명이 개선된다고 생각된다. 이 전위 셀화 억제 효과는, Mn이나 Cr 등 다른 첨가 원소로는 현저히는 생기지 않고, 오히려 변태점을 저하시켜서 전위 밀도가 높은 하부 베이나이트를 생성시켜, 정적 강도의 향상에 비해 피로 강도는 향상시키지 않는다는 것을 알 수 있었다.

또한, 여러 가지의 후강판에 대해서 압연 조건을 변경해서 제조하여, 그 기계적 특성과 피로 강도의 관계를 조사했다. 그 결과, 강판을 저온까지 급냉시키거나, Ar₃ 변태점 이하에서 압하를 가하거나 하는 등에 의해, 강판 중의 전위 밀도를 증가시키면, 항복 응력이나 인장 강도 등의 정적 강도는 향상되지만, 정적 강도에 비해서 피로 강도는 그다지 향상되지 않기 때문에, 피로 한도비를 저하시킨다는 것이 밝혀졌다.

이것은, 강판 제조 시에 도입된 가동 전위는 전위 강화 인자로서 정적 강도의 향상에 기여하지만, 반복 변형 중, 즉 피로 시험 중에 반복 연화가 생기기 때문에, 피로 강도로의 기여는 작아지기 때문이라고 생각된다. 특히 X선 회절(XRD: X-ray diffraction)에 의해 구해지는 전위 밀도 ρ의 값이 2.5×10¹⁵m^-1을 상회하면, 전위 강화에 의한 정적 강도의 향상이 현저해져, 피로 한도비가 저하되는 경향을 나타낸다. 전위 밀도 ρ는 바람직하게는 2.0×10¹⁵m^-1 이하이고, 보다 바람직하게는 1.5×10¹⁵m^-1 이하이다. 한편, 전위 밀도 ρ의 하한은 대체로 5.0×10¹³m^-1이상이다.

도 1은 본 발명에 따른 강판을 나타내는 개략 설명도이다. 이 중 도 1(a)는 본 발명에 따른 강판의 개략 사시도이고, 도 1(b)는 본 발명에 따른 강판의 개략 측면도이다. 도 1 중, L은 압연 방향, W는 폭 방향, D는 판 두께 방향을 나타내고 있고, S1은 강판의 표면을, S2는 압연 방향 L에 평행한 판 두께 방향 D의 단면을 나타내고 있다.

본 발명자들은, 화학 성분 조성 및 조직 형태를 변경한 여러 가지의 강판에 대해서 피로 특성을 조사했다. 그 결과, 강판 표면 S1 부근의 표층, 예를 들면 강판 표면 S1로부터 판 두께 방향으로 깊이 1∼3mm 정도의 위치의 표층에 있어서의, 압연 방향에 평행한 종단면(즉, 도 1의 단면 S2)에서의 조직을 다음과 같이 제어함으로써, 우수한 피로 특성의 후강판이 얻어진다는 것을 발견했다. 한편, 표층으로서 강판 표면으로부터, 깊이 1∼3mm 정도의 위치로 한 것은, 제조 직후의 강판 표면에는 제조 조건에 따라 스케일층이 0.1∼2mm 정도 존재하므로, 이것을 제외한 강판 자체의 표층을 평가하기 위함이다.

페라이트 및 상부 베이나이트는, 다른 조직과 비교해서, 조직 형성 시에 상대적으로 가동 전위가 도입되기 어려운 조직이어서, 이에 의해 피로 한도비의 저하를 억제하여, 균열 발생까지의 수명을 향상시킬 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 표층에서의 금속 조직이, 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽을, 분율로 80면적% 이상 포함할 필요가 있다. 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 분율은, 바람직하게는 85면적% 이상, 보다 바람직하게는 90면적% 이상이다. 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 분율의 상한은 100면적%여도 되지만, 대체로 98면적% 이하이다.

표층에서의 페라이트 및 상부 베이나이트의 결정립은, 조대해지면 결정립으로의 응력 집중이 일어나, 균열이 발생하기 쉬워진다. 또한, 균열이 발생한 후에 있어서, 균열 선단이 입자와 충돌하면, 균열은 정류하고 우회를 함으로써, 균열의 진전은 억제되는 것이지만, 결정립이 조대하면, 상대적으로 균열의 충돌 횟수가 줄어들기 때문에, 표층에 있어서의 피로 균열의 진전을 충분히 억제할 수는 없다는 것이 상정된다. 이러하기 때문에, 이웃하는 페라이트 또는 상부 베이나이트의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때에, 결정립의 판 두께 방향의 평균 길이(이하, 「유효 결정 입경」이라고 부르는 경우가 있음)를 10.0μm 이하로 했다.

페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 결정립의 유효 결정 입경은, 바람직하게는 6μm 이하이고, 보다 바람직하게는 5μm 이하이다. 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 결정립의 유효 결정 입경의 하한에 대해서는, 한정하는 것은 아니지만, 대체로 2μm 초과이다.

상부 베이나이트는 페라이트에 비해서 조직 사이즈를 미세하게 할 수 있지만, 변태 시에 전단 변형을 수반하기 때문에, 가동 전위가 도입되기 쉽다. 특히, 저온에서 베이나이트 변태시키면 가동 전위를 다량으로 포함하는 하부 베이나이트 조직이 되기 쉽다. 하부 베이나이트 조직의 발생을 억제하기 위해, 베이나이트 변태 개시 온도 Bs를 적절히 조절하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, 상기 (1)식에 기초해서 계산되는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs는 640℃ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 660℃ 이상이다.

표층에서의 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직은, 평균 원 상당 직경으로 3.0μm 이하로 할 필요가 있다. 잔부 조직을 평균 원 상당 직경으로 3.0μm 이하로 한 것은, 잔부 조직의 평균 사이즈가 3.0μm를 상회하면, 인성 등, 다른 특성을 크게 저하시킬 우려가 있기 때문이다. 잔부 조직의 평균 원 상당 직경의 바람직한 상한은 2.5μm 이하이고, 보다 바람직하게는 2.0μm 이하이다. 바람직한 하한은 대체로 0.5μm 이상이다. 표층에서의 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직은, 기본적으로 마텐자이트, 섬 형상 마텐자이트(Martensite-Austenite contituent: MA), 펄라이트, 의사 펄라이트가 된다.

이 중, 압연 후의 냉각 과정 등에 있어서 생성되는 섬 형상 마텐자이트는, 그 생성 과정에 있어서 팽창 변태를 일으킴으로써, 모상 중에 가동 전위를 도입하여, 균열 발생까지의 수명을 저하시키는 원인이 된다. 그 때문에, 표층의 잔부 조직 중의 섬 형상 마텐자이트는 면적률로 5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 섬 형상 마텐자이트의 면적률은 적을수록 좋지만, 보다 바람직하게는 3% 이하이고, 더 바람직하게는 1% 이하이다. 가장 바람직하게는 0%이다.

다음으로, 본 발명에 있어서, 피로 특성을 향상시키는 강판의 화학 성분 조성에 대해서 설명한다. 본 발명의 후강판에 있어서, C나 Mn, Nb 등의 합금 원소를 적절히 첨가함으로써 미세한 페라이트 조직 또는 상부 베이나이트 조직을 확보하고, 동시에 Si나 Cu의 첨가량을 적절히 조정함으로써 피로 균열 발생의 원인이 되는 전위의 셀화를 억제하여, 우수한 피로 특성을 갖는 후강판이 실현될 수 있다. 이러한 관점에서, 각 성분은 다음과 같이 조정된다.

C: 0.02∼0.10질량%

C는 강판의 강도를 확보하기 위해서 중요한 원소이다. 그 때문에, C량은 0.02질량% 이상으로 정했다. C량은 바람직하게는 0.03질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.04질량% 이상이다. 한편, C량이 과잉이 되면, 지나치게 고강도가 되어서 원하는 인장 강도가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 가속 냉각을 이용하는 경우에는 담금질성이 과잉이 되어, 전위 밀도 ρ가 커지기 때문에 피로 특성이 저하된다. 그래서 C량은 0.10질량% 이하로 정했다. C량은 바람직하게는 0.08질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06질량% 이하이다.

Mn: 1.0∼2.0질량%

Mn은 미세한 조직을 얻기 위해서 담금질성을 확보하는 데 있어서 중요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn량은 1.0질량% 이상으로 할 필요가 있다. Mn량은 바람직하게는 1.2질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 1.4질량% 이상이다. 그러나 Mn량이 과잉이 되면, 담금질성이 과잉이 되어 전위 밀도 ρ가 증가하여, 충분한 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Mn량은 2.0질량% 이하로 할 필요가 있다. Mn량은 바람직하게는 1.8질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.6질량% 이하이다.

Nb: 0질량% 초과 0.05질량% 이하

Nb는 담금질성을 향상시키고, 조직을 미세화시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Nb량은 0.01질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02질량% 이상이다. 그러나, Nb량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉이 되어, 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Nb량은 0.05질량% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.04질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.03질량% 이하이다.

Ti: 0질량% 초과 0.05질량% 이하

Ti는 담금질성을 향상시킴과 동시에 TiN을 형성함으로써 용접 시의 열 영향부의 조직을 미세하게 하여, 인성의 저하를 억제하는 등에 유용한 원소이다. 이 때문에, Ti는 0.01질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02질량% 이상이다. 그러나, Ti량이 과잉이 되면, 조대한 TiN이 생김으로써 인성 등의 특성을 저하시킬 우려가 있다. 그 때문에, Ti량은 0.05질량% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.04질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.03질량% 이하이다.

Al: 0.01∼0.06질량%

Al은 탈산을 위해서 유용한 원소이며, 0.01질량%에 미치지 않으면 탈산 효과가 발휘되지 않는다. 바람직하게는 0.02질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.03질량% 이상이다. 그러나, Al량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉이 되어, 전위 밀도 ρ가 증가함으로써 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Al량은 0.06질량% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.04질량% 이하이다.

Si: 0.1∼0.6질량% 및 Cu: 0.1∼0.6질량%로부터 선택되는 1종 이상

Si는 고용 강화량이 커 모재의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소임과 동시에, 전위의 운동을 억제시킴으로써 셀화 억제에 유효한 원소이다. 이 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si량은 0.1질량% 이상으로 할 필요가 있다. Si량은 바람직하게는 0.2질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.3질량% 이상이다. 그러나, Si량이 과잉이 되면 잔부 조직이 조대하게 또한 과잉으로 생기기 때문에, 인성 등 다른 특성을 저하시킬 우려가 있다. 그 때문에, Si량은 0.6질량% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.55질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.5질량% 이하이다.

Cu는 전위의 교차 미끄럼을 억제시킴으로써 셀화 억제에 유효한 원소이며, 이 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Cu량은 0.1질량% 이상으로 할 필요가 있다. Cu량은 바람직하게는 0.2질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.3질량% 이상이다. 그러나, Cu량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉이 될 뿐만 아니라, 열간 가공 시에 균열 등이 생기기 쉬워지기 때문에, Cu량은 0.6질량% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.55질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.5질량% 이하이다.

한편, Si와 Cu는 전위의 셀화 억제라는 면에서 공통의 작용을 발휘할 수 있는 것이며, 이러한 관점에서, 각각 단독 또는 양자를 병용해서 함유시켜도 된다. 또한 Si 및 Cu에 의한 전위 셀화 억제 효과는, 그들의 합계인 [Si]+[Cu]가 0.3질량% 이상이 되었을 때에 유효하게 발휘될 수 있다. 바람직하게는 0.4질량% 이상이다. 한편, [Si]+[Cu]의 바람직한 상한은, 각각의 바람직한 상한의 합계가 된다.

본 발명의 후강판에 있어서의 기본 성분은 상기한 바와 같고, 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 들어가는 불가피적 불순물, 예를 들면 P, S, N 등이 강 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다. 또한 본 발명의 후강판에서는, 하기 원소를 적극적으로 함유하는 것도 유효하고, 함유되는 원소의 종류에 따라서 후강판의 특성이 더 개선된다.

Ni: 0질량% 초과 0.6질량% 이하

Ni는 담금질성을 향상시키고, 조직을 미세하게 하는 효과가 있음과 동시에, Cu 첨가에 의해 생기기 쉬워지는 열간 가공 시의 균열을 억제하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni는 0.1질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2질량% 이상이다. 그러나, Ni를 과잉으로 함유시키면 담금질성이 과잉이 되어, 전위 밀도 ρ가 과대해짐으로써 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Ni량은 0.6질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5질량% 이하, 더 바람직하게는 0.4질량% 이하이다.

한편, Ni량 [Ni]가 Cu량 [Cu]에 비해서 너무 많아지면, Cu에 의한 전위의 셀화 억제 효과가 얻어지기 어려워지기 때문에, Ni량 [Ni]와 Cu량 [Cu]의 비([Ni]/[Cu])는 1.2 미만으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.1 이하이다. 이 비([Ni]/[Cu])의 하한은 대체로 0.5 이상이다.

V: 0질량% 초과 0.5질량% 이하, Cr: 0질량% 초과 1.0질량% 이하 및 Mo: 0질량% 초과 0.5질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상

V, Cr 및 Mo는 강판의 담금질성을 향상시키는 효과가 있는 원소이며, 조직을 미세화시키는 것에 유효하다. 이와 같은 작용을 발휘시키기 위해서는, V: 0.01질량% 이상, Cr: 0.1질량% 이상, Mo: 0.01질량% 이상 중 어느 하나 단독, 또는 2종 이상을 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시키면 담금질성이 과잉이 되어, 전위 밀도 ρ가 과대해져서 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그래서, 각각의 양을 V: 0.5질량% 이하, Cr: 1.0질량% 이하, Mo: 0.5질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 V: 0.4질량% 이하, Cr: 0.8질량% 이하, Mo: 0.4질량% 이하이다.

B: 0질량% 초과 0.005질량% 이하

B는 담금질성을 향상시키는 원소이며, 특히 조대한 페라이트 조직의 생성을 억제하여, 미세한 상부 베이나이트 조직을 생성시키기 쉽게 하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B량을 0.0005질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001질량% 이상이다. 그러나, B량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉이 되어, 전위 밀도 ρ가 과대해져서 원하는 피로 특성이 얻어지지 않기 때문에, 0.005질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004질량% 이하이다.

본 발명에 따른 후강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 판 두께가 작은 경우에는 균열 진전 수명의 향상으로의 기여가 적어진다. 이러한 관점에서, 판 두께는 6mm 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 10mm 이상이다.

본 발명의 후강판은, 상기 각 요건을 만족하는 것이며, 그의 제법은 특별히 한정되지 않지만, 강을 용제해서 주조한 후, 열간 압연을 실시한다고 하는 후강판 일련의 제조 공정에 있어서, 피로 특성을 향상시키는 상기 조직 형태를 얻기 위해서는, 상기의 화학 성분 조성을 갖는 강편, 예를 들면 슬래브를 이용하고, 열간 압연 전의 가열 온도, 전체 열간 압연 공정에서의 누적 압하율, 마무리 압연 종료 온도, 마무리 압연 종료 온도 또는 800℃의 어느 온도 중, 보다 저온의 온도로부터 600℃에서의 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도를 이하와 같이 제어하는 것이 바람직하다.

열간 압연 전의 가열 온도: 1000∼1200℃

전체 열간 압연 공정에서의 누적 압하율: 70% 이상

마무리 압연 종료 온도: Ar₃ 변태점∼Ar₃ 변태점+150℃

마무리 압연 종료 온도 또는 800℃의 어느 온도 중, 보다 저온의 온도로부터 600℃에서의 평균 냉각 속도: 15℃/초 이하

냉각 정지 온도: 500℃ 이상

열간 압연 전에는, 강편을 1000∼1200℃의 온도 범위로 가열하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1050℃ 이상이다. 결정립의 조대화를 방지하면서, 열간 압연 시의 누적 압하율을 후술하는 70% 이상이 확보될 수 있도록, 1000℃ 이상의 온도 범위로 가열하는 것이 바람직하다. 그러나, 가열 온도가 지나치게 높아져서 1200℃를 초과하면, 충분한 압하를 가하더라도 조직 사이즈를 작게 할 수 없으므로, 1200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1150℃ 이하이다.

전체 열간 압연 공정에서의 누적 압하율은 70% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 75% 이상이다. 조직 사이즈, 특히 유효 결정 입경을 작게 하기 위해서는, 미재결정 온도역에서 충분한 압하를 가할 필요가 있다.

또한, 원하는 미세한 조직을 확보하면서, 압연에 의한 조직 중으로의 과잉된 전위의 도입을 억제하기 위해서, 마무리 압연 종료 온도는 Ar₃ 변태점∼Ar₃ 변태점+150℃의 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도는 보다 바람직하게는 Ar₃ 변태점+20℃ 이상, Ar₃ 변태점+100℃ 이하의 범위이다.

한편, 「누적 압하율」은 식(4)로부터 계산되는 값이다.

누적 압하율=(t₀-t₁)/t₂×100 …(4)

(4)식 중, t₀은 표면으로부터 3mm의 위치의 온도가 압연 온도 범위에 있을 때의 강편의 압연 개시 두께(단위: mm), t₁은 표면으로부터 3mm의 위치의 온도가 압연 온도 범위에 있을 때의 강편의 압연 종료 두께(단위: mm), t₂는 압연 전의 강편, 예를 들면 슬래브의 두께를 각각 나타낸다.

상기 Ar₃ 변태점은 식(5)에 의해 구해지는 값을 채용한 것이다.

Ar₃ 변태점=910-230×[C]+25×[Si]-74×[Mn]-56×[Cu]-16×[Ni]-9×[Cr]-5×[Mo]-1620×[Nb] …(5)

단, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [Nb]는, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 Nb의 질량%로의 함유량을 나타낸다.

열간 압연 종료 후에는, 마무리 압연 종료 온도 또는 800℃의 어느 온도 중, 보다 저온의 온도로부터 적어도 600℃까지를 15℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 이때의 평균 냉각 속도가 15℃/초를 초과하면, 등온 유지 등을 실시하지 않는 한은 실질적으로 저온에서 조직 변태가 완료되기 때문에, 과잉으로 전위가 도입되어, 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 평균 냉각 속도는 보다 바람직하게는 10℃/초 이하이다.

상기 평균 냉각 속도에서의 정지 온도, 즉 냉각 정지 온도를 500℃ 이상으로 함으로써, 조대한 페라이트 조직의 발생을 억제하여, 미세한 페라이트 또는 상부 베이나이트 조직을 확보할 수 있다. 냉각 정지 온도가 500℃를 하회하면, 저온에서 변태가 완료되기 때문에 과잉으로 전위가 도입되어, 원하는 피로 특성이 얻어지지 않을 우려가 있다.

상기 평균 냉각 속도로 냉각하는 온도 범위는, 마무리 압연 종료 온도가 800℃보다도 높을 때에는, 800℃로부터 600℃까지가 되고, 마무리 압연 종료 온도가 800℃보다도 낮을 때에는, 그 마무리 압연 종료 온도로부터 600℃까지가 된다. 또한 상기 평균 냉각 속도의 하한은, 후술하는 강판 내부의 조직 제어라는 관점에서 보아 3.0℃/초 이상인 것이 바람직하다.

(실시형태 2)

다음으로, 본 발명의 실시형태 2에 대해서 설명한다. 대형 구조물에 이용되는 강판에 있어서는, 균열 진전 속도의 저하, 즉 균열 진전 특성의 향상도 또한 요구되고 있다. 그것은, 만일 피로 균열이 발생한 경우라도, 균열 진전 속도가 늦으면, 파괴에 이르기까지 손상 부위를 발견하여, 보수하는 것이 가능하기 때문이다.

본 발명자들은, 여러 가지의 후강판에 대해서 균열 진전 시험과 조직 관찰을 행한 결과, 실시형태 1에서의 조직 제어에 더하여, 도 1(b)에 나타내는 바와 같이, 판 두께를 t로 했을 때, 표면으로부터 판 두께 방향을 따라서 판 두께 t의 t/4의 위치를 선택하고, 압연 방향에 평행한 종단면에서의 조직 형태를 다음과 같이 제어함으로써, 피로 특성과 함께, 균열 진전 특성도 우수한 강판이 얻어진다는 것을 발견했다. 여기에서, 판 두께 t/4의 위치를 선택한 것은, 판 두께 내부의 평균적인 위치에서의 평가를 하기 위함이다. 또한, 판 두께의 t/4의 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행한 종단면은, 기본적으로 선 상의 영역이 되지만, 실제의 조직 관찰을 할 때에는, 그 위치를 중심으로 해서 일정한 퍼짐의 영역을 관찰하게 된다(후기 실시예 참조).

즉, 강판의 t/4의 위치에 있어서의 금속 조직이, 상부 베이나이트를 분율로 80면적% 이상 포함하고, 상기 상부 베이나이트의 결정립의 유효 결정 입경을 10.0μm 이하로 하며, 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 평균 원 상당 직경을 3.0μm 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강판 내부의 금속 조직을 상부 베이나이트 주체로 하기 위해서는, B를 함유하는 것이 필요하다.

상부 베이나이트 조직은, 미세한 결정립계를 조직 내에 균일하게 분산시킬 수 있는 조직이어서, 이에 의해 균열의 진전을 억제할 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, 강판의 t/4의 위치에 있어서의 금속 조직이, 상부 베이나이트를 분율로 80면적% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 강판 내부의 상부 베이나이트 분율은 보다 바람직하게는 85면적% 이상, 더 바람직하게는 90면적% 이상이다. 강판 내부의 상부 베이나이트 분율의 상한은 100면적%여도 되지만, 대체로 98면적% 이하이다.

강판의 t/4의 위치에 있어서의 상부 베이나이트의 결정립의 크기는, 피로 균열의 진전 특성에 영향을 미쳐, 조대화되면 균열의 진전을 충분히 억제할 수 없다. 따라서, 이웃하는 상부 베이나이트의 결정의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때의, 결정립의 판 두께 방향의 평균 길이, 즉 유효 결정 입경은 10.0μm 이하인 것이 바람직하다. 한편, 입경은 작을수록 균열 진전 특성은 향상되기 때문에, 입경의 하한은 특별히 규정하지 않는다. 유효 결정 입경은 보다 바람직하게는 8μm 이하이고, 더 바람직하게는 7μm 이하이다.

상부 베이나이트 이외의 잔부 조직을 평균 원 상당 직경으로 3.0μm 이하로 하는 것이 바람직하다. 잔부 조직의 평균 원 상당 직경을 3.0μm 이하로 한 것은, 3.0μm를 상회하면, 인성 등, 다른 특성을 크게 저하시킬 우려가 있기 때문이다. 잔부 조직은, 표층과 마찬가지로 기본적으로 마텐자이트, MA를 포함하는 것이며, 이들 경질의 잔부 조직은 균열 진전 속도를 저하시키는 것이 가능해진다. 바람직한 하한은 대체로 0.5μm 이상이다.

더욱이, 본 발명자들은, 강판의 t/4의 위치에서의 결정립에 있어서, 각 측정점과 인접점의 방위차인 KAM(Karnel Average Misorientation)과, 그 결정립 내의 평균값 GAM(Grain Average Misorientation)에 주목했다.

도 4에, 결정립계, KAM 및 GAM의 개념도를 나타낸다. 도 4 중의 육각형은 EBSP의 측정점을 나타내고 있고, 도 4(a)에 있어서 굵은 선으로 표시된 영역의 외주는 15° 이상인 대각 입계이며, 당해 외주에 둘러싸이는 영역을 결정립으로 한다.

이 하나의 결정립 내에 있어서의 방위차의 평균값이 KAM이며, 도 4(b)는 KAM 구하는 방법을 모식적으로 나타내고 있다. 예를 들면, 1의 측정점은 3개의 측정점과 동일 입내에서 접하고 있기 때문에 n=3이며, 측정점간의 방위차 a(사각 내의 숫자)의 평균값 KAM은 0.5가 된다. 한편, KAM은 하기의 식으로 계산할 수 있다.

또한 GAM은 하나의 결정립 내에 있어서의 KAM의 평균값이며, 도 4(c)는 GAM 구하는 방법을 모식적으로 나타내고 있다. 도 4(c)에서는, 측정점이 9개 있기 때문에 m=9이며, 동일 입내에 있어서의 KAM의 평균값 GAM은 0.64가 된다. 한편, GAM은 하기의 식으로 계산할 수 있다.

결정립 내의 방위차가 큰 결정립과 결정립 내의 방위차가 작은 결정립이, 조직 내에 적당히 분산되어서 존재하면, 균열 진전은 억제된다. 균열 진전 억제의 효과를 발휘하기 위해서는, GAM의 값으로 1°를 상회하는 결정립이, 면적률로 조직 전체의 20% 이상 존재하고 있는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30% 이상이고, 더 바람직하게는 40% 이상이다. 한편으로, 결정 방위차가 큰 결정립이 과잉으로 증가하면, 방위차가 상이한 결정립을 혼재시켜서 균열 진전을 억제시키는 효과가 약해지기 때문에, 상기 면적률의 상한은 80% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 70% 이하이고, 더 바람직하게는 60% 이하이다.

강판 내부에 있어서의 GAM의 값으로 1°를 상회하는 결정립의 비율을 본 발명에서 규정하는 범위 내로 하기 위해서는, 예를 들면 상부 베이나이트를, 방위차가 큰 베이니틱 페라이트와 방위차가 작은 그래뉼라 베이니틱 페라이트의 혼합 조직으로 하는 것이 바람직하지만, 이것에 한정되는 것은 아니다.

한편, 베이니틱 페라이트와 그래뉼라 베이니틱 페라이트의 혼합 조직을 얻기 위해서는, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성으로 하는 것, 및 제법을 후술과 같이 제어하는 것에 더하여, 이하의 식(2) 및 식(3)의 값을 제어하는 것이 바람직하다.

35×[Si]+18×[Mn]+17×[Ni]+16×[Cu]≥40 …(2)

21×{[Ti]-3.4[N]}+19×[Cr]+11×{[Nb]-7.7[C]}+10×[Mo]≤2 …(3)

식(2) 중의 원소는, 탄화물 생성능이 약한 원소이며, 식(2)의 값이 커지면, 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이니틱 페라이트 중 어느 것의 변태 곡선도 장시간측으로 시프트한다. 즉, 냉각 속도가 동일하고 식(2)의 값이 크면, 베이니틱 페라이트 및 그래뉼라 베이니틱 페라이트가 생성되기 쉬워진다.

한편으로, 식(3) 중의 원소는, 탄화물 생성능이 강한 원소이며, 식(3)의 값이 커지면, 페라이트, 및 그래뉼라 베이니틱 페라이트의 변태 곡선만이 장시간측으로 시프트하고, 베이니틱 페라이트의 변태 곡선은 거의 변화하지 않는다. 즉, 식(3)의 값이 커지면, 방위차가 큰 베이니틱 페라이트가 그래뉼라 베이니틱 페라이트와 비교해서 상대적으로 생성되기 쉬워진다.

식(2)와 식(3)의 값을 제어하는 것에 의해, 베이니틱 페라이트와 그래뉼라 베이니틱 페라이트의 혼합 조직으로 한 뒤에, 그의 비율을 제어할 수 있다.

식(2) 및 식(3)의 값에 대해서는, GAM의 값으로 1°를 상회하는 결정립의 비율을 고려해서 적절히 조정하면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 상기와 같이 식(2)로 계산되는 값을 40 이상, 식(3)으로 계산되는 값을 2 이하로 하는 것이 바람직하다. 식(2)의 값은 보다 바람직하게는 45 이상이고, 더 바람직하게는 50 이상이다. 식(3)의 값은 보다 바람직하게는 1.5 이하이고, 더 바람직하게는 1.0 이하이다. 식(2)의 값의 상한 또는 식(3)의 값의 하한에 대해서는, 각 원소의 함유량 범위에 의해 필연적으로 결정된다.

이와 같은 조직 형태를 확보하기 위해서는, 표층에서의 조직 형태를 제어하기 위한 조건을 만족시킴과 더불어, 열간 압연 시의 누적 압하율, 및 미재결정 온도역에서의 압하율을 하기와 같이 제어하는 것이 바람직하다.

전체 열간 압연 공정의 누적 압하율: 80% 이상

미재결정 온도역에서의 압하율: 85% 미만

마무리 압연 종료 온도 또는 800℃의 어느 온도 중, 보다 저온의 온도로부터 적어도 600℃까지의 평균 냉각 속도: 3.0℃/초 이상

강판 내부에 있어서의 상부 베이나이트의 유효 결정 입경을 10.0μm 이하로 하기 위해서는, 열간 압연 공정 중의 누적 압하율을 높게 할 필요가 있고, 그 압하율은 80% 이상인 것이 바람직하다. 이 누적 압하율이 부족하면, 표층의 조직은 미세하게 되어도 강판 내부의 조직이 충분히 미세하게 되지 않아, 균열 진전 속도가 충분히 저하되지 않는다. 보다 바람직하게는 85% 이상이다.

또한 t/4의 위치에 있어서, 상부 베이나이트 분율을 80면적% 이상 확보하기 위해서는, 열간 압연 후의 평균 냉각 속도, 즉 마무리 압연 종료 온도 또는 800℃의 어느 온도 중, 보다 저온의 온도로부터 적어도 600℃까지의 평균 냉각 속도를 3.0℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5℃/초 이상이다.

또한 미재결정 온도역에서의 압하율이 지나치게 커지면, 페라이트 핵생성 사이트가 증가하고 페라이트 변태가 생기기 쉬워져, 상부 베이나이트 분율이 저하되기 때문에 충분한 균열 진전 속도 억제 효과가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 강판 내부에 있어서 상부 베이나이트 분율을 80면적% 이상 확보하기 위해서는, 미재결정 온도역에서의 압하를 과도하게 가하지 않는 것이 필요하다. 이러하기 때문에 미재결정 온도역에서의 누적 압하율을 85% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 80% 이하이다.

본원은 2014년 5월 22일에 출원된 일본 특허출원 제2014-106307호 및 2015년 4월 20일에 출원된 일본 특허출원 제2015-086047호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2014년 5월 22일에 출원된 일본 특허출원 제2014-106307호 및 2015년 4월 20일에 출원된 일본 특허출원 제2015-086047호의 명세서의 전체 내용은 본원의 참고를 위해 원용된다.

실시예

이하, 실시예를 들어서 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것은 아니고, 상기, 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

표 1에 나타내는 강종 A∼W의 화학 성분 조성의 강을, 통상의 용제법에 따라서 용제하고 주조한 후, 표 2에 나타내는 압연 조건 No. a∼l의 각종 조건에서 열간 압연을 행하여, 두께 20mm의 강판을 얻었다. 한편, 표 1에 있어서, 「-」로 나타낸 란은 무첨가인 것을 나타내고, [Si]+[Cu]는 Si와 Cu의 합계 함유량을 나타낸다. 또한 표 1에 나타낸 Ar₃ 변태점은 상기 식(5)에 의해 구해진 값이다. 표 2에 있어서, 「전체 열간 압연 공정 누적 압하율」이란, 전체 열간 압연 공정에서의 누적 압하율이다.

각 강판에 대해서, 이하의 요령에 따라서 강판의 조직, 유효 결정 입경, 제2상이 되는 잔부 조직의 사이즈, 인장 강도, 피로 특성, 전위 밀도 ρ를 측정했다. 한편, 어느 측정에 있어서도, 시험편은 강판 표면으로부터 깊이 3mm의 위치가 평가 위치가 되도록 채취했다.

(강판의 표층에서의 금속 조직)

강판 표면으로부터 깊이 3mm 위치의 강판의 압연 방향에 평행하면서 강판의 표면에 대해서 수직인 면이 노출되도록 샘플을 잘라내고, 이것을 ＃150∼＃1000까지의 습식 에머리지를 이용해서 연마하고, 그 후에 연마제로서 다이아몬드 연마제를 이용해서 경면 연마 마무리했다. 이 경면 시험편을, 2% 질산-에탄올 용액, 즉 나이탈 용액으로 에칭한 후, 관찰 면적: 3.71×10^-2mm², 관찰 배율 400배로 3시야 관찰하고, 그의 화상을 Media Cybernetics사제의 화상 해석 소프트 "Image Pro Plus ver. 4.0"을 사용한 화상 해석 처리에 의해, 금속 조직의 분별을 행했다. 이 3시야의 값을 평균해서 각각의 금속 조직의 면적률로 했다. 한편, 관찰 영역은, 강판 표면으로부터 깊이 3mm 위치를 중심으로 하고, 판 두께 방향으로 166μm, 압연 방향으로 222.74μm의 시야에서 촬영했다.

(표층에서의 페라이트 및 상부 베이나이트의 유효 결정 입경)

강판 표면으로부터 깊이 3mm 위치의 강판의 압연 방향에 평행한 종단면에 있어서, SEM(Scanning Electron Microscope: 주사형 전자 현미경)-EBSP(Electron Backscatter Pattern: 전자 후방 산란 해석상법)에 의해 페라이트 및 상부 베이나이트의 유효 결정 입경을 측정했다. 구체적으로는, TEX SEM Laboratries사의 EBSP 장치(상품명: 「OIM」)를 SEM과 조합해서 이용하고, 이웃하는 결정립의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 해서 결정 입경을 측정했다. 이때의 측정 조건은 측정 영역: 200μm×200μm, 측정 스텝: 0.5μm 간격으로 하고, 측정 방위의 신뢰성을 나타내는 콘피던스 인덱스(Confidence Index)가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상에서 제외했다. 이와 같이 하여 구해지는 결정립계에 대해서, 판 두께 방향으로 100개소의 절단 길이를 측정하여, 그의 평균값을 유효 결정 입경으로 했다. 단, 유효 결정 입경 2.0μm 이하는 측정 노이즈로서 판단하여 제외했다. 관찰 영역은, 강판 표면으로부터 깊이 3mm 위치를 중심으로 하고, 판 두께 방향 양측으로 100μm의 퍼짐이 있는 영역으로 했다.

(잔부 조직의 사이즈)

페라이트 및 상부 베이나이트 이외의 잔부 조직의 사이즈는, 강판 표면으로부터 깊이 3mm 위치의 강판의 압연 방향에 평행하면서 강판의 표면에 대해서 수직인 면이 노출되도록 샘플을 잘라내고, 이것을 ＃150∼＃1000까지의 습식 에머리지를 이용해서 연마하고, 그 후에 연마제로서 다이아몬드 연마제를 이용해서 경면 연마 마무리했다. 이 경면 시험편을, 2% 질산-에탄올 용액, 즉 나이탈 용액으로 에칭한 후, 관찰 면적: 3.71×10^-2mm², 관찰 배율 400배로 관찰했다. 이때의 관찰 영역은, 강판 표면으로부터 깊이 3mm 위치를 중심으로 하고, 판 두께 방향 양측으로 100μm의 퍼짐이 있는 영역으로 했다. 그의 화상을, 상기 화상 해석 소프트를 이용해서 화상 해석 처리하여, 잔부 조직의 결정립 1개당 면적을 산출하고, 산출한 면적으로부터, 잔부 조직의 결정립의 원 상당 직경을 구했다. 한편, 본 실시예에서는, 3시야의 평균값을 평균해서, 원 상당 직경으로 했다.

잔부 조직 중의 MA는, 상기의 경면 연마 마무리를 행한 경면 시험편에 대해서, A액(피크르산 3g+에탄올 100ml 용액)과 B액(이아황산 나트륨 1g+증류수 100ml 용액)과 에탄올을 (A액:B액:에탄올)=(5:6:1)의 비율로 혼합한 레페라 부식액을 이용해서 에칭한 후, 관찰 면적: 3.71×10^-2mm², 관찰 배율 400배로 관찰하고, 백색으로 부식된 상을 MA로 해서 상기의 화상 해석 소프트를 이용해서 화상 해석 처리하여, 금속 조직의 분별을 행한 뒤에, 이 5시야의 값을 평균해서 MA의 면적률을 구했다.

(인장 강도)

각 강판의 표면으로부터의 깊이가 2∼6mm가 되는 위치로부터, 판 두께 4mm, 표점 거리 35mm의 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241: 2011에 따라서 인장 시험을 행하는 것에 의해, 인장 강도 TS(Tensile Strength)를 측정했다.

(피로 특성)

피로 특성은, 각 강판의 표면으로부터의 깊이가 2∼6mm가 되는 위치로부터, 4mm 두께의 강판을 잘라내고, 도 2에 나타내는 바와 같은 시험편을 제작해서 행했다. 한편, 시험편 표면은 에머리지로 ＃1200까지 연마를 행해서, 표면 상태의 영향을 제거했다. 얻어진 시험편에 대해서, 인스트론사제 전기 유압 서보식 피로 시험기를 이용하여, 이하의 조건에서 피로 시험을 행했다.

시험 환경: 실온, 대기 중

제어 방법: 하중 제어

제어 파형: 정현파

응력비: R=-1

시험 속도: 20Hz

시험 종료 사이클수: 5000000회

피로 특성은 인장 강도 TS의 영향을 받는 것이며, 그 영향을 제거하기 위해서 500만회 피로 한도비를 구하여, 500만회 피로 한도비가 0.51을 상회한 것을 합격으로 했다. 500만회 피로 한도비는 500만회 피로 한도를 인장 강도 TS로 나눈 값이며, 500만회 피로 한도는 다음과 같이 결정했다. 각 시험편에 있어서 응력 진폭 σa를 인장 강도 TS로 나눈 값(σa/TS)이 0.51이 되는 응력 진폭으로 피로 시험을 행하여, 500만회 도달 시에 있어서의 파단의 유무를 조사했다.

(전위 밀도 ρ)

전위 밀도 ρ는 X선 회절 측정을 행하여, 얻어진 α-Fe의 반가폭으로부터 산출했다. 이하에 측정 조건 및 측정 원리를 설명한다. 분석 장치는 X선 회절 장치 「RAD-RU300」(상품명: 리가쿠전기주식회사제)을 이용하고, 타겟에는 Co 건구를 이용했다. 얻어진 X선 회절 측정 결과로부터, 피크 피팅에 의해 피크 반가폭을 산출하여, 전위 밀도 ρ를 계산했다. 전위 밀도 ρ는 식(6)으로부터 구했다.

ρ(m^-1)=-14.4ε²/b²…(6)

단, ε은 변형을, b는 버거스 벡터(=0.25×10^-9m)를 각각 나타낸다.

상기 변형 ε은, Hall법을 적용하여, 식(7) 및 식(8)에 기초해서 계산된 값이다.

βcosθ/λ=0.9/D+2εsinθ/λ …(7)

β²=β_m ²-β_s ²…(8)

한편, β는 참의 반가폭(단위: rad), θ는 브래그 각(단위: ˚), λ는 입사 X선 파장(단위: nm), D는 결정의 크기(단위: nm), β_m은 실측한 반가폭, β_s는 무변형 시료에 있어서의 반가폭(장치 상수)이다. 또한, 상기 식(8)에 의해, β_m과 β_s로부터 β를 계산하고, 이 값을 상기 식(7)에 대입해서 βcosθ/λ-sinθ/λ를 플로팅하고, (110), (211) 및 (220)의 3점을 최소 제곱법으로 피팅했다. 그리고, 피팅 직선의 기울기(2ε)로부터 변형 ε을 산출하여, 식(6)에 대입해서 전위 밀도 ρ를 계산했다.

강판의 조직, 유효 결정 입경, 잔부 조직의 사이즈, 인장 강도 TS, 피로 특성, 전위 밀도 ρ를 표 3에 나타낸다.

이들의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 즉, 시험 No. 1∼17은 강의 화학 성분 조성 및 제조 조건이 적절히 제어되고 있기 때문에, 본 발명에서 규정하는 표층에서의 요건을 만족하고 있어, 우수한 피로 특성을 발휘하고 있다.

한편, 시험 No. 18∼34는 본 발명에서 규정하는 요건 중 어느 하나가 벗어나는 예이며, 모두 피로 특성이 뒤떨어지는 결과가 되었다. 이 중 시험 No. 18은 C량이 적은 강종 K의 강판을 이용한 예이며, 소정의 인장 강도 TS가 달성된 것이다. 따라서, 조직 이외의 특성은 평가하고 있지 않다. 시험 No. 19는 C량이 과잉된 강종 L의 강판을 이용한 예이며, 인장 강도 TS가 지나치게 높아진 것이다. 따라서, 조직 이외의 특성은 평가하고 있지 않다.

시험 No. 20은 「Si와 Cu의 합계 함유량이 0.3% 이상」이라고 하는 요건을 벗어나는 강종 M의 강판을 이용한 예이며, 전위의 셀화 억제가 발휘되지 않아, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 21은 Si량이 과잉된 강종 N의 강판을 이용한 예이며, 잔부 조직의 사이즈가 커져, 피로 특성이 열화됐다.

시험 No. 22는 Mn량이 과잉된 강종 O의 강판을 이용한 예이며, 인장 강도 TS가 높아짐과 더불어, 전위 밀도 ρ가 커져, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 23은 Mn 함유량이 적은 강종 P의 강판을 이용한 예이며, 소정의 인장 강도 TS가 달성되지 않고, 또한 유효 결정 입경이 지나치게 커져, 피로 특성이 열화됐다.

시험 No. 24는 Cu량이 과잉된 강종 Q의 강판을 이용한 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 25는 Ni량이 과잉된 강종 R의 강판을 이용한 예이고, 또한 [Ni]/[Cu]＜1.2의 요건도 벗어나는 것이어서, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다.

시험 No. 26은 Cr량이 과잉된 강종 S의 강판을 이용한 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 27은 Mo량이 과잉된 강종 T의 강판을 이용한 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다.

시험 No. 28은 V량이 과잉된 강종 U의 강판을 이용한 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 29는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs가 640℃보다도 낮은 강종 V의 강판을 이용한 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다.

시험 No. 30은 열간 압연의 가열 온도가 높은 압연 조건 No. g에서 얻어진 예이며, 유효 결정 입경이 지나치게 커져, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 31은 열간 압연 시의 누적 압하율이 낮은 압연 조건 No. h에서 얻어진 예이며, 유효 결정 입경이 지나치게 커져, 피로 특성이 열화됐다.

시험 No. 32는 마무리 압연 종료 온도가 낮은 압연 조건 No. i에서 얻어진 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 33은 600℃까지의 평균 냉각 속도가 빠른 압연 조건 No. j에서 얻어진 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다. 시험 No. 34는 냉각 정지 온도가 낮은 압연 조건 No. k에서 얻어진 예이며, 전위 밀도 ρ가 과대해져, 피로 특성이 열화됐다.

(실시예 2)

표 3에 나타낸 시험 No. 1∼17의 각 강판에 대해서, 강판 내부, 즉 판 두께를 t로 했을 때의 t/4의 위치에서의 상부 베이나이트의 분율, 유효 결정 입경, 제2상이 되는 잔부 조직의 사이즈에 대해서, 실시예 1에 나타낸 방법과 마찬가지로 해서 평가했다. 시험편의 채취 방법에 대해서는, 판 두께 t의 t/4에 상당하는 위치로 하는 것 이외에는, 상기와 마찬가지이다. 또한, 이들 강판에 대하여, 하기의 방법에 의해, GAM이 1° 이상이 되는 결정립의 비율 및 균열 진전 속도를 측정했다.

(GAM이 1° 이상이 되는 결정립의 비율의 측정)

강판의 t/4 위치에 있어서, SEM-EBSP에 의해, GAM이 1° 이상이 되는 결정립의 비율의 측정을 행했다. 구체적으로는, TEX SEM Laboratries사의 EBSP 장치(상품명: 「OIM」)를 SEM과 조합해서 이용하고, 이웃하는 결정립의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 해서 결정 입경을 측정했다. 이때의 측정 조건은 강판의 t/4 위치를 중심으로 하고, 판 두께 방향 양측으로 100μm의 퍼짐이 있는 영역을 200μm×200μm의 측정 영역으로 하여, 측정 스텝: 0.5μm 간격으로 하고, 측정 방위의 신뢰성을 나타내는 콘피던스 인덱스 CI(Confidence Index)가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상에서 제외했다. 각 측정점과 인접점의 방위차인 KAM의 결정립 내의 평균값 GAM을 측정하여, GAM이 1° 이상이 되는 결정립으로 했다. 이 결정립은 고변형이 도입된 결정립을 의미한다. 이 측정을 각 강종 3시야의 측정을 행하여, GAM이 1° 이상이 되는 면적 분율의 평균값을 계산했다.

(균열 진전 속도의 측정)

ASTM(American Society for Testing Materials) E647에 따라서, 콤팩트 시험편을 이용하고, 전기 유압 서보식 피로 시험기로 하기의 조건에서 피로 균열 진전 시험을 행하여, 균열 진전 속도를 측정했다. 한편, 콤팩트 시험편은 강판의 t/4의 위치로부터 채취하고, 도 3에 나타내는 형상의 것을 이용했다. 또한, 균열 길이는 컴플라이언스법을 이용했다.

시험 환경: 실온, 대기 중

제어 방법: 하중 제어

제어 파형: 정현파

응력비: R=-1

시험 속도: 5∼20Hz

이때, 식(9)에 의해 규정되는 패리스 법칙이 성립되는 안정 성장 영역 ΔK=20(MPa·m^1/2)에서의 값을 대표값으로 해서 평가했다. ΔK=20(MPa·m^1/ ²)일 때의 균열 진전 속도가 5.0×10^-5mm/cycle 이하가 되는 것을 균열 진전 특성이 우수하다고 했다.　da/dn=C(ΔK)^p…(9)

단, 식(9) 중, a: 균열 길이(단위: mm), n: 반복 수(단위: cycle), C, p: 재료, 하중 등의 조건에서 정해지는 상수를 각각 나타낸다.

이들의 결과를 표 4에 나타낸다. 한편, 표 4의 「판정」의 란에는, 균열 진전 속도가 5.0×10^-5mm/cycle 이하가 되는 것을 피로 균열 진전 특성이 우수하다고 판단하여, 「A」로 나타냈다. 또한, 균열 진전 속도가 4.0×10^-5mm/cycle 이하가 되는 것을 피로 균열 진전 특성이 더 우수하다고 판단하여, 「AA」로 나타냈다.

이들의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 즉, 시험 No. 1∼6, 10, 11, 13, 15는 강의 화학 성분 조성 및 제조 조건이 적절히 제어되고 있기 때문에, 강판 내부에 있어서의 바람직한 요건을 만족하고 있어, 균열 진전 속도가 4.0×10^-5mm/cycle 이하가 되어, 더 우수한 피로 균열 진전 특성을 갖는다는 것을 확인했다.

Claims

C: 0.02∼0.10질량%, Mn: 1.0∼2.0질량%, Nb: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Ti: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Al: 0.01∼0.06질량%를 각각 함유함과 더불어, Si: 0.1∼0.6질량% 및 Cu: 0.1∼0.6질량%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고, Si와 Cu를 합계로 0.3질량% 이상 포함하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 후강판으로서,
표층에서의 금속 조직이 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽을, 분율로 80면적% 이상 포함하고,
상기 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 결정립의 유효 결정 입경이 10.0μm 이하이고,
상기 표층에서의 금속 조직 중 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 결정립의 평균 원 상당 직경이 3.0μm 이하이며,
상기 표층에서의 금속 조직 중 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직 중의 섬 형상 마텐자이트의 비율이, 분율로 5면적% 이하이고,
X선 회절로 측정했을 때의 전위 밀도 ρ의 값이 2.5×10¹⁵m^-1 이하인
것을 특징으로 하는 후강판.
삭제
제 1 항에 있어서,
화학 성분 조성이 하기 (a)∼(c) 중 적어도 어느 하나의 요건을 만족하는 후강판.
(a) Ni: 0질량% 초과 0.6질량% 이하를 추가로 함유하고, Ni량 [Ni]와 상기 Cu량 [Cu]의 비인 [Ni]/[Cu]가 1.2 미만이다.
(b) V: 0질량% 초과 0.5질량% 이하, Cr: 0질량% 초과 1.0질량% 이하 및 Mo: 0질량% 초과 0.5질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유한다.
(c) B: 0질량% 초과 0.005질량% 이하를 추가로 함유한다.
삭제
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
화학 성분 조성으로부터 하기 식(1)에 기초해서 계산되는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs가 640℃ 이상인 후강판.
Bs(℃)=830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] …(1)
단, [C], [Mn], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는, 각각 C, Mn, Ni, Cr 및 Mo의 함유량(질량%)을 나타낸다.
C: 0.02∼0.10질량%, Mn: 1.0∼2.0질량%, Nb: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Ti: 0질량% 초과 0.05질량% 이하, Al: 0.01∼0.06질량%를 각각 함유함과 더불어, Si: 0.1∼0.6질량% 및 Cu: 0.1∼0.6질량%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고, Si와 Cu를 합계로 0.3질량% 이상 포함하고, B: 0질량% 초과 0.005질량% 이하를 추가로 함유하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 후강판으로서,
표층에서의 금속 조직이 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽을, 분율로 80면적% 이상 포함하고,
상기 페라이트 및 상부 베이나이트 중 적어도 한쪽의 결정립의 유효 결정 입경이 10.0μm 이하이고,
상기 표층에서의 금속 조직 중 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 결정립의 평균 원 상당 직경이 3.0μm 이하이며,
상기 표층에서의 금속 조직 중 페라이트 및 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직 중의 섬 형상 마텐자이트의 비율이, 분율로 5면적% 이하이고,
X선 회절로 측정했을 때의 전위 밀도 ρ의 값이 2.5×10¹⁵m^-1 이하이며,
또한,
판 두께를 t로 했을 때, 표면으로부터 판 두께 방향을 따라서 판 두께 t의 t/4 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행한 종단면에서의 금속 조직이, 상부 베이나이트를 분율로 80면적% 이상 포함하고,
상기 상부 베이나이트의 결정립의 유효 결정 입경이 10.0μm 이하이고,
상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 결정립의 평균 원 상당 직경이 3.0μm 이하인
것을 특징으로 하는 후강판.
삭제
제 6 항에 있어서,
화학 성분 조성이 하기 (a), (b) 중 적어도 어느 하나의 요건을 만족하는 후강판.
(a) Ni: 0질량% 초과 0.6질량% 이하를 추가로 함유하고, Ni량 [Ni]와 상기 Cu량 [Cu]의 비인 [Ni]/[Cu]가 1.2 미만이다.
(b) V: 0질량% 초과 0.5질량% 이하, Cr: 0질량% 초과 1.0질량% 이하 및 Mo: 0질량% 초과 0.5질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유한다.
삭제
제 6 항에 있어서,
상기 t/4 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서, EBSP법에 의해 관찰한 하나의 결정립 내에 있어서의 GAM이 1° 이상인 결정립을, 분율로 20면적% 이상 80면적% 이하 포함하는 후강판.
제 10 항에 있어서,
하기 식(2) 및 식(3)의 관계를 추가로 만족하는 후강판.
35×[Si]+18×[Mn]+17×[Ni]+16×[Cu]≥40 …(2)
21×{[Ti]-3.4[N]}+19×[Cr]+11×{[Nb]-7.7[C]}+10×[Mo]≤2 …(3)
단, [Si], [Mn], [Ni], [Cu], [Ti], [N], [Cr], [Nb], [C] 및 [Mo]는, 각각 Si, Mn, Ni, Cu, Ti, N, Cr, Nb, C 및 Mo의 함유량(질량%)을 나타내고, {[Ti]-3.4[N]}, {[Nb]-7.7[C]}가 음이 될 때는, 「0」으로 해서 계산한다.
제 10 항에 있어서,
화학 성분 조성이 하기 (a), (b) 중 적어도 어느 하나의 요건을 만족하는 후강판.
(a) Ni: 0질량% 초과 0.6질량% 이하를 추가로 함유하고, Ni량 [Ni]와 상기 Cu량 [Cu]의 비인 [Ni]/[Cu]가 1.2 미만이다.
(b) V: 0질량% 초과 0.5질량% 이하, Cr: 0질량% 초과 1.0질량% 이하 및 Mo: 0질량% 초과 0.5질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유한다.
삭제
제 11 항에 있어서,
화학 성분 조성이 하기 (a), (b) 중 적어도 어느 하나의 요건을 만족하는 후강판.
(a) Ni: 0질량% 초과 0.6질량% 이하를 추가로 함유하고, Ni량 [Ni]와 상기 Cu량 [Cu]의 비인 [Ni]/[Cu]가 1.2 미만이다.
(b) V: 0질량% 초과 0.5질량% 이하, Cr: 0질량% 초과 1.0질량% 이하 및 Mo: 0질량% 초과 0.5질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유한다.
삭제
제 6 항, 제 8 항, 제 10 항 내지 제 12 항 및 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
화학 성분 조성으로부터 하기 식(1)에 기초해서 계산되는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs가 640℃ 이상인 후강판.
Bs(℃)=830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] …(1)
단, [C], [Mn], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는, 각각 C, Mn, Ni, Cr 및 Mo의 함유량(질량%)을 나타낸다.