KR102239631B1 - 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

판두께가 50㎜를 초과하는 경우에 있어서도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖고, 또한 공업적으로 매우 간이한 프로세스로 제조할 수 있는 고강도 후강판을 제공한다.
질량％로, C: 0.03∼0.20％, Si: 0.03∼0.5％, Mn: 0.5∼2.2％, P: 0.02％ 이하, S: 0.01％ 이하, Ti: 0.005∼0.03％, Al: 0.005∼0.080％ 및, N: 0.0050％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 하기 (1)식으로 정의되는 Ceq가 하기 (2)식의 조건을 만족하는 성분 조성을 갖고, 판두께 1/2 위치에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 4.0 이상, 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 1.7 이상인 집합 조직을 갖는, 고강도 후강판.
Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋[Cu]/15＋[Ni]/15＋[Cr]/5＋[Mo]/5＋[V]/5 … (1)
Ceq≥0.40 … (2)

Description

고강도 후강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 고강도 후강판(thick steel plate)에 관한 것으로, 특히, 선박, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 이용되는, 취성 균열 전파 정지 특성(brittle crack arrestability)이 우수한 고강도 후강판에 관한 것이다. 또한, 본 발명은, 상기 고강도 후강판의 제조 방법에 관한 것이다.
선박이나, 해양 구조물, 저온 저장 탱크, 건축·토목 구조물 등의 대형 구조물에 있어서는, 취성 파괴에 수반하는 사고가 일어나면, 사회 경제나 환경 등으로의 영향이 크다. 그 때문에, 안전성의 향상이 항상 요구되고 있으며, 사용되는 강재에 대해서는, 사용 온도에 있어서의 인성(toughness)이나, 취성 균열 전파 정지 특성이 높은 레벨로 요구되고 있다.
컨테이너선이나 벌크 캐리어 등의 선박은, 그 구조상, 선체 외판(outer plate of ships hull)에 고강도의 후육재가 사용되어 있고, 최근에는, 선체의 대형화에 수반하여 한층 더 고강도화 및 후육화가 진행되고 있다. 일반적으로, 강판의 취성 균열 전파 정지 특성은, 고강도 혹은 후육재가 될수록 열화하는 경향에 있기 때문에, 취성 균열 전파 정지 특성으로의 요구도 한층 고도화되고 있다.
강재의 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단으로서는, 강 중의 Ni 함유량을 증가시키는 방법이 알려져 있다. 예를 들면, 액화 천연가스(LNG)의 저조(貯槽) 탱크에는, 9％ Ni 강이 상업 규모로 사용되고 있다. 그러나, 강 중 Ni량의 증가는 제조 비용의 대폭적인 상승을 초래하기 때문에, 상기 9％ Ni 강을 LNG 저조 탱크 이외의 용도에 이용하는 것은 어렵다.
다른 한편, LNG와 같은 극저온(cryogenic temperature)에까지 도달하지 않는, 예를 들면, 선박이나 라인 파이프 등의 용도에는, 판두께가 50㎜ 미만인 비교적 얇은 강재가 사용되고 있다. 그러한 얇은 강재에 있어서는, TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)법에 의해 세립화(細粒化)를 도모하여, 저온 인성을 향상시킴으로써, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 실현할 수 있다.
또한, 합금 비용을 상승시키는 일 없이 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 강의 조직이나 집합 조직을 제어하는 방법이, 여러 가지의 관점에서 제안되어 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에서는, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 표층부의 조직을 초미세화한 강재가 제안되어 있다. 취성 균열이 전파할 때에 강재 표층부에 발생하는 시어립(shear-lips)(소성 변형 영역)에 있어서의 결정립을 미세화함으로써, 전파하는 취성 균열이 갖는 전파 에너지가 흡수되고, 그 결과, 취성 균열 전파 정지 특성이 향상된다.
특허문헌 2에서는, 페라이트-펄라이트 주체의 마이크로 조직을 갖는 강재에 있어서 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 강판 표층에 있어서의 페라이트 입경, 페라이트립의 애스펙트비(aspect ratio) 및, 페라이트 입경의 표준 편차를 제어하는 것이 제안되어 있다.
특허문헌 3에서는, 페라이트 결정립을 미세화함과 함께, 페라이트 결정립 내에 형성되는 서브그레인(subgrain)을 제어함으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시킨 강판이 제안되어 있다.
또한, 제어 압연에 있어서, 변태한 페라이트에 압하를 가하여 집합 조직을 발달시킴으로써, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 방법도 알려져 있다. 이 방법에서는, 강재의 파괴면 상에 세퍼레이션을 판면과 평행한 방향으로 발생시켜, 취성 균열 선단의 응력을 완화시킴으로써, 취성 파괴에 대한 저항을 높이고 있다.
예를 들면, 특허문헌 4에는, 제어 압연에 의해 (110)면 X선 강도비를 2 이상으로 하고, 또한 원 상당 지름 20㎛ 이상의 조대한 결정립의 면적률을 10％ 이하로 함으로써, 내(耐)취성 파괴 특성을 향상시키는 것이 기재되어 있다.
특허문헌 5에서는, 판두께 내부의 압연면에 있어서의 (100)면의 X선 면강도비가 1.5 이상인, 조인트부의 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 용접 구조용 강이 제안되어 있다. 상기 용접 구조용 강에서는, 상기와 같이 집합 조직을 발달시킴으로써, 응력 부하 방향과 균열 전파 방향의 사이에 어긋남이 발생하고, 그 결과, 취성 균열 전파 정지 특성이 향상된다.
일본특허공고공보 평7-100814호 일본공개특허공보 2002-256375호 일본특허공보 제3467767호 일본특허공보 제3548349호 일본특허공보 제2659661호
그러나, 특허문헌 1, 2에 기재된 강재를 얻기 위해서는, 강재 표층부를 일단 냉각한 후에 복열(reheat)시키고, 또한 상기 복열 중에 가공을 더함으로써 조직을 제어할 필요가 있다. 그 때문에, 실생산 규모에서는 제어가 용이하지 않아, 압연, 냉각 설비로의 부하가 크다.
또한, 상기한 바와 같은 종래의 기술은, 모두 판두께 50㎜ 정도의 강판을 대상으로 한 것으로, 판두께 70㎜ 정도의 후육재로 적용한 경우에, 필요한 특성이 얻어지는지 어떤지는 불명하다. 특히, 선체 구조에 있어서 필요시 되는 판두께 방향의 균열 전파 특성에 대해서도 불명하다.
본 발명은, 상기한 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 판두께가 50㎜를 초과하는 경우에 있어서도 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖고, 또한 공업적으로 매우 간이한 프로세스로 제조할 수 있는 고강도 후강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은, 공업적으로 간이한 프로세스로, 상기 고강도 후강판을 안정적으로 제조할 수 있는, 고강도 후강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 고강도 후강판 및 당해 강판을 안정적으로 얻는 제조 방법에 대해서 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 인식을 얻었다.
(1) 오스테나이트역에서 압연을 완료하는 경우, 압연시의 온도가 저온일수록 높은 인성값과 집합 조직이 얻어진다. 그러나, 판두께가 50㎜를 초과하는 바와 같은 후강판에 있어서는, 변태점 부근까지 압연 온도를 내려 버리면, 도 1에 나타내는 바와 같이 강판의 표면과 판두께 중앙부의 온도차가 커지기 때문에, 표층부가 페라이트 조직으로 변태하고, 그 페라이트가 압연되어 표층부의 인성이 열화한다.
(2) 표층부의 페라이트 생성을 억제하기 위해서는 압연 온도를 올릴 필요가 있지만, 압연 온도를 올리면, 판두께 중심의 압연 온도를 충분히 낮게 할 수 없다.
(3) 판두께 중심부의 압연 온도가 충분히 낮지 않으면, 판두께 중심부의 결정 입경이 조대가 되어 인성이 불충분해지는 경우나, 균열 전파 정지 특성에 유리한 집합 조직의 집적도가 불충분해지는 경우가 있다.
상기의 문제를 해결하기 위해 더욱 검토를 거듭한 결과, 압연의 도중에 강판의 표리면을 가열함으로써 도 2에 나타낸 바와 같이 판두께 방향의 온도차를 저감할 수 있어, 지금까지 이상으로 낮은 온도에서 안정적으로 압연할 수 있는 것에 생각이 이르렀다. 이에 따라, 지금까지와 동(同) 정도의 조건하에서 열간 압연을 행한 경우에는, 더욱 높은 취성 균열 전파 정지 특성을 얻을 수 있다. 또한, 동 정도의 취성 균열 전파 정지 특성을 얻기 위해 필요한 압연 조건을, 지금까지에 비해 완화할 수 있다.
그리고, 상기 프로세스를 이용하여 판두께 1/2 위치 및 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도를 제어함으로써, 우수한 모재 인성을 가짐과 함께, 매우 우수한 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어지는 것을 알게 되었다.
이상의 인식에 기초하여 검토를 행하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 즉, 본 발명의 요지 구성은, 다음과 같다.
1. 질량％로,
C: 0.03∼0.20％,
Si: 0.03∼0.5％,
Mn: 0.5∼2.2％,
P: 0.02％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
Ti: 0.005∼0.03％,
Al: 0.005∼0.080％ 및,
N: 0.0050％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
또한 하기 (1)식으로 정의되는 Ceq가 하기 (2)식의 조건을 만족하는 성분 조성을 갖고,
판두께 1/2 위치에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 4.0 이상, 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 1.7 이상인 집합 조직을 갖는, 고강도 후강판.
기
Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋[Cu]/15＋[Ni]/15＋[Cr]/5＋[Mo]/5＋[V]/5 … (1)
Ceq≥0.40 … (2)
여기에서, 상기 (1)식에 있어서의 괄호는, 상기 고강도 후강판에 있어서의 당해 괄호 내의 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 당해 원소가 함유되어 있지 않은 경우에는 0으로 한다.
2. 판두께가 50∼100㎜이고,
Kca(－10℃)가 7000N/㎜3/2 이상,
판두께 1/4 위치에 있어서의 vE(－40℃)가 250J 이상, 또한
판두께 1/4 위치에 있어서의 인장 강도 TS가 570㎫ 이상인, 상기 1에 기재된 고강도 후강판.
3. 판두께 1/2 위치에 있어서의 조직에 차지하는 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상인, 상기 1 또는 2에 기재된 고강도 후강판.
4. 상기 성분 조성이, 질량％로,
Nb: 0.005∼0.05％,
Cu: 0.01∼0.5％,
Ni: 0.01∼1.5％ 및,
Cr: 0.01∼0.5％로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 추가로 함유하는, 상기 1∼3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 후강판.
5. 상기 성분 조성이, 질량％로,
Mo: 0.01∼0.5％,
V: 0.001∼0.10％,
B: 0.0030％ 이하,
Ca: 0.0050％ 이하 및,
REM: 0.0100％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 추가로 함유하는, 상기 1∼4 중 어느 한 항에 기재된 고강도 후강판.
6. 강판 표면으로부터 5㎜ 위치와 판두께 1/2 위치에 있어서의 vE(－40℃)가, 모두 250J 이상인, 상기 1 내지 4 중 어느 한 항에 기재된 고강도 후강판.
7. 상기 1∼6 중 어느 한 항에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법으로서,
상기 1, 4 및, 5 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1000∼1200℃의 가열 온도로 가열하는 가열 공정과,
가열된 상기 강을 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정을 갖고,
상기 열간 압연 공정이,
판두께 1/2 위치가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 열간 압연과,
판두께 1/2 위치가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연을 포함하고,
상기 열간 압연 공정의 사이에, 상기 강을 표리의 양면으로부터 가열하는, 고강도 후강판의 제조 방법.
8. 상기 열연 강판을, 3℃/s 이상의 냉각 속도로, 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각 공정을 추가로 갖는, 상기 7에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법.
9. 상기 냉각 공정에서 냉각된 열연 강판을, Ac1점 이하의 템퍼링 온도로 템퍼링하는 템퍼링 공정을 추가로 갖는, 상기 8에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법.
10. 상기 표리의 양면으로부터의 가열이 종료된 시점에 있어서의 상기 강의 표면과 판두께 1/2 위치에 있어서의 온도차를 30℃ 이하로 하는, 상기 7∼9 중 어느 한 항에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법.
11. 상기 표리의 양면으로부터의 가열을, 상기 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연의 개시보다 전에 행하는, 상기 7∼10 중 어느 한 항에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 판두께 1/2 위치와 강판 표면의 양자에 있어서의 집합 조직이 적절히 제어되기 때문에, 판두께가 50㎜를 초과하는 바와 같은 경우에 있어서도, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 후강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 후강판은, 예를 들면, 조선 분야에서는 컨테이너선, 벌크 캐리어의 강력 갑판부 구조에 있어서 해치 사이드 코밍(hatch side coaming)에 접합되는 갑판 부재로 적용함으로써 선박의 안전성 향상에 기여하는 바가 커서, 산업상 매우 유용하다.
도 1은 종래의 열간 압연에 있어서의, 강판의 판두께 방향에서의 온도 분포를 나타내는 개략도이다.
도 2는 본 발명의 열간 압연에 있어서의, 강판의 판두께 방향에서의 온도 분포를 나타내는 개략도이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다. 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 후강판에 있어서는, 성분 조성 및 집합 조직이 상기와 같이 규정된다.
[성분 조성]
우선, 본 발명에 있어서 강의 성분 조성을 상기와 같이 한정하는 이유를 설명한다. 또한, 성분 조성에 관한 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
C: 0.03∼0.20％
C는, 강의 강도를 향상시키는 원소로서, 본 발명에서는, 소망하는 강도를 확보하기 위해서는 0.03％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, C 함유량이 0.20％를 초과하면, 용접성이 열화할 뿐만 아니라 인성에도 악영향이 있다. 이 때문에, C 함유량은, 0.03∼0.20％로 한다. 또한, C 함유량은 0.05∼0.15％로 하는 것이 바람직하다.
Si: 0.03∼0.5％
Si는, 탈산 원소로서, 또한, 강의 강화 원소로서 유효하지만, 0.03％ 미만의 함유량에서는 그 효과가 없다. 한편, Si 함유량이 0.5％를 초과하면, 강의 표면 성상(surface quality)을 해칠 뿐만 아니라, 인성이 극단적으로 열화한다. 따라서, Si 함유량은 0.03∼0.5％로 한다. Si 함유량은 0.04∼0.40％로 하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.5∼2.2％
Mn은, 강화 원소로서 함유된다. Mn 함유량이 0.5％보다 적으면 그 효과가 충분하지 않다. 한편, Mn 함유량이 2.2％를 초과하면 용접성이 열화하는 것에 더하여, 강재 비용도 상승한다. 그 때문에, Mn 함유량은, 0.5∼2.2％로 한다.
P: 0.02％ 이하
P는, 강 중의 불가피적 불순물로서, 함유량이 많아지면 인성이 열화해 버린다. 그 때문에, 판두께가 50㎜ 초과하는 바와 같은 후강판에 있어서도 양호한 인성을 유지하기 위해, P 함유량을 0.02％ 이하로 한다. P 함유량은 0.01％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.006％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 하한에 대해서는 한정되지 않고, 0％라도 좋지만, 공업적으로는 0％ 초과이다.
S: 0.01％ 이하
S는, 강 중의 불가피적 불순물로서, 함유량이 많아지면 인성이 열화해 버린다. 그 때문에, 판두께가 50㎜ 초과하는 바와 같은 후강판에 있어서도 양호한 인성을 유지하기 위해, S 함유량을 0.01％ 이하로 한다. S 함유량은 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.003％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 하한에 대해서는 한정되지 않고, 0％라도 좋지만, 공업적으로는 0％ 초과이다.
Ti: 0.005∼0.03％
Ti는, 미량의 함유에 의해, 질화물, 탄화물, 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하여 모재 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 상기 효과는, Ti 함유량이 0.005％ 이상이면 얻을 수 있다. 한편, Ti 함유량이 0.03％를 초과하면, 모재 및 용접 열영향부에 있어서의 인성이 저하한다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.005∼0.03％로 한다. Ti 함유량은 0.006∼0.028％로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005∼0.080％
Al은, 탈산재로서 첨가되는 원소로서, 그 효과를 얻기 위해서는 0.005％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Al 함유량이 0.080％를 초과하면, 인성이 저하함과 함께, 용접한 경우에 용접 금속부의 인성이 저하한다. 이 때문에, Al 함유량은, 0.005∼0.080％로 한다. 또한, Al 함유량은, 0.020∼0.040％로 하는 것이 바람직하다.
N: 0.0050％ 이하
N은, 강 중의 Al과 결합하여, 압연 가공시의 결정 입경을 조정하고, 강을 강화하는 원소이다. 그러나, N 함유량이 0.0050％를 초과하면 인성이 열화하기 때문에, N 함유량은 0.0050％ 이하로 한다. 한편, N 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0015％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 후강판의 성분 조성은, 상기 원소와, 잔부의 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다.
또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서는, 더욱 특성을 향상시키기 위해, 상기 성분 조성이, Nb, Cu, Ni 및, Cr로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 추가로 임의로 함유하는 것이 가능하다.
Nb: 0.005∼0.05％
Nb는, NbC로서 페라이트 변태시 혹은 재가열시에 석출되어, 고강도화에 기여한다. 또한, Nb는, 오스테나이트역의 압연에 있어서 미재결정역을 확대시키는 효과를 갖고, 페라이트의 세립화에 기여하기 때문에, 인성의 개선에도 유효하다. 그 효과는 0.005％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 0.05％를 초과하여 함유하면, 조대한 NbC가 석출됨으로써, 오히려 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Nb를 함유하는 경우, Nb 함유량을 0.005∼0.05％로 한다.
Cu: 0.01∼0.5％
Cu는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소로서, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. 그 때문에, Cu 함유량은 0.01∼0.5％로 한다.
Ni: 0.01∼1.5％
Ni는, 강의 퀀칭성을 높이는 원소로서, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘된다. 한편, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시키는 것에 더하여, 합금의 비용 증가를 초래한다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.01∼1.5％로 한다.
Cr: 0.01∼0.5％
Cr은, Cu와 동일하게, 강의 퀀칭성을 높이는 원소로서, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. 그 때문에, Cr 함유량은 0.01∼0.5％로 한다.
또한, 본 발명의 다른 실시 형태에 있어서는, 더욱 특성을 향상시키기 위해, 상기 성분 조성이, Mo, V, B, Ca 및, REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 추가로 임의로 함유하는 것이 가능하다.
Mo: 0.01∼0.5％
Mo는, Cu나 Cr과 동일하게, 강의 퀀칭성을 높이는 원소로서, 압연 후의 강도 향상에 더하여, 인성, 고온 강도, 내후성 등의 기능 향상에 기여한다. 이들 효과는, 0.01％ 이상의 함유에 의해 발휘되지만, 과도한 함유는 인성이나 용접성을 오히려 열화시킨다. 그 때문에, Mo 함유량은 0.01∼0.5％로 한다.
V: 0.001∼0.10％
V는, V(CN)로서 석출되는 석출 강화에 의해, 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과는 V를 0.001％ 이상 함유시킴으로써 발휘된다. 한편, V를 0.10％를 초과하여 함유하면, 오히려 인성이 저하한다. 이 때문에, V를 함유시키는 경우에는, V 함유량을 0.001∼0.10％로 한다.
B: 0.0030％ 이하
B는, 미량으로 강의 퀀칭성을 높이는 효과를 갖는 원소로서, 임의로 함유시킬 수 있다. 그러나, B 함유량이 0.0030％를 초과하면, 용접부의 인성이 저하한다. 그 때문에, B 함유량을 0.0030％ 이하로 한다. 또한, B 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, B를 함유시키는 경우, 양호한 퀀칭성을 얻는다는 관점에서는, B 함유량을 0.0006％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0050％ 이하
Ca는, 용접 열영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소로서, 적당량의 함유이면 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없다. 따라서, 필요에 따라서 Ca를 함유할 수 있다. 그러나, 과도하게 Ca를 함유하면, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시킨다. 그 때문에, Ca를 함유시키는 경우에는, Ca 함유량을 0.0050％ 이하로 한다. 한편, Ca 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, Ca를 첨가하는 경우, 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ca 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
REM: 0.0100％ 이하
REM(희토류 금속)은, Ca와 동일하게, 용접 열영향부의 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소로서, 적당량의 함유이면 본 발명의 효과가 손상되는 일은 없다. 따라서, 임의로 REM을 함유할 수 있다. 그러나, 과도하게 REM을 함유하면, 조대한 개재물을 형성하여 모재의 인성을 열화시킨다. 그 때문에, REM을 함유시키는 경우에는, REM 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 한편, REM 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, REM을 첨가하는 경우, 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는 REM 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[Ceq]
추가로, 상기 성분 조성은, 하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 하기 (2)식의 조건을 만족하는 것이다.
Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋[Cu]/15＋[Ni]/15＋[Cr]/5＋[Mo]/5＋[V]/5 … (1)
Ceq≥0.40 … (2)
여기에서, 상기 (1)식에 있어서의 괄호는, 고강도 후강판에 있어서의 당해 괄호 내의 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 당해 원소가 함유되어 있지 않은 경우에는 0으로 한다.
Ceq를 0.40 이상으로 함으로써, 판두께가 50㎜를 초과하는 바와 같은 후강판에 있어서도, 강도 및 집합 조직 강도를 유지할 수 있다. 한편, Ceq의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 0.55 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.53 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.50 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
[집합 조직]
본 발명에서는, 압연 방향 또는 압연 직각 방향 등 판면에 평행한 방향으로 전파하는 균열에 대한 균열 전파 정지 특성을 향상시키기 위해, 판두께 1/2 위치 및 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도를 규정한다. 판두께 1/2 위치 및 강판 표면에 있어서, {113}<110> 방위를 발달시키면, 균열 진전에 앞서 미시적인 크랙이 발생하여 균열 진전의 저항이 된다. 또한, 여기에서 「판두께 1/2 위치」란 판두께 방향에 있어서의 중앙의 위치를 의미하고, 「강판 표면」이란, 스케일을 제거한 후의 강판의 표면으로부터 0.5㎜의 깊이의 위치를 의미한다.
구체적으로는, 판두께 1/2 위치에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 4.0 이상, 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 1.7 이상인 집합 조직으로 한다. 상기 조건을 충족하도록 집합 조직을 제어함으로써, 최근의 컨테이너선이나 벌크 캐리어 등 선체 외판에 이용되게 된 판두께가 50㎜를 초과하는 바와 같은 후강판에 있어서도, 구조 안전성을 확보하는데 있어서 목표시 되는 Kca(－10℃)≥7000N/㎜3/2의 취성 균열 전파 정지 특성을 얻을 수 있다. 여기에서, Kca(－10℃)는, －10℃에 있어서의 취성 균열 전파 정지 인성이다. 또한, 보다 우수한 균열 전파 정지 성능이 요구되는 경우에는, 판두께 1/2 위치에 있어서의 {113}<110> 방위 강도를 4.1 이상, 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도를 1.9 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 판두께 1/2 위치에 있어서의 {113}<110> 방위 강도의 상한은 특별히 한정되지 않고, 높으면 높을수록 좋지만, 일반적으로는 7.0 이하라도 좋다. 또한, 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도의 상한에 대해서도 특별히 한정되지 않고, 높으면 높을수록 좋지만, 일반적으로는 5.0 이하라도 좋다.
또한, 판두께 1/2 위치에 있어서의 {113}<110> 방위 강도와, 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도는, 각각 X선 극점도법에 의해, 랜덤 강도비로서 구하는 것이 가능하고, 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 상기 측정에 있어서는, 수 ％의 위치 오차는 허용된다.
[강판 내부의 조직]
판두께 1/2 위치에 있어서의 베이나이트의 면적 분율을 85％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 조직을 이와 같이 제어함으로써 취성 균열 전파 특성에 유리한 {113}<110> 방위를 높일 수 있다. 또한, 상기 베이나이트의 면적 분율은, 90％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 베이나이트의 면적 분율의 상한은 특별히 한정되지 않고, 100％라도 좋다. 또한, 베이나이트 이외의 잔부는, 특별히 한정되는 일 없이, 임의의 조직으로 할 수 있다. 그들 잔부 조직의 면적 분율의 합계는, 15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 면적 분율은, 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
[모재 인성]
상기와 같이 성분 조성과 집합 조직을 제어함으로써, 우수한 모재 인성을 갖는 고강도 후강판을 얻을 수 있다. 우수한 모재 인성을 갖는 것은, 균열의 진전을 억제하는데 있어서 중요하다. 구체적으로는, 판두께 1/4 위치에서의, －40℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지: vE(－40℃)를 250J 이상으로 하는 것이 바람직하고, 280J 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 300J 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 vE(－40℃)의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는, 420J 이하라도 좋고, 400J 이하라도 좋다.
또한, 고강도 후강판의 표면으로부터 5㎜의 위치(깊이)에 있어서의 vE(－40℃)를 250J 이상으로 하는 것이 바람직하고, 280J 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 300J 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 vE(－40℃)의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는, 420J 이하라도 좋고, 400J 이하라도 좋다.
본 발명에 있어서는, 후술하는 바와 같이, 열간 압연 공정의 사이에 강을 표리의 양면으로부터 가열함으로써, 강판 표면으로부터 5㎜ 위치와 판두께 1/2 위치에 있어서의 vE(－40℃)의 양자를 250J 이상으로 할 수 있다.
또한, 판두께 1/4 위치에 있어서의 샤르피 파면(破面) 전이 온도는 －40℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 샤르피 파면 전이 온도의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는, －130℃ 이상이라도 좋다.
[취성 균열 전파 정지 인성]
전술한 바와 같이, 본 발명의 고강도 후강판에 있어서는 집합 조직을 제어함으로써 Kca(－10℃)가 7000N/㎜3/2 이상이라는, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 실현할 수 있다. Kca(－10℃)는, 7500N/㎜3/2 이상으로 하는 것이 바람직하고, 8000N/㎜3/2 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 9000N/㎜3/2 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Kca(－10℃)의 값은 높을수록 바람직하기 때문에, 그 상한은 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는, 13000N/㎜3/2 이하라도 좋다. 또한, 상기 Kca(－10℃)의 값은 온도 구배형 ESSO 시험에 의해 측정할 수 있고, 구체적으로는 실시예에 기재된 방법으로 얻을 수 있다.
[인장 강도]
본 발명의 고강도 후강판의 인장 강도(TS)는, 특별히 한정되지 않지만, 판두께 1/4 위치에 있어서의 인장 강도 TS를 570㎫ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 580㎫ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 590㎫ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, TS의 상한에 대해서도 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는, 판두께 1/4 위치에 있어서의 인장 강도 TS가 700㎫ 이하라도 좋다.
[판두께]
본 발명의 고강도 후강판의 판두께는 특별히 한정되지 않고, 임의의 값으로 할 수 있다. 그러나, 판두께가 두꺼울수록 본 발명의 효과가 현저해지기 때문에, 판두께는, 50㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 50㎜ 초과로 하는 것이 보다 바람직하고, 60㎜ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 70㎜ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 판두께의 상한에 대해서도 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는 100㎜ 이하라도 좋다.
[제조 방법]
다음으로, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 후강판의 제조 방법을 설명한다.
본 발명의 고강도 후강판은, 전술한 성분 조성을 갖는 강을 특정의 조건으로 열간 압연함으로써 제조할 수 있다. 구체적으로는, 다음의 (1) 및 (2)의 공정을 순차 행한다.
(1) 강을 1000∼1200℃의 가열 온도로 가열하는 가열 공정.
(2) 가열된 상기 강을 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정.
그리고, 상기 (2) 열간 압연 공정에 있어서는, 다음의 (2-1) 및 (2-2)의 공정을 순차 행한다.
(2-1) 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 열간 압연(재결정역 압연).
(2-2) 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연(미재결정역 압연).
또한, 상기 (2) 열간 압연 공정의 후에, 다음의 (3)의 공정을 임의로 행할 수도 있다.
(3) 상기 열연 강판을, 3℃/s 이상의 냉각 속도로, 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각 공정.
또한, 상기 (3) 냉각 공정의 후에, 다음의 (4)의 공정을 임의로 행할 수도 있다.
(4) 상기 냉각 공정에서 냉각된 열연 강판을, Ac1점 이하의 템퍼링 온도로 템퍼링하는 템퍼링 공정.
이하, 상기 각 공정에 있어서의 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.
[가열 공정]
가열 온도: 1000∼1200℃
열간 압연에 앞서, 상기 성분 조성을 갖는 강을 가열한다. 그때, 가열 온도가 1000℃ 미만에서는, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 압연 시간을 충분히 확보할 수 없다. 한편, 가열 온도가 1200℃ 초과에서는, 오스테나이트립이 조대화하여, 인성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 산화 로스가 현저해져 수율이 저하한다. 그 때문에, 가열 온도는 1000∼1200℃로 한다. 또한, 강판의 인성 향상의 관점에서는, 상기 가열 온도를 1000∼1170℃로 하는 것이 바람직하고, 1050∼1170℃로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 가열 공정에 제공되는 강은, 특별히 한정되는 일 없이, 임의의 방법으로 제조할 수 있다. 예를 들면, 상기 성분 조성을 갖는 용강을 전로 등에서 용제하고, 연속 주조에 의해 얻은 강편(슬래브)을 이용할 수 있다.
[열간 압연]
이어서, 열간 압연을 행한다. 열간 압연 공정에 있어서는, 우선, (2-1) 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 열간 압연(재결정역 압연)을 행하고, 이어서, (2-2) 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연(미재결정역 압연)을 행한다. 상기 열간 압연 공정에 있어서의 압연 종료 온도는, 특별히 한정되지 않지만, Ar3점 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기 열간 압연에 있어서의 누적 압하율은 특별히 한정되지 않지만, (2-1) 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 열간 압연에 있어서의 누적 압하율(재결정 온도역 누적 압하율)을 12％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 재결정 온도역 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압연 부하의 관점에서 60％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, (2-2) 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연에 있어서의 누적 압하율(미재결정역 누적 압하율)을 45％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 미재결정 온도역 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압연 부하의 관점에서 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 집합 조직 제어의 관점에서는, 이와 같이 누적 압하율을 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서는, 상기 (2) 열간 압연 공정의 도중에, 상기 강을 표리의 양면으로부터 가열한다. 상기 가열에 의해, 판두께 방향에 있어서의 온도 분포를 제어하여, 강판 표면과 내부에 있어서의 온도차를 작게 할 수 있고, 그 결과, 전술한 판두께 중앙부와 강판 표면에 있어서의 집합 조직을 얻을 수 있다. 또한, 상기 양면으로부터의 가열을 행함으로써, 강판 표면으로부터 5㎜ 위치와 판두께 1/2 위치에 있어서의 vE(－40℃)를, 모두 250J 이상으로 할 수 있다.
상기 표리의 양면으로부터의 가열은, 당해 가열이 종료된 시점에 있어서의 상기 강의 표면과 판두께 1/2 위치에 있어서의 온도차가 30℃ 이하가 되도록 행하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 판두께 중앙을 보다 낮은 온도에서 압연하면서, 표면에 페라이트가 생성되는 것을 억제할 수 있다. 상기 온도차는, 20℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 10℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 상기 온도차는, 작으면 작을수록 바람직하기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않고, 0℃ 이상이라도 좋다.
또한, 상기 가열을 행하는 타이밍은 특별히 한정되지 않고, 열간 압연 공정의 도중이면 좋다. 그러나, 집합 조직 제어의 관점에서는, 가열 종료시보다 후에 행해지는 열간 압연의 누적 압하율이 45％ 이상이 되는 타이밍에서 당해 가열을 행하는 것이 바람직하고, 미재결정역 압연 개시 전에 행하는 것이 보다 바람직하고, 재결정역 압연 종료 후 또한 미재결정역 압연 개시 전에 행하는 것이 더욱 바람직하다. 미재결정역 압연 개시 전에 가열을 행하는 경우에는, 온도 제어의 관점에서는, 당해 가열이 종료되고 나서 30초 이내에 미재결정역 압연을 개시하는 것이 바람직하다.
상기 열간 압연 공정에 있어서의 가열은, 특별히 한정되는 일 없이, 유도 가열이나 로(爐) 가열 등, 임의의 방법으로 행할 수 있다.
미재결정역 압연의 도중에 강판 표면과 판두께 1/2 위치의 사이의 온도차가 커지는 경우에는, 추가로 미재결정역 압연의 도중에, 표면만 가열하는 것도 가능하다.
[냉각 공정]
냉각 속도: 3℃/s 이상
냉각 정지 온도: 500℃ 이하
압연이 종료된 강판은, 압연시에 발달시킨 집합 조직의 보존유지(保持)라는 관점에서는, 3℃/s 이상의 냉각 속도로, 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 10℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시 온도는, Ar3점 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[템퍼링 공정]
템퍼링 온도: Ac1점 이하
상기 냉각 공정의 후에 템퍼링 처리를 행하는 경우는, Ac1점 이하의 템퍼링 온도로 템퍼링을 행하는 것이 바람직하다. 템퍼링 온도가 Ac1점보다 높으면, 압연시에 발달시킨 집합 조직을 잃는 경우가 있기 때문이다. 템퍼링 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 이상의 설명에 있어서, 판두께 1/2 위치의 온도는, 방사 온도계로 측정한 강판 표면 온도로부터의 전열 계산, 혹은 사전에 측정한 중심 온도에 기초하는 계산에 의해 구한다. 또한, 압연 후의 냉각 조건에 있어서의 온도는, 판두께 1/2 위치에 있어서의 온도로 한다.
(실시예)
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.
표 1에 나타내는 각 성분 조성을 갖는 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 했다. 이어서, 상기 슬래브를 가열한 후, 판두께: 50∼100㎜가 되도록 열간 압연했다. 상기 가열과 열간 압연의 조건은, 표 2에 나타낸 대로 했다. 그 후, 표 2에 나타낸 조건으로 냉각을 행하고, 그 후, 방랭하여 고강도 후강판을 얻었다. 일부의 강판에 대해서는, 냉각 후에 표 2에 나타낸 온도로 템퍼링을 행했다.
상기 열간 압연의 도중에는, 일부의 비교예를 제외하고, 강을 표리의 양면으로부터 가열했다. 상기 가열은, 재결정역 압연 종료 후, 미재결정역 압연 개시 전에 행했다. 또한, 그때, 미재결정역 압연은, 가열 종료로부터 30초 이내에 개시했다. 상기 가열은, 분위기 로를 이용한 로 가열 및 고주파에 의한 유도 가열로 실시했다.
Figure 112019023394106-pct00001
Figure 112019023394106-pct00002
얻어진 고강도 후강판의 각각에 대해서, 이하의 방법에 의해, 인성, 인장 강도, 집합 조직, 조직 및, 취성 균열 전파 정지 특성을 평가했다. 평가 결과를 표 3에 나타낸다.
[인성]
얻어진 고강도 후강판의 인성을 평가하기 위해, 샤르피 충격 시험을 행하여, 각 강판의 (1) 강판 표면으로부터 5㎜의 위치, (2) 판두께 1/4 위치 및, (3) 판두께 1/2 위치의 3개소의, －40℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE(－40℃)를 측정했다. 상기 샤르피 충격 시험에는, JIS(일본공업규격)로 규정된 4호 충격 시험편(길이 55㎜, 폭 10㎜, 두께 10㎜)을 이용하고, 상기 시험편은, 당해 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향과 평행하게 되도록 채취했다. 또한, 상기 강판 표면으로부터 5㎜의 위치에 있어서의 vE(－40℃)를 측정하기 위해 이용하는 시험편은, 강판의 표면에 형성되어 있는 스케일(흑피)을 제거한 후, 당해 강판의 표면으로부터 채취했다. 시험편의 두께는 10㎜이기 때문에, 상기 시험편에 있어서의 측정 위치는, 당해 시험편의 두께 방향의 중심 위치, 즉, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 5㎜의 위치가 된다.
[인장 강도]
얻어진 고강도 후강판의 판두께 1/4 위치로부터, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 수직이 되도록, JIS 4호 시험편을 채취했다. 상기 시험편을 이용하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 인장 시험을 행하여, 판두께 1/4 위치에 있어서의 인장 강도(TS)를 구했다.
[집합 조직]
얻어진 고강도 후강판의 집합 조직을 평가하기 위해, (1) 판두께 1/2 위치 및 (2) 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도를, 이하의 방법으로 측정했다. 우선, 상기 강판의 표면에 형성되어 있는 스케일을 제거한 후, (1) 판두께 1/2 위치 및 (2) 강판의 표면으로부터 0.5㎜의 깊이의 위치가 측정 위치가 되도록, 판두께 두께 1㎜의 샘플을 채취했다. 이어서, 채취된 샘플의 판면에 평행한 면을 기계 연마·전해 연마함으로써, X선 회절용의 시험편을 준비했다. 또한, 판두께 표면의 샘플에 대해서는, 강판의 표면에 가까운 측의 면을 연마했다. 얻어진 시험편의 각각에 대해서, Mo 선원(線源)을 이용한 X선 회절 장치를 사용하여 X선 회절 측정을 실시하고, (200), (110) 및, (211) 정극점도를 구했다. 얻어진 정극점도로부터 3차원 결정 방위 밀도 함수를 산출함으로써, {113}<110> 방위 강도의 랜덤 강도에 대한 비를 산출했다.
[조직]
압연 방향과 평행한 면이 관찰면이 되도록, 판두께 1/2 위치로부터 시료를 채취했다. 상기 시료의 표면을 경면 연마한 후, 에칭에 의해 현출(現出)시킨 금속 조직의 광학 현미경 사진을 촬영하고, 화상 해석에 의해 베이나이트의 면적 분율을 평가했다.
[취성 균열 전파 정지 특성]
취성 균열 전파 정지 특성을 평가하기 위해, 온도 구배형 ESSO 시험을 행하여, 상기 고강도 후강판의 －10℃에 있어서의 Kca값(이하, Kca(－10℃)라고도 기재함)을 구했다. 상기 온도 구배형 ESSO 시험에는, 전체 두께 시험편을 이용했다.
표 3에 나타낸 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건을 충족하는 고강도 후강판은, 강판 표면으로부터 5㎜ 위치, 판두께 1/2 위치 및, 판두께 1/4 위치에 있어서의 vE(－40℃)가 250J 이상이고, Kca(－10℃)가 7000N/㎜3/2 이상으로, 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 구비하고 있었다. 한편, 본 발명의 조건을 충족하지 않는 비교예의 고강도 후강판은, 판두께 1/4 위치에 있어서의 vE(－40℃), Kca(－10℃)의 적어도 한쪽이 뒤떨어져 있었다.
Figure 112019023394106-pct00003

Claims (11)

  1. 질량％로,
    C: 0.03∼0.20％,
    Si: 0.03∼0.5％,
    Mn: 0.5∼2.2％,
    P: 0.02％ 이하,
    S: 0.01％ 이하,
    Ti: 0.005∼0.03％,
    Al: 0.005∼0.080％ 및,
    N: 0.0050％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    또한 하기 (1)식으로 정의되는 Ceq가 하기 (2)식의 조건을 만족하는 성분 조성을 갖고,
    판두께 1/2 위치에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 4.0 이상, 강판 표면에 있어서의 {113}<110> 방위 강도가 1.7 이상인 집합 조직을 갖고,
    강판 표면으로부터 5㎜ 위치와 판두께 1/2 위치에 있어서의 vE(－40℃)가, 모두 250J 이상인, 고강도 후강판.
    하기
    Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋[Cu]/15＋[Ni]/15＋[Cr]/5＋[Mo]/5＋[V]/5 … (1)
    Ceq≥0.40 … (2)
    여기에서, 상기 (1)식에 있어서의 괄호는, 상기 고강도 후강판에 있어서의 당해 괄호 내의 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 당해 원소가 함유되어 있지 않은 경우에는 0으로 한다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 하기 A군 및 B군의 어느 한쪽 또는 양쪽을 추가로 함유하는 고강도 후강판
    A군: 질량％로,
    Nb: 0.005∼0.05％,
    Cu: 0.01∼0.5％,
    Ni: 0.01∼1.5％ 및,
    Cr: 0.01∼0.5％로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상
    B군: 질량％로,
    Mo: 0.01∼0.5％,
    V: 0.001∼0.10％,
    B: 0.0030％ 이하,
    Ca: 0.0050％ 이하 및,
    REM: 0.0100％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1 또는 2 이상
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    판두께가 50∼100㎜이고,
    Kca(－10℃)가 7000N/㎜3/2 이상,
    판두께 1/4 위치에 있어서의 vE(－40℃)가 250J 이상, 또한
    판두께 1/4 위치에 있어서의 인장 강도 TS가 570㎫ 이상인, 고강도 후강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    판두께 1/2 위치에 있어서의 조직에 차지하는 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상인, 고강도 후강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 후강판의 제조 방법으로서,
    제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1000∼1200℃의 가열 온도로 가열하는 가열 공정과,
    가열된 상기 강을 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연 강판을, 3℃/s 이상의 냉각 속도로, 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각 공정을 갖고,
    상기 열간 압연 공정이,
    판두께 1/2 위치가 오스테나이트 재결정 온도역에서의 열간 압연과,
    판두께 1/2 위치가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연을 포함하고,
    상기 열간 압연 공정의 사이에, 상기 강을 표리의 양면으로부터 가열하는, 고강도 후강판의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 냉각 공정에서 냉각된 열연 강판을, Ac1점 이하의 템퍼링 온도로 템퍼링하는 템퍼링 공정을 추가로 갖는, 고강도 후강판의 제조 방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 표리의 양면으로부터의 가열이 종료된 시점에 있어서의 상기 강의 표면과 판두께 1/2 위치에 있어서의 온도차를 30℃ 이하로 하는, 고강도 후강판의 제조 방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 표리의 양면으로부터의 가열을, 상기 판두께 1/2 위치가 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연의 개시보다 전에 행하는, 고강도 후강판의 제조 방법.
  9. 삭제
  10. 삭제
  11. 삭제
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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CN114423878B (zh) * 2019-09-20 2023-01-17 杰富意钢铁株式会社 厚钢板及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS548349A (en) 1977-06-22 1979-01-22 Mitsubishi Electric Corp Elevator door device
JP2659661B2 (ja) 1993-01-06 1997-09-30 新日本製鐵株式会社 継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接用構造用鋼とその製造方法
JPH07100814A (ja) 1993-10-04 1995-04-18 Sekisui Chem Co Ltd セメント成形品の製造方法
JP3467767B2 (ja) 1998-03-13 2003-11-17 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材およびその製造方法
JP4077167B2 (ja) 2001-02-28 2008-04-16 株式会社神戸製鋼所 アレスト特性に優れた鋼板およびその製法
JP5064150B2 (ja) * 2006-12-14 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板
JP5733424B2 (ja) * 2011-12-27 2015-06-10 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5900312B2 (ja) * 2011-12-27 2016-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5304925B2 (ja) * 2011-12-27 2013-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
KR101617115B1 (ko) * 2012-01-05 2016-04-29 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5598618B1 (ja) * 2013-03-26 2014-10-01 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板およびその製造方法

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