KR20100075982A - 고강도 후강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

질량％로, C:0.18％ 이상, 0.23％ 이하, Si:0.1％ 이상, 0.5％ 이하, Mn:1.0％ 이상, 2.0％ 이하, P:0.020％ 이하, S:0.010％ 이하, Cu:0.5％ 초과, 3.0％ 이하, Ni:0.25％ 이상, 2.0％ 이하, Nb:0.003％ 이상, 0.10％ 이하, Al:0.05％ 이상, 0.15％ 이하, B:0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하, N:0.006％ 이하를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]를, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 농도(질량％)로 한 경우에, Pcm＝[C]＋[Si]/30＋[Mn]/20＋[Cu]/20＋[Ni]/60＋[Cr]/20＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B]에 의해 산출되는 용접 균열 감수성 지표(Pcm)가 0.39％ 이하인 것을 만족하는 성분 조성을 갖고, A_c3 변태점이 850℃ 이하이고, 마르텐사이트 조직 분율이 90％ 이상이고, 항복 강도가 1300㎫ 이상이고, 인장 강도가 1400㎫ 이상 또한 1650㎫ 이하이고, 또한 인장 강도와, 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 이용하여, Nγ＝-3＋log₂m에 의해 산출되는 구 오스테나이트 결정 입도 번호(Nγ)가, 상기 인장 강도를 [TS](㎫)로 한 경우에, 상기 인장 강도가 1550㎫ 미만에서는 Nγ≥([TS]－1400)×0.006＋7.0을 만족하고, 상기 인장 강도가 1550㎫ 이상에서는 Nγ≥([TS]－1550)×0.01＋7.9를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 후강판.

Description

고강도 후강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH THICK STEEL SHEET AND PRODUCING METHOD THEREFOR}

본 발명은 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 이용되고, 내(耐)지연 파괴 특성 및 용접성이 우수하고, 항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 고강도이며, 판 두께 4.5㎜ 이상, 25㎜ 이하인 고강도 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2008년 11월 11일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2008-288859호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 본원에 원용한다.

최근, 세계적인 건설 수요를 배경으로, 크레인이나 콘크리트 펌프차 등의 건설 기계의 생산이 계속해서 증가하고 있고, 동시에 이들 건설 기계의 대형화가 진행되고 있다. 건설 기계의 대형화에 수반되는 중량 증가를 억제하기 위해, 구조 부재의 경량화 필요성이 보다 높아지고 있어, 항복 강도 900㎫ 내지는 1100㎫급의 고강도 강으로의 시프트가 진행되고 있다. 최근에는, 더욱 고강도인 항복 강도 1300㎫ 이상(인장 강도 1400㎫ 이상)의 구조 부재용 후강판의 수요가 높아지고 있다.

일반적으로 인장 강도가 1200㎫를 초과하면, 수소에 의한 지연 균열이 발생할 가능성이 있다. 그로 인해, 특히 항복 강도 1300㎫(인장 강도 1400㎫)급의 강판에 대해서는, 높은 내지연 파괴 특성이 요구된다. 또한, 고강도로 될수록 굽힘 가공성이나 용접성 등의 사용 성능면에서 불리하다. 따라서, 이들의 사용 성능에 대해서도 종래의 1100㎫급 고강도 강에 비해 저하되지 않는 것이 요구된다.

항복 강도 1300㎫급의 구조 부재용 후강판에 관한 기술 개시에 대해서는, 예를 들어 특허 문헌 1에 있어서, 인장 강도가 1370 내지 1960N/㎟급이고 또한 내수소 취화 특성도 우수한 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나 특허 문헌 1의 기술은, 두께 1.8㎜의 냉연 강판에 관한 것으로, 70℃/sec 이상의 높은 냉각 속도를 전제로 하고 있어, 용접성에 대해 전혀 고려되어 있지 않다.

한편, 고강도 강의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 기술로서, 종래부터 결정 입경을 미세화하는 기술이 알려져 있다. 특허 문헌 2가 그 기술의 예이다. 그러나 이 예에서는, 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해, 구 오스테나이트 결정 입경을 5㎛ 이하로 할 필요가 있다. 그러나 통상의 제조 프로세스에서는, 후강판의 결정 입경을 이러한 크기까지 미세화하는 것은 용이하지 않다. 특허 문헌 2에 개시되는 기술은, 모두 켄칭 전의 급속 가열에 의해 구 오스테나이트 결정 입경을 미세화하는 기술이다. 그러나 후강판을 급속 가열하기 위해서는, 특수한 가열 설비가 필요해지므로, 그 기술의 실현은 어렵다. 또한, 결정립 미세화에 수반하여 켄칭성이 저하되므로, 강도를 확보하기 위해서는 합금 원소가 더 필요해진다. 그로 인해, 용접성이나 경제성의 관점으로부터도 과도한 결정립 미세화는 바람직하지 않다.

내마모성이 요구되는 용도로는, 항복 강도 1300㎫급에 상당하는 고강도의 강재가 널리 사용되고 있고, 내지연 파괴 특성이 고려된 강재의 예도 있다. 예를 들어, 특허 문헌 3 및 특허 문헌 4에는, 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강이 개시되어 있다. 특허 문헌 3 및 특허 문헌 4의 인장 강도는, 각각 1400㎫ 내지 1500㎫, 1450㎫ 내지 1600㎫이다. 그러나 특허 문헌 3 및 특허 문헌 4 모두 항복 응력에 대해서는 기재되어 있지 않다. 내마모성에 대해서는 경도가 중요한 인자이므로, 인장 강도는 내마모성에 영향을 미친다. 그러나 항복 강도는, 내마모성에 그다지 영향을 미치지 않으므로, 통상 내마모 강에서는 항복 강도는 고려되지 않는다. 그로 인해, 이들 문헌에 기재된 강재는, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재로서는 적절하지 않다고 생각된다.

특허 문헌 5에서는, 구 오스테나이트립의 신장화와, 급속 가열 템퍼링에 의해 항복 강도 1300㎫급의 고강도 볼트 강재의 내지연 파괴 특성을 향상시키고 있다. 그러나 급속 가열 템퍼링은, 통상의 후판의 열처리 설비로는 곤란하므로, 후강판에의 적용은 어렵다.

특허 문헌 6에는, 강의 내후성을 높여 볼트 부품의 지연 파괴를 억제하기 위해, 다량의 Ni를 첨가하는 기술이 개시되어 있다. 그러나 필수 조건으로서 고가인 Ni를 2.3％ 이상 첨가하므로, 비용면에서 후판에의 적용은 실용적이지 않다.

특허 문헌 7에는, 생성 녹을 치밀화하여 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해 P와 Cu를 동시 첨가하는 기술이 개시되어 있다. 그러나 P를 높이면 인성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, 항복 강도 1300㎫급 고강도 후강판에서는, 강도와 인성의 밸런스를 확보하는 것이 어려워지므로, 이 기술은 적용할 수 없다.

이와 같이, 항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상이며, 내지연 파괴 특성이나, 굽힘 가공성, 용접성 등의 사용 성능을 구비한 구조 부재용 고강도 후강판 강재를 경제적으로 얻기 위해서는, 종래의 기술로는 충분하지 않았다.

일본 특허 출원 공개 평7-90488호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-80903호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-229075호 공보 일본 특허 출원 공개 평1-149921호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-263876호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-107139호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-311601호 공보

본 발명의 목적은, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 이용되는 내지연 파괴 특성, 굽힘 가공성 및 용접성이 우수한 항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 구조 부재용 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

항복 강도 1300㎫ 이상 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 고강도를 얻기 위한 가장 경제적인 수단은, 일정 온도로부터의 켄칭 열처리에 의해 강재 조직을 마르텐사이트로 하는 것이다. 마르텐사이트 조직을 얻기 위해서는, 강의 켄칭성과 냉각 속도가 적절해야만 한다. 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재로서 이용되는 후강판의 판 두께는, 25㎜ 이하가 대부분이다. 판 두께 25㎜의 경우, 수냉에 의한 켄칭 열처리시의 판 두께 중심부의 평균 냉각 속도는, 통상 20℃/sec 이상이다. 그로 인해, 20℃/sec 이상의 냉각 속도에 있어서 마르텐사이트 조직이 되는 충분한 켄칭성을 갖도록 강재 조성을 조정할 필요가 있다. 본 발명에 있어서의 마르텐사이트 조직은, 켄칭 후에 거의 풀(full) 마르텐사이트로 되어 있을 것이라 생각되는 조직이다. 구체적으로는, 마르텐사이트 조직 분율이 90％ 이상이고, 잔류 오스테나이트나 페라이트, 베이나이트 등 마르텐사이트 이외의 조직 분율이 10％ 미만이다. 마르텐사이트 조직 분율이 낮으면, 일정한 강도를 얻기 위해 여분의 합금 원소가 필요해진다.

켄칭성과 강도를 높이기 위해서는, 합금 원소를 많이 첨가하면 좋다. 그러나 합금 원소가 증가하면 용접성이 저하된다. 발명자는 판 두께가 25㎜이고, 구 오스테나이트 결정 입도 번호가 7 내지 11이고, 또한 항복 강도가 1300㎫ 이상 또한 인장 강도가 1400㎫ 이상인 각종 강판에 대해, JIS Z 3158에 규정되는 y형 용접 균열 시험을 실시하여, 용접 균열 감수성 지표(Pcm)와, 예열 온도의 관계를 조사하였다. 그 결과를 도 1에 나타낸다. 용접 시공상의 부하를 경감시키기 위해서는, 가능한 한 예열 온도가 낮은 것이 바람직하다. 여기서는, 판 두께가 25㎜인 경우에 균열 정지 예열 온도, 즉 루트 균열률이 0이 되는 예열 온도가 175℃ 이하인 것을 목표로 하였다. 도 1로부터, 예열 온도 175℃에서, 루트 균열률이 완전히 0이 되기 위한 Pcm은 0.39％ 이하이고, 이 Pcm을 합금 첨가량의 상한의 목표로 하였다.

용접 균열은 예열 온도의 영향이 크고, 도 1에는 용접 균열과 예열 온도의 관계를 나타내고 있다. 전술한 바와 같이 150℃의 예열 온도에 있어서 루트 균열이 완전히 0이 되기 위해서는, Pcm이 0.39％ 이하인 것이 필요하다. 150℃의 예열 온도에 있어서 루트 균열이 완전히 0이 되기 위해서는, Pcm이 0.37％ 이하인 것이 필요하다.

또한, 마르텐사이트 조직 강의 내지연 파괴 특성은, 강도에 크게 의존한다. 인장 강도가 1200㎫를 초과하면, 지연 파괴를 발생할 가능성이 있다. 또한, 고강도로 됨에 따라서 지연 파괴에 대한 감수성이 커진다. 마르텐사이트 조직 강의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 수단으로서, 상술한 바와 같이 구 오스테나이트 입경을 미세화시키는 방법이 있다. 그러나 결정립 미세화에 수반하여 켄칭성이 저하되므로, 강도를 확보하기 위해서는 보다 다량의 합금 원소가 필요해진다. 그로 인해, 용접성이나 경제성의 관점에서, 결정립 미세화에 의한 입경의 하한을 정해도 좋다. 예를 들어, 후술하는 구 오스테나이트 입도 번호를 12 이하로 해도 좋다.

발명자는, 결정 입경을 과도하게 미세화하는 일 없이, 마르텐사이트 조직 강의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 방법에 대해 다양한 검토를 행하였다. 그 결과, 환경으로부터의 침입 수소량을 저감시키는 것이 지연 파괴 특성에 매우 유효한 것을 발견하였다. 이 환경으로부터의 침입 수소량을 크게 저감시키기 위해서는, 강재의 Cu량을 증가시키는 것과, P량을 저감시키는 것이 효과적이라고 하는 중요한 지식을 얻었다. Cu 첨가와 P 저감에 의한 침입 수소량 저감의 기구는 명확하지 않다. 그러나 Cu량을 증가시키고, P량을 저감시킴으로써, 강재의 내식성이 크게 변화되는 일은 없다. 이 경우에는, 내식성과 침입 수소량 저감의 상관 관계는, 특별히 보이지 않는다.

내지연 파괴 특성의 평가는, 지연 파괴 시험에서 파단되지 않는 수소량의 상한값인 「한계 확산성 수소량」으로 평가하였다. 이 방법은, 철과 강, Vol.83(1997), p454에 기재되어 있다. 구체적으로는, 도 2에 도시하는 형상의 노치 시험편에, 둥근 막대 전해 수소 차지에 의해 다양한 양의 확산성 수소를 시료에 함유시킨 후, 시료 표면에 도금 처리를 실시하여 수소의 분산(dispersion)을 방지하였다. 이 시험편에 대기 중에서 소정의 하중을 부하하여 보유 지지하고, 지연 파괴가 발생할 때까지의 시간을 측정하였다. 지연 파괴 시험에 있어서의 부하 응력은, 각각의 강재의 인장 강도의 0.8배로 하였다. 도 3은, 확산성 수소량과 지연 파괴에 이르기까지의 파단 시간과의 관계의 일례이다. 시료 중에 포함되는 확산성 수소량이 적어질수록 지연 파괴에 이르기까지의 시간이 길어진다. 또한, 확산성 수소량이 어느 값 이하에서는, 지연 파괴가 발생하지 않게 된다. 시험 후 신속하게 시험편을 회수하여, 가스 크로마토그래프에 의해 100℃/hr의 승온 조건으로 400℃까지 승온하여 측정한 수소량의 적분값을 「확산성 수소량」이라 정의한다. 또한, 시험편이 파단되지 않게 되는 한계의 수소량을 「한계 확산성 수소량(Hc)」이라 정의한다.

한편, 환경으로부터 강재에 침입하는 수소량을 평가하기 위해, 부식 촉진 시험을 행하였다. 이 시험에서는, 5 질량％ NaCl 용액을 이용하여, 도 4에 나타내는 사이클로 30일간 건습 반복을 행한다. 시험 후, 강재 중에 침입한 수소량을 확산성 수소량과 동일한 승온 조건으로 가스 크로마토그래프를 이용하여 측정한 수소량의 적분값을 「환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)」이라 정의한다.

「한계 확산성 수소량(Hc)」이 「환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)」보다도 상대적으로 충분히 높으면, 내지연 파괴 특성이 높다고 생각할 수 있다.

HE에 대한 Cu 및 P의 영향을, 각각 도 5 및 도 6에 나타낸다. 도 5에 나타내는 바와 같이, Cu 첨가에 의해 HE가 저하된다. 특히, 1.0％를 초과하는 Cu의 첨가에 의해 보다 현저하게 HE가 저하된다. 또한, 도 6에 나타내는 바와 같이, P에 대해서는 함유량이 높을수록 HE가 커지는 경향이 있다.

또한, 발명자는 강판의 인장 강도와 구 오스테나이트 입경이, 마르텐사이트 조직 강의 내지연 파괴 특성에 미치는 영향을 상세하게 검토하였다. 구 오스테나이트 입경은, 구 오스테나이트 입도 번호에 의해 평가하였다. 도 7은, Cu를 1.20 내지 1.55％, P를 0.002 내지 0.004％ 함유하는 마르텐사이트 조직 강에 대해, 인장 강도와 구 오스테나이트 입경을 변화시켜 Hc 및 HE를 조사한 결과이다. 도 7에서는, Hc/HE가 3보다 큰 경우에, 내지연 파괴 특성이 양호하다고 평가하고 있다. 또한, Hc/HE＞3을 ○로, Hc/HE≤3을 ×로 나타내고 있다. 도 7로부터, 내지연 파괴 특성은, 인장 강도와 구 오스테나이트 입도 번호(Nγ)로 잘 정리되는 것을 알 수 있다.

즉, Cu 첨가 및 P 저감에 의해 HE를 낮게 하면서, 인장 강도와 구 오스테나이트 입경을 일정한 범위로 제어함으로써 Hc를 높게 하여, Hc/HE를 크게 한다. 이러한 제어에 의해, 과도한 결정립 미세화에 의존하는 일 없이, 내지연 파괴 특성을 확실하게 향상시킬 수 있는 것을 나타내고 있다.

구체적으로는, 도 7로부터, 인장 강도 1400㎫ 이상에 있어서, Hc/HE＞3을 확실하게 만족시키기(Hc/HE≤3이 되는 일이 없음) 위해서는, 이하의 (a) 및 (b)의 관계를 만족하고 있으면 된다.

(a) 인장 강도가 1400㎫ 이상, 1550㎫ 미만인 경우는, Nγ≥([TS]－1400)×0.006＋7.0

(b) 인장 강도가 1550㎫ 이상, 1650㎫ 이하인 경우는, Nγ≥([TS]－1550)×0.01＋7.9

여기서, [TS]는 인장 강도(㎫), Nγ는 구 오스테나이트 결정 입도 번호이다. (a), (b)를 만족시키는 범위는, 도 7 중의 굵은선으로 둘러싸인 영역으로 나타내어진다. 또한, 구 오스테나이트 결정 입도 번호는, JIS G 0551(2005)(ISO 643)의 방법으로 측정하였다. 즉, 구 오스테나이트 결정 입도 번호는, 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 이용하여, G＝-3＋log₂m에 의해 산출된다.

또한, 1650㎫를 초과하면 굽힘 가공성이 크게 저하되므로, 인장 강도의 상한을 1650㎫로 한다.

마르텐사이트 조직 강의 강도는, C량 및 템퍼링 온도의 영향을 크게 받는다. 그로 인해, 항복 강도를 1300㎫ 이상, 또한 인장 강도를 1400㎫ 이상, 1650㎫ 이하로 하기 위해서는, C량과 템퍼링 온도를 적절하게 선택할 필요가 있다. 도 8 및 도 9는, 각각 마르텐사이트 조직 강의 항복 강도와 인장 강도에 대한, C량 및 템퍼링 온도의 영향을 나타내고 있다.

템퍼링 열처리를 하지 않는 경우, 즉 켄칭된 상태에서는 마르텐사이트 조직의 항복비는 낮다. 그로 인해, 인장 강도는 높은 반면, 항복 강도가 낮아진다. 항복 강도를 1300㎫ 이상으로 하기 위해서는, C량은 약 0.24％ 이상이 필요하다. 그러나 이 C량으로는 인장 강도 1650㎫ 이하를 만족시키는 것이 어렵다.

한편, 450℃ 이상에서 템퍼링 열처리된 마르텐사이트 조직에서는, 항복비는 증가하지만, 인장 강도가 크게 저하된다. 1400㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, C량을 약 0.35％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나 이 C량으로는, 용접성을 확보하기 위해 Pcm을 0.39％ 이하로 하는 것은 곤란하다.

마르텐사이트 조직 강을 200℃ 이상, 300℃ 이하의 저온에서 템퍼링 열처리함으로써, 인장 강도를 그다지 저하시키지 않고 항복비를 높일 수 있다. 이 경우에는, 상기한 항복 강도 1300㎫ 이상, 또한 인장 강도 1400㎫ 이상 1650㎫ 이하의 조건을 만족시키는 것이 가능해진다.

또한, 마르텐사이트 조직 강을 300℃ 초과, 450℃ 미만 정도의 온도에서 템퍼링한 경우, 이른바 저온 템퍼링 취화에 의해 인성이 저하되는 문제가 있다. 그러나 템퍼링 온도가 200℃ 이상, 300℃ 이하이면, 이 템퍼링 취화는 발생하지 않으므로 인성 저하는 문제가 되지 않는다.

이상의 점으로부터, 적절한 C량과 합금 원소를 함유하는 마르텐사이트 조직 강을 200℃ 이상 300℃ 이하의 저온에서 템퍼링함으로써, 인성 저하를 수반하는 일 없이 항복비를 상승시킬 수 있어, 비교적 적은 합금 원소 첨가량으로, 1300㎫ 이상의 높은 항복 강도와, 1400㎫ 이상, 1650㎫ 이하의 인장 강도를 양립시킬 수 있다고 하는 지식을 얻는 것에 이르렀다.

본 발명에서는, 구 오스테나이트 입경을 현저하게 미세화시킬 필요는 없다. 그러나 상기 (a) 및 (b)를 만족시키는 구 오스테나이트 입도 번호로의 적당한 입경 제어가 필요하다. 발명자는, 제조 조건 등을 다양하게 검토한 결과, 다음과 같은 제조 방법에 의해, 상기 (a) 및 (b)를 만족시키는 구 오스테나이트 입도 번호의 폴리고날 정립을 용이하게, 또한 안정적으로 얻을 수 있다고 하는 지식을 얻었다. 즉, 강판에 Nb를 적량 첨가하고, 열간 압연시에 적당한 제어 압연을 행하여, 켄칭 전의 강판에 적당한 가공 변형을 도입한다. 그 후, 가열 온도를 A_c3 변태점＋20℃ 이상, 또한 870℃ 이하의 범위에서 재가열 켄칭을 행한다. 재가열 온도가 A_c3 변태점의 바로 위에서는, 오스테나이트화가 충분하지 않아 혼립 조직이 되어, 오히려 오스테나이트의 평균 입경이 작아진다. 그로 인해, 재가열 온도를 A_c3 변태점＋20℃ 이상으로 하였다. 도 10에, 켄칭 가열 온도(재가열 온도)와 구 오스테나이트 입경과의 관계의 일례를 나타낸다.

이들 지식에 의해, 항복 강도 1300㎫ 이상, 또한 인장 강도 1400㎫ 이상(바람직하게는 1400 내지 1650㎫)이고, 내지연 파괴 특성 및 용접성이 우수한 판 두께 4.5㎜ 내지 25㎜의 후강판을 얻을 수 있다.

본 발명의 요지는, 하기와 같다.

(1) 질량％로, C:0.18％ 이상, 0.23％ 이하, Si:0.1％ 이상, 0.5％ 이하, Mn:1.0％ 이상, 2.0％ 이하, P:0.020％ 이하, S:0.010％ 이하, Cu:0.5％ 초과, 3.0％ 이하, Ni:0.25％ 이상, 2.0％ 이하, Nb:0.003％ 이상, 0.10％ 이하, Al:0.05％ 이상, 0.15％ 이하, B:0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하, N:0.006％ 이하를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]를, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 농도(질량％)로 한 경우에, Pcm＝[C]＋[Si]/30＋[Mn]/20＋[Cu]/20＋[Ni]/60＋[Cr]/20＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B]에 의해 산출되는 용접 균열 감수성 지표(Pcm)가 0.39％ 이하인 것을 만족하는 성분 조성을 갖고, A_c3 변태점이 850℃ 이하이고, 마르텐사이트 조직 분율이 90％ 이상이고, 항복 강도가 1300㎫ 이상이고, 인장 강도가 1400㎫ 이상 또한 1650㎫ 이하이고, 또한 인장 강도와, 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 이용하여, Nγ＝-3＋log₂m에 의해 산출되는 구 오스테나이트 결정 입도 번호(Nγ)가, 상기 인장 강도를 [TS](㎫)로 한 경우에, 상기 인장 강도가 1550㎫ 미만에서는 Nγ≥([TS]－1400)×0.006＋7.0을 만족하고, 상기 인장 강도가 1550㎫ 이상에서는 Nγ≥([TS]－1550)×0.01＋7.9를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 후강판.

(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 강판에서는, 질량％로, Cr:0.05％ 이상, 1.5％ 이하, Mo:0.03％ 이상, 0.5％ 이하, V:0.01％ 이상, 0.10％ 이하 중 1종 이상을 더 포함해도 좋다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 판 두께가 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하라도 좋다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성을 갖는 강편 또는 주편을 1100℃ 이상으로 가열하고, 판 두께가 4.5㎜ 이상, 25㎜ 이하의 강판이 되도록, 930℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이상, 65％ 이하이고, 860℃ 이상에서 압연을 종료하는 열간 압연을 행하고, 냉각 후, 상기 강판을 A_c3 변태점＋20℃ 이상, 또한 870℃ 이하의 온도로 재가열하고, 그 후, 600℃로부터 300℃까지의 상기 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 이상이 되는 냉각 조건으로 200℃ 이하까지 가속 냉각을 행하고, 그 후, 200℃ 이상, 300℃ 이하의 온도 범위에서 템퍼링 열처리를 더 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 후강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 이용되는 내지연 파괴 특성, 굽힘 가공성 및 용접성이 우수한 항복 강도 1300㎫ 이상이고 또한 인장 강도 1400㎫ 이상의 고강도 후강판을 경제적으로 제공할 수 있다.

도 1은 Pcm과 y형 용접 균열 시험에 있어서의 균열 정지 예열 온도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 내수소 취화 특성 평가용 노치 시험편의 설명도이다.
도 3은 확산성 수소량과 지연 파괴에 이르기까지의 파단 시간의 관계의 일례를 나타내는 그래프이다.
도 4는 부식 촉진 시험의, 건습 및 온도 변화의 반복 조건을 나타내는 그래프이다.
도 5는 Cu량과 환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 P량과 환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 7은 구 오스테나이트 입도 번호, 인장 강도와, 내지연 파괴 특성의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 8은 마르텐사이트 조직 강의 C량, 템퍼링 온도와 항복 응력의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 9는 마르텐사이트 조직 강의 C량, 템퍼링 온도와 인장 응력의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 10은 마르텐사이트 조직 강의 켄칭 가열 온도와 구 오스테나이트 결정 입도 번호의 관계의 일례를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 강 성분의 한정 이유를 서술한다.

C는, 마르텐사이트 조직의 강도에 크게 영향을 미치는 중요한 원소이다. 본 발명에 있어서, C 함유량은 마르텐사이트 조직 분율이 90％ 이상일 때에, 1300㎫ 이상의 항복 강도와, 1400㎫ 이상, 1650㎫ 이하의 인장 강도를 얻기 위해 필요한 양으로서 결정된다. C량의 범위는, 0.18％ 이상 0.23％ 이하이다. C량이 0.18％ 미만에서는, 강판은 소정의 강도를 갖지 않는다. 또한, C량이 0.23％ 초과에서는, 강판의 강도가 지나치게 나오거나, 가공성이 열화된다. 강도를 안정적으로 확보하기 위해, C량의 하한을 0.19％로, C량의 상한을 0.22％ 또는 0.21％로 제한해도 좋다.

Si는, 탈산재 및 강화 원소로서 작용하고, 0.1％ 이상의 첨가에서 그 효과가 확인된다. 그러나 Si를 많이 첨가하면 A_c3점(A_c3 변태점)이 높아지고, 또한 인성을 저해시킬 우려도 있다. 그로 인해, Si량의 상한을 0.5％로 한다. 탈산, 강도 및 인성의 개선을 위해, Si량의 하한을 0.15％ 또는 0.20％로, Si량의 상한을 0.40％ 또는 0.30％로 제한해도 좋다.

Mn은, 켄칭성을 높여, 강도를 향상시키기 위해 유효한 원소이고, 또한 A_c3점을 낮추는 효과도 있다. 그로 인해, Mn을 적어도 1.0％ 이상 첨가한다. 그러나 Mn량이 2.0％를 초과하면 편석을 조장하여 인성이나 용접성을 저해하는 경우가 있다. 그로 인해, 2.0％를 Mn 첨가의 상한으로 한다. 강도 확보와 인성 향상 등을 위해, Mn량의 하한을 1.1％, 1.2 또는 1.3％로, Mn량의 상한을 1.9％, 1.8％ 또는 1.7％로 제한해도 좋다.

P는, 불순물로서 내지연 파괴 특성을 크게 저하시키는 유해한 원소이다. 0.020％를 초과하여 P를 함유시키면, 환경으로부터의 침입 수소량을 증가시키는 동시에 입계를 취약화시킨다. 따라서, P량을 0.020％ 이하로 하는 것이 필수이다. 바람직하게는 P량을 0.010％ 이하로 한다. 내지연 파괴 특성을 보다 향상시키기 위해, P량을 0.008％ 이하, 0.006％ 이하 또는 0.004％ 이하로 제한해도 좋다.

S는, 불가피적 불순물로서, 내지연 파괴 특성이나 용접성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, S량을 0.010％ 이하로 억제한다. 내지연 파괴 특성이나 용접성을 향상시키기 위해, S량을 0.006％ 이하 또는 0.003％ 이하로 제한해도 좋다.

Cu는, 환경으로부터의 침입 수소량(HE)을 저감시켜, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 원소이다. 도 5에 나타내는 바와 같이, 0.5％를 초과하여 Cu를 첨가함으로써 HE가 저하된다. 또한, 1.0％를 초과하여 Cu를 첨가함으로써 보다 현저하게 HE가 저하된다. 따라서, Cu의 첨가량은, 0.50％ 초과, 바람직하게는 1.0％ 초과로 한다. 그러나 3.0％를 초과하여 Cu를 첨가하면 용접성을 저하시키는 경우가 있다. 그로 인해, Cu의 첨가량은 3.0 이하로 한다. 내지연 파괴 특성의 향상을 위해 Cu량의 하한을 0.7％, 1.0％ 또는 1.2％로 제한해도 좋다. 용접성 향상을 위해 Cu량의 상한을 2.2％, 1.8％ 또는 1.6％로 제한해도 좋다.

Ni는, 켄칭성 및 인성을 향상시키는 원소이다. 또한, 질량％로 Cu 첨가량의 절반 정도 이상의 Ni를 첨가함으로써 고Cu 첨가에 의한 슬래브의 균열을 억제하는 효과가 있다. 그로 인해, Ni를 적어도 0.25％ 이상 첨가한다. 안정적으로 이 효과를 발휘시키기 위해, Ni량을 0.5％ 이상, 0.8％ 이상 또는 0.9％ 이상으로 제한해도 좋다. 그러나 Ni는 고가의 원소이므로, 첨가량은 2.0％ 이하로 한다. 가일층의 가격 저감을 위해, Ni량을 1.6％ 이하 또는 1.3％ 이하로 제한해도 좋다.

Nb는, 압연 중에 미세 탄화물을 생성하여 미재결정 온도 영역을 넓혀 제어 압연 효과를 높이고, 켄칭 전의 압연 조직에 적당한 변형을 도입하는 효과가 있다. 또한, 피닝 효과에 의해 켄칭 가열시의 오스테나이트 조대화를 억제하는 효과가 있다. 그로 인해, Nb는 본 발명에 있어서의 소정의 구 오스테나이트 입경을 얻기 위해 필수인 원소이다. 따라서, Nb를 0.003％ 이상 첨가한다. 이들 효과를 안정적으로 얻기 위해, Nb를 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.011％ 이상으로 제한해도 좋다. 그러나 과잉으로 첨가하면 용접성을 저해하는 경우가 있으므로, 첨가량은 0.10％ 이하로 한다. 용접성 향상을 위해 0.05％ 이하, 0.03％ 이하 또는 0.02％ 이하로 제한해도 좋다.

Al은, 켄칭성 향상에 필요한 프리(free) B를 확보하기 위해 N을 고정하는 목적으로 0.05％ 이상 첨가한다. 그러나 Al의 과잉의 첨가는, 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, Al량의 상한은 0.15％로 한다. 인성을 보다 향상시키기 위해, Al량의 상한을 0.10％ 또는 0.08％로 제한해도 좋다.

B는, 켄칭성을 향상시키기 위해 유효한 필수 원소이다. 그 효과를 발휘시키기 위해서는, B량은 0.0003％ 이상 필요하다. 그러나 0.0030％를 초과하여 B를 첨가하면, 용접성이나 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그로 인해, B량은 0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하로 한다. 확실한 켄칭성 확보 및 용접성이나 인성의 저하 방지를 위해, B량의 하한을 0.0005％ 또는 0.0008％로, B량의 상한을 0.0021％ 또는 0.0015％로 제한해도 좋다.

N은, 과잉으로 포함되면, 인성을 저하시키는 동시에, BN을 형성하여 B의 켄칭성 향상 효과를 저해한다. 그로 인해, N량을 0.006％ 이하로 억제한다.

이상과 같은 원소를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이, 본 발명의 강의 기본 조성이다. 본 발명에서는 상기 성분 외에, Cr, Mo, V 중 1종 이상을 더 첨가할 수 있다.

Cr은, 켄칭성을 향상시켜, 강도 향상에 유효하다. 그로 인해, Cr을 0.05％ 이상 첨가해도 좋다. 그러나 Cr을 과잉으로 첨가하면 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그로 인해, Cr의 첨가는 1.5％ 이하로 한다. 인성 향상을 위해 Cr량을 1.0％ 이하, 0.5％ 이하 또는 0.4％ 이하로 제한해도 좋다.

Mo는, 켄칭성을 향상시켜, 강도 향상에 유효하다. 그로 인해, Mo를 0.03％ 이상 첨가해도 좋다. 그러나 템퍼링 온도가 낮은 본 발명의 제조 조건에서는, 석출 강화의 효과는 기대할 수 없으므로, Mo를 다량으로 첨가해도 강도 향상 효과에는 한계가 있다. 또한, Mo는 고가의 원소이기도 하므로, Mo의 첨가는 0.5％ 이하로 한다. 필요에 따라서, Mo량의 상한을 0.35％ 또는 0.20％ 이하로 제한해도 좋다.

V도, 켄칭성을 향상시켜, 강도 향상에 유효하다. 그로 인해, V를 0.01％ 이상 첨가해도 좋다. 그러나 템퍼링 온도가 낮은 본 발명의 제조 조건에서는, 석출 강화의 효과는 기대할 수 없으므로, V를 다량으로 첨가해도 강도 향상 효과에는 한계가 있다. 또한, V는 고가의 원소이기도 하므로, V의 첨가는 0.10％ 이하로 한다. 필요에 따라서, V량을 0.08％ 이하, 0.06％ 이하 또는 0.04％ 이하로 제한해도 좋다.

이상의 성분 범위의 한정에 부가하여, 본 발명에서는 상술한 바와 같이 용접성을 확보하기 위해, 하기 [수학식 1]로 나타내어지는 Pcm이 0.39％ 이하로 되도록 성분 조성을 한정한다. 용접성을 보다 향상시키기 위해, 0.38％ 이하 또는 0.37％ 이하로 제한해도 좋다.

여기서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]는, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량％이다.

또한, 용접 취화를 방지하기 위해, 하기 [수학식 2]로 나타내어지는 탄소당량(Ceq)을 0.80 이하로 해도 좋다.

다음에, 제조 방법에 대해 서술한다.

우선, 상기한 강 성분 조성의 강편 또는 주편을 가열하여 열간 압연을 행한다. 가열 온도는, Nb가 충분히 고용되도록, 1100℃ 이상으로 한다.

또한, 구 오스테나이트 입도 번호 7.0 이상으로의 적당한 입경 제어를 행한다. 그로 인해, 열간 압연시에 적당한 제어 압연을 행하여, 켄칭 전의 강판에 적당한 가공 변형을 도입하고, 켄칭 가열 온도를 A_c3 변태점＋20℃ 이상, 또한 870℃ 이하의 범위로 하는 것이 필요하다.

열간 압연시의 제어 압연에서는, 930℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에 있어서의 누적 압하율이 30％ 이상, 65％ 이하로 되도록 압연하고, 860℃ 이상에서 압연을 종료하여 판 두께 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하의 후강판으로 한다. 이 제어 압연의 목적은, 재가열 켄칭 전의 강판에 적당한 가공 변형을 도입하는 데 있다. 또한, 제어 압연의 상기 온도 범위는, Nb가 적량 함유된 본 발명 강의 미재결정 온도 영역이다. 이 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 30％ 미만에서는, 가공 변형이 불충분하다. 그로 인해, 재가열시의 오스테나이트가 조대해진다. 또한, 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 65％ 초과이거나, 압연 종료 온도가 860℃ 이하이면, 가공 변형이 과잉이 된다. 이 경우에는, 가열시의 오스테나이트가 혼립 조직이 되는 경우가 있다. 그로 인해, 켄칭 가열 온도가 하기의 적정 범위라도, 구 오스테나이트 입도 번호 7.0 이상의 정립 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다.

열간 압연 후, 강판을 냉각하고, A_c3 변태점＋20℃ 이상, 또한 870℃ 이하의 온도로 재가열하고, 그 후 200℃ 이하까지 가속 냉각하는 켄칭 열처리를 행한다. 켄칭 가열 온도는, 당연히 A_c3 변태점보다 높지 않으면 안 된다. 그러나 가열 온도를 A_c3 변태점의 바로 위로 하면, 조직이 혼립이 되어 적절한 입경 제어를 할 수 없는 경우가 있다. 켄칭 가열 온도는, A_c3 변태점＋20℃ 이상이 아니면 확실하게 폴리고날(등방성의) 정립이 얻어지지 않는다. 따라서, 켄칭 가열 온도를 870℃ 이하로 하기 위해서는, 강재의 A_c3 변태점은 850℃ 이하인 것이 필요해진다. 또한, 인성이나 내지연 파괴 특성이 저하되므로, 일부에 조대 입자가 포함되는 혼립 조직은 바람직하지 않다. 또한, 켄칭 가열시에, 특별히 급속 가열을 행할 필요는 없다. 또한, 몇 개의 A_c3 변태점의 계산식이 제안되어 있다. 그러나 본 강종의 성분 범위에서는 계산식의 정밀도가 낮으므로, A_c3 변태점을 열팽창 측정법 등에 의해 실측한다.

켄칭 열처리의 냉각에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 600℃로부터 300℃까지의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 이상이 되는 조건에서, 강판을 200℃ 이하까지 가속 냉각한다. 이 냉각에 의해 판 두께 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하의 강판에 있어서, 조직 분율로 90％ 이상의 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있다. 판 두께 중심부의 냉각 속도는, 직접 측정할 수 없으므로, 판 두께, 표면 온도, 냉각 조건으로부터 전열 계산에 의해 계산된다.

켄칭된 상태의 마르텐사이트 조직은, 항복비가 낮다. 그로 인해, 시효 효과에 의해 항복 강도를 상승시키는 것을 목적으로 하여, 200℃ 이상, 300℃ 이하의 온도 범위에서 템퍼링 열처리를 행한다. 템퍼링 온도가 200℃ 미만에서는, 시효 효과가 없어, 항복 강도가 증가하지 않는다. 반대로, 템퍼링 온도가 300℃를 초과하면, 템퍼링 취화로 인해 인성이 저하된다. 그로 인해, 템퍼링 열처리는 200℃ 이상, 300℃ 이하로 한다. 템퍼링 열처리의 시간은, 15분 정도 이상이면 된다.

표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성을 갖는 A 내지 AF의 강을 용제하여 강편을 얻었다. 이들 강편을, 표 3에 나타내는 1 내지 14의 본 발명의 실시예와, 표 5에 나타내는 15 내지 46의 비교예의 각각의 제조 조건에 의해, 판 두께 4.5 내지 25㎜의 강판을 제조하였다.

이들 강판에 대해, 항복 강도, 인장 강도, 구 오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직 분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성을 평가하였다. 표 4에 1 내지 14의 본 발명의 실시예의 결과를, 표 6에 15 내지 46의 비교예의 결과를 나타내고 있다. 또한, A_c3 변태점을 실측하였다.

항복 강도와 인장 강도는, JIS Z 2201에 규정된 1A호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 규정된 인장 시험에 의해 측정하였다. 항복 강도는 1300㎫ 이상을 합격, 인장 강도는 1400 내지 1650㎫를 합격으로 하였다.

구 오스테나이트 입도 번호는, JIS G 0551(2005)의 방법으로 측정하고, 인장 강도와 구 오스테나이트 입도 번호가 상기 (a), (b)를 만족시키는 경우에 합격으로 하였다.

마르텐사이트 조직 분율의 평가를 위해, 판 두께 중심부 부근으로부터 채취한 샘플을 이용하여, 투과형 전자 현미경에 의해, 배율 5000배로 20㎛×30㎛의 범위를 5시야 관찰하였다. 각각의 시야에 있어서의 마르텐사이트 조직의 면적을 측정하고, 각각의 면적의 평균값으로부터 마르텐사이트 조직 분율을 산출하였다. 이때, 마르텐사이트 조직은 전위 밀도가 높아, 300℃ 이하의 템퍼링 열처리에서는 시멘타이트는 극히 조금밖에 생성되지 않는다. 그로 인해, 마르텐사이트 조직을 베이나이트 조직 등과 구별할 수 있다.

용접 균열성의 평가를 위해, JIS Z 3158에 규정된 y형 용접 균열 시험으로 평가를 행하였다. 평가에 제공하는 강판의 판 두께는, 제2, 제4, 제8, 제11 실시예를 제외하고 모두 25㎜이고, 입열 15kJ/㎝의 CO₂ 용접을 행하였다. 시험의 결과, 예열 온도 175℃에서 루트 균열률이 0이면 합격이라고 평가하였다. 또한, 판 두께가 25㎜ 미만인 제2, 제4, 제8, 제11 실시예의 강판에 대해서는, 용접성은 동일 성분의 제3, 제5, 제7, 제12 실시예와 동일하다고 생각되므로, y형 용접 균열 시험을 생략하였다.

굽힘 가공성의 평가를 위해, JIS Z 2248에 규정된 방법으로, JIS 1호 시험편(시험편의 길이 방향을 강판의 압연 방향과 수직인 방향으로 함)을 이용하여 판 두께의 4배의 굽힘 반경(4t)이 되도록 180도 굽힘을 행하였다. 굽힘 시험 후에, 만곡부의 외측에 스크래치 그 밖의 결함이 발생하지 않는 경우를 합격으로 하였다.

내지연 파괴 특성의 평가를 위해, 각각의 강판의 「한계 확산성 수소량(Hc)」 및 「환경으로부터 침입하는 확산성 수소량(HE)」을 측정하였다. Hc/HE가 3보다도 큰 경우에, 내지연 파괴 특성이 양호하다고 평가하였다.

인성의 평가를 위해, JIS Z 2201 4호 샤르피 시험편을 판 두께 중심부로부터 압연 방향에 대해 직각으로 채취하고, 3개의 시험편에 대해 -20℃에 있어서 샤르피 충격 시험을 행하였다. 각각의 시험편의 흡수 에너지의 평균값을 계산하여, 그 평균값이 27J 이상인 것을 목표로 하였다. 또한, 판 두께가 8㎜인 강판(제11 실시예)에 대해서는 5㎜ 서브 사이즈의 샤르피 시험편, 판 두께가 4.5㎜인 강판(제4 실시예)에 대해서는 3㎜ 서브 사이즈의 샤르피 시험편을 이용하였다. 서브 사이즈의 샤르피 시험편에 대해서는, 4호 샤르피 시험편의 판 폭이라고 가정한 경우(즉, 판 폭 10㎜)의 흡수 에너지값이 27J 이상인 것을 목표값으로 하였다.

또한, A_c3 변태점은, 후지 덴파 고오끼제 Formastor-FⅡ를 이용하여, 2.5℃/분에 의한 승온 속도 조건으로 열팽창 측정에 의해 측정하였다.

또한, 표 1 및 표 2 중에서 하선을 부여한 화학 성분(강 성분 조성), Pcm값, A_c3점의 수치는, 본 발명의 조건을 만족하지 않는 것을 나타낸다. 표 3 내지 표 6 중에서 하선을 부여한 수치는, 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않는 것, 혹은 특성이 불충분한 것을 나타내고 있다.

표 3 및 표 4의 본 발명의 제1 내지 제14 실시예에 있어서는, 상기한 항복 강도, 인장 강도, 구 오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직 분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성의 목표값을 전부 만족하고 있다. 이에 대해, 표 5 및 표 6의 제15 내지 제34 비교예에서는, 표 중 하선으로 나타내는 화학 성분이 본 발명에 의해 한정된 범위를 일탈하고 있다. 그로 인해, 제15 내지 제34 비교예에서는, 본 발명의 제조 조건의 범위 내임에도 불구하고, 항복 강도, 인장 강도, 구 오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직 분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성 중 1개 이상에서 목표값을 만족하지 않는다.

제35 비교예는, 강 성분 조성은 본 발명 범위 내이지만, Pcm값이 본 발명 범위를 일탈하고 있으므로, 용접 균열성이 불합격이다. 제36 비교예는, 강 성분 조성은 본 발명 범위 내이지만, A_c3점이 본 발명 범위를 일탈하고 있으므로, 켄칭 가열 온도를 낮게 취할 수 없다. 그로 인해, 구 오스테나이트 결정립의 미세화가 불충분해져, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제37 내지 제46 비교예에서는, 강 성분 조성, Pcm값, A_c3점이 모두 본 발명 범위 내이지만, 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않는다. 그로 인해, 항복 강도, 인장 강도, 구 오스테나이트 입도 번호, 마르텐사이트 조직 분율, 용접 균열성, 굽힘 가공성, 내지연 파괴 특성, 인성 중 1개 이상에서 목표값을 만족하지 않는다. 즉, 제37 비교예는, 가열 온도가 낮아, Nb가 고용되지 않으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 제37 비교예는, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제38 비교예는, 930℃ 이하, 860℃ 이상에서의 누적 압하율이 낮으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제39 비교예는, 켄칭 가열 온도가 880℃를 초과하고 있으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제40 비교예는, 600℃로부터 300℃까지의 냉각 속도가 작으므로, 90％ 이상의 마르텐사이트 조직 분율이 얻어지지 않는다. 그로 인해, 결과 항복 강도가 낮아, 불합격이다. 제41 비교예는, 템퍼링을 하지 않으므로, 항복 강도가 낮아, 불합격이다. 제42 비교예는, 템퍼링 온도가 300℃를 초과하고 있으므로, 인성이 낮아, 불합격이다. 제43 비교예는, 템퍼링 온도가 제42 비교예보다도 높으므로, 강도가 낮아, 불합격이다. 제44 비교예는, 930℃ 이하, 860℃ 이상에서의 누적 압하율이 높으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 제44 비교예는, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제45 비교예는, 압연 종료 온도가 낮으므로, 오스테나이트의 미세화가 불충분하다. 그로 인해, 제45 비교예는, 내지연 파괴 특성이 불합격이다. 제46 비교예는, 가속 냉각 종료 온도가 높으므로, 켄칭이 부족하여, 90％ 이상의 마르텐사이트 조직 분율이 얻어지지 않는다. 그로 인해, 제46 비교예는, 인장 강도가 낮아 불합격이다. 또한, 제46 비교예에서는, 강판을 300도까지 가속 냉각 후, 200℃까지 공냉하고, 250℃까지 템퍼링하였다.

내지연 파괴 특성 및 용접성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims (4)

1. 질량％로,
   C:0.18％ 이상, 0.23％ 이하,
   Si:0.1％ 이상, 0.5％ 이하,
   Mn:1.0％ 이상, 2.0％ 이하,
   P:0.020％ 이하,
   S:0.010％ 이하,
   Cu:0.5％ 초과, 3.0％ 이하,
   Ni:0.25％ 이상, 2.0％ 이하,
   Nb:0.003％ 이상, 0.10％ 이하,
   Al:0.05％ 이상, 0.15％ 이하,
   B:0.0003％ 이상, 0.0030％ 이하,
   N:0.006％ 이하
   를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]를, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 농도(질량％)로 한 경우에, Pcm＝[C]＋[Si]/30＋[Mn]/20＋[Cu]/20＋[Ni]/60＋[Cr]/20＋[Mo]/15＋[V]/10＋5[B]에 의해 산출되는 용접 균열 감수성 지표(Pcm)가 0.39％ 이하인 것을 만족하는 성분 조성을 갖고,
   A_c3 변태점이 850℃ 이하이고, 마르텐사이트 조직 분율이 90％ 이상이고, 항복 강도가 1300㎫ 이상이고, 인장 강도가 1400㎫ 이상 또한 1650㎫ 이하이고, 또한 인장 강도와, 시료편 단면의 1㎟당의 평균 결정립수(m)를 이용하여, Nγ＝-3＋log₂m에 의해 산출되는 구 오스테나이트 결정 입도 번호(Nγ)가, 상기 인장 강도를 [TS](㎫)로 한 경우에, 상기 인장 강도가 1550㎫ 미만에서는 Nγ≥([TS]－1400)×0.006＋7.0을 만족하고, 상기 인장 강도가 1550㎫ 이상에서는 Nγ≥([TS]－1550)×0.01＋7.9를 만족하는 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판.
2. 제1항에 있어서, 질량％로,
   Cr:0.05％ 이상, 1.5％ 이하,
   Mo:0.03％ 이상, 0.5％ 이하,
   V:0.01％ 이상, 0.10％ 이하
   중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 판 두께가 4.5㎜ 이상 25㎜ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판.
4. 제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편 또는 주편을 1100℃ 이상으로 가열하고,
   판 두께가 4.5㎜ 이상, 25㎜ 이하인 강판이 되도록, 930℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이상, 65％ 이하이고, 860℃ 이상에서 압연을 종료하는 열간 압연을 행하고,
   냉각 후, 상기 강판을 A_c3 변태점＋20℃ 이상, 또한 870℃ 이하의 온도로 재가열하고,
   그 후, 600℃로부터 300℃까지의 상기 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 이상이 되는 냉각 조건으로 200℃ 이하까지 가속 냉각을 행하고,
   그 후, 200℃ 이상, 300℃ 이하의 온도 범위에서 템퍼링 열처리를 더 행하는 것을 특징으로 하는, 고강도 후강판의 제조 방법.

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