KR20130051518A

KR20130051518A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130051518A
Application number: KR1020137011406A
Authority: KR
Inventors: 다츠야 구마가이; 미치노리 고토오; 노리마사 가와바타
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-11-05
Filing date: 2011-11-02
Publication date: 2013-05-20
Also published as: BR112013010765A2; JPWO2012060405A1; EP2612945B1; WO2012060405A1; TW201226582A; EP2612945A4; TWI418641B; BR112013010765B1; CN103189537B; EP2612945A1; JP5037744B2; CN103189537A; KR101374422B1

Abstract

이 고강도 강판은, 그 화학 조성이, 질량％로, C:0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만, Si:0.20％ 이상 또한 0.50％ 이하, Mn:0.20％ 이상 또한 1.20％ 미만, Cr:0.20％ 이상 또한 1.20％ 이하, Mo:0.20％ 이상 또한 0.60％ 이하, Nb:0.010％ 이상 또한 0.050％ 이하, Ti:0.005％ 이상 또한 0.030％ 이하, Al:0.01％ 이상 또한 0.10％ 이하, B:0.0003％ 이상 또한 0.0030％ 이하, V:0％ 이상 또한 0.10％ 이하, Cu:0％ 이상 또한 0.50％ 이하, Ca:0％ 이상 또한 0.0030％ 이하를 함유하고, Ni:0.1％ 이하, P:0.012％ 이하, S:0.005％ 이하, N:0.0080％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Pcm이 0.22％ 이하이고, A가 2.0 이하이고, 하부 베이나이트의 조직 분율과 마르텐사이트의 조직 분율의 합이 90％ 이상이고, 상기 하부 베이나이트의 조직 분율이 70％ 이상이고, 구 오스테나이트립의 어스펙트비가 2 이상이고, 항복 강도가 885㎫ 이상이고, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하이다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 용접성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 본 발명은, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 사용되고, 항복 강도가 885㎫ 이상, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하이고, 그 대부분이 판 두께 6㎜ 이상 또한 25㎜ 이하인 고강도 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2010년 11월 5일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-248032호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

크레인이나 콘크리트 펌프차 등의 건설 기계는, 최근의 건조물의 고층화에 수반하여 점점 대형화되는 경향에 있다. 건설 기계의 대형화에 수반되는 중량 증가를 억제하기 위해, 구조 부재의 경량화 요구가 보다 높아지고 있고, 이른바 100㎏강급(예를 들어, 항복 강도 885㎫ 이상, 인장 강도 950㎫ 이상)의 고강도강의 수요도 더욱 증가 경향에 있다. 한편, 이러한 고강도강에서는, 첨가되는 합금 원소의 양이 많아지므로, 용접 시공시의 용접 균열을 회피하기 위해 일반적으로 예열을 행한다. 그러나, 보다 효율적으로 용접 시공을 행하기 위해, 예열이 필요하지 않은 강재가 요구되고 있다.

용접 균열 감수성은, 확산성 수소의 영향을 매우 크게 받으므로, 용접 금속의 확산성 수소량을 낮게 억제하는 것이 바람직하다. 그러나, 예를 들어 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재의 용접에 널리 사용되는 탄산 가스 아크 용접 시공에 있어서 확산성 수소량을 특히 낮게 억제하기 위해서는, 용접 재료의 선정이나 그 관리뿐만 아니라, 용접 시공시에 수소가 혼입되지 않도록 용접 와이어의 윤활유의 관리나 개선면(開先面)의 청정화 등을 포함한 다양한 관리가 필요하여, 시공상의 부하가 커진다. 따라서, 탄산 가스 아크 용접에 있어서, 용접 시공 관리가 약간 불충분했을 때에 혼입될 수 있다고 생각되는 3.0～5.0ml/100g 정도의 양의 확산성 수소가 강 중에 포함되는 경우에도, 예열 없이 용접을 행하였을 때에 균열을 발생하지 않는, 충분히 낮은 균열 감수성을 강재가 갖는 것이 바람직하다.

100㎏강급의 강판의 일반적인 강도 규정에서는, 항복 강도는 통상 885㎫ 이상으로 항복 강도에 상한이 없지만, 인장 강도는 예를 들어 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하 등의 범위로, 인장 강도에 상한이 있다. 건설 기계 용도 등에서는 강판을 굽힘 가공하는 일이 많은데, 강판의 인장 강도가 규격 상한을 초과하면, 굽힘 가공에 필요로 하는 하중이 커진다. 그로 인해, 설비 능력으로부터 가공이 제약되는 경우도 생각되어, 강판의 인장 강도를 과잉으로 높게 하지 않는 것이 필요하다.

항복 강도 885㎫급의 고강도 강판에 관하여, 예를 들어 특허문헌 1 및 특허문헌 2에는, 인장 강도 950㎫급의 고장력 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이들 강판은, 수압관 등에 사용되는 비교적 두께가 두꺼운 강판이다. 그로 인해, 이들 강판에서는, 특별히 굽힘 가공성이 고려되어 있지 않고, 인성(靭性) 확보를 위해 필수 원소로서 다량의 Ni가 첨가되어 있어, 건설 기계 용도로서는 경제성이 부족하다.

특허문헌 3에는, 용접성, 경제성이 우수한 고장력강에 관한 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 용접 균열 감수성 지수 Pcm을 0.29 이하로 억제함으로써 용접성을 확보하고 있다. 그러나, y형 용접 균열 시험에 있어서의 균열 정지 예열 온도가 최저 100℃로, 예열을 행하지 않은 용접에서는 용접성을 확보할 수 없다고 생각된다.

특허문헌 4에는, 용접성, 어레스트성이 우수한 고장력강에 관한 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 인성 확보를 위해 Ni 첨가가 필수이므로, 건설 기계 용도로서는 경제성이 부족하다. 또한, y형 용접 균열 시험에 있어서 예열을 행하지 않아도 균열이 발생되어 있지 않지만, 이 시험의 조건에서는, 확산성 수소량이 1.2ml/100g이다. 그로 인해, 이 경우에는, 용접 금속의 확산성 수소량을 관리하기 위한 용접 시공시의 부하가 높아지는 것이 예상된다.

특허문헌 5에는, 용접성, 내(耐) HIC 특성이 우수한 고장력강에 관한 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 인성 확보를 위한 Ni 첨가와, 0.6％ 이상의 Mo 첨가가 필수이므로, 건설 기계 용도로서는 경제성이 부족하다. 또한, y형 용접 균열 시험에 있어서 예열을 행하지 않아도 균열이 발생되어 있지 않지만, 이 시험의 조건에서는, 확산성 수소량이 1.5ml/100g으로 제한되어 있으므로, 용접 금속의 확산성 수소량을 관리하기 위한 용접 시공시의 부하가 높아지는 것이 예상된다.

특허문헌 6에는, 인장 강도 980㎫ 초과의 강판을 비조질로 제조하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법에서는, 0.025％ 이하의 극저C량으로 980㎫ 초과의 인장 강도를 확보하기 위해, 1.5％ 이상의 Mn 등 다량의 합금 원소를 강 중에 첨가하는 것이 필수이며, 특히 Mn량이 많은 경우에는 편석부의 균열 감수성이 저하되는 것이 우려된다. 그러나, 용접성에 대해서는 전혀 평가되어 있지 않아, 우수한 용접성을 기대할 수 없다.

특허문헌 7에는, 굽힘 가공성 및 용접성이 고려된 인장 강도 950㎫ 이상의 열연 강판이 개시되어 있다. 이 열연 강판에는 다량의 Ti의 첨가가 필요하므로, 용접성이 저하된다고 생각된다. 또한, 다량의 Ti의 첨가에 의한 인성 저하를 보충하기 위해 Ni 첨가가 필수이므로, 경제성에도 문제가 있다.

특허문헌 8에는, 주로 라인 파이프에 사용되고, 인성 및 용접성이 우수한 인장 강도 950㎫ 이상의 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. Mn량이 1.8％ 이상인 것이 필수이므로 편석부의 균열 감수성이 저하되는 것이 우려되고, 페라이트-오스테나이트 2상 영역에서의 저온 압연이 필수이므로 생산성이 낮다.

일본 특허 출원 공개 평10-265893호 공보 일본 특허 출원 공개 평8-269542호 공보 일본 특허 출원 공개 평6-158160호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-36042호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-172365호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-84019호 공보 일본 특허 출원 공개 평5-230529호 공보 일본 특허 출원 공개 평8-269546호 공보

본 발명의 목적은, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 사용되고, 용접성이 우수하고, 항복 강도가 885㎫ 이상, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하이고, 그 대부분이 판 두께 6㎜ 이상 또한 25㎜ 이하인 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 경제적으로 제공하는 데 있다.

본 발명의 요지는, 하기와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강판은, 그 화학 조성이, 질량％로, C:0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만, Si:0.20％ 이상 또한 0.50％ 이하, Mn:0.20％ 이상 또한 1.20％ 미만, Cr:0.20％ 이상 또한 1.20％ 이하, Mo:0.20％ 이상 또한 0.60％ 이하, Nb:0.010％ 이상 또한 0.050％ 이하, Ti:0.005％ 이상 또한 0.030％ 이하, Al:0.01％ 이상 또한 0.10％ 이하, B:0.0003％ 이상 또한 0.0030％ 이하, V:0％ 이상 또한 0.10％ 이하, Cu:0％ 이상 또한 0.50％ 이하, Ca:0％ 이상 또한 0.0030％ 이하를 함유하고, Ni:0.1％ 이하, P:0.012％ 이하, S:0.005％ 이하, N:0.0080％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 1에 의해 정의되는 Pcm이 0.22％ 이하이고, 하기 수학식 2에 의해 정의되는 A가 2.0 이하이고, 하부 베이나이트의 조직 분율과 마르텐사이트의 조직 분율의 합이 90％ 이상이고, 상기 하부 베이나이트의 조직 분율이 70％ 이상이고, 구 오스테나이트립의 어스펙트비가 2 이상이고, 항복 강도가 885㎫ 이상이고, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하이다.

여기서, 〔C〕,〔Si〕,〔Mn〕,〔Cu〕,〔Ni〕,〔Cr〕,〔Mo〕,〔V〕,〔B〕는, 각각, 상기 화학 조성 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량％임.

(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 강판에서는, 50㎚ 이상의 시멘타이트의 개수 밀도가, 20개/㎛³ 이하여도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판에서는, 판 두께가 6㎜ 이상 또한 25㎜ 이하여도 된다.

(4) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법은, 질량％로, C:0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만, Si:0.20％ 이상 또한 0.50％ 이하, Mn:0.20％ 이상 또한 1.20％ 미만, Cr:0.20％ 이상 또한 1.20％ 이하, Mo:0.20％ 이상 또한 0.60％ 이하, Nb:0.010％ 이상 또한 0.050％ 이하, Ti:0.005％ 이상 또한 0.030％ 이하, Al:0.01％ 이상 또한 0.10％ 이하, B:0.0003％ 이상 또한 0.0030％ 이하, V:0％ 이상 또한 0.10％ 이하, Cu:0％ 이상 또한 0.50％ 이하, Ca:0％ 이상 또한 0.0030％ 이하를 함유하고, Ni:0.1％ 이하, P:0.012％ 이하, S:0.005％ 이하, N:0.0080％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 3에 의해 정의되는 Pcm이 0.22％ 이하이고, 하기 수학식 4에 의해 정의되는 A가 2.0 이하인 화학 조성을 갖는 강을 1100℃ 이상으로 가열하고, 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 60％ 이상으로 되도록 상기 강에 열간 압연을 행하고, 상기 강에, 온라인으로, Ar3 이상의 온도로부터 450℃ 이하 또한 300℃ 이상의 온도까지 10℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하고, 가속 냉각의 정지 후 방냉한다.

본 발명에 따르면, 건설 기계나 산업 기계의 구조 부재에 사용되고, 항복 강도가 885㎫ 이상이고, 그 대부분이 판 두께 6㎜ 이상 또한 25㎜ 이하인, 용접성이 우수한 고강도 후강판을 경제적으로 제공할 수 있다.

도 1은 Pcm과 y형 용접 균열 시험에 있어서의 균열 정지 예열 온도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 하부 베이나이트의 조직 분율과 항복비의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 A값과 하부 베이나이트의 조직 분율의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법의 개략을 나타내는 흐름도이다.

용접 균열 감수성을 낮추기 위해서는, 용접 균열 감수성 지수 Pcm을 낮게 하는 것이 유효한 것이 알려져 있다. 발명자들은, 탄산 가스 아크 용접에 있어서 용접 시공 관리가 충분하지 않았을 때에 혼입될 수 있다고 생각되는 3.0～5.0ml/100g 정도의 양의 확산성 수소가 강 중에 포함되어도, 예열 없이 용접 균열을 발생시키지 않기 위해서는 Pcm을 어느 정도 저감시킬 필요가 있는 것인지를 검토하였다. 각종 화학 조성을 갖는 강재에 대해, JIS Z 3158(1993)에 규정된 y형 용접 균열 시험(1.7kJ/㎜의 용접 입열)을 온도 및 습도를 조정하여 실시하였다. 시험재의 판 두께는 모두 25㎜로, 반드시 동일 조건으로 2체의 시험재에 대해 시험을 실시하였다. 이 중 1체를 수소 분석용 시험재로서 사용하고, 시험 후 바로 이 시험재로부터 샘플을 채취하여 가스 크로마토그래프에 의해 확산성 수소량을 측정하였다. 분석 결과, 확산성 수소량이 5.0ml/100g을 초과한 경우만, 나머지 1체의 시험재를 균열 유무의 평가 시험에 채용하였다. 얻어진 결과로부터, 도 1에 나타내는 강재의 Pcm과 균열 방지 예열 온도의 관계가 얻어졌다. 즉, 도 1에는, 강재의 Pcm과 예열 온도가, 균열 유무에 미치는 영향을 나타내고 있다. 이 도 1로부터, Pcm을 0.22％ 이하까지 저감하면, 확산성 수소량이 5.1～6.0ml/100g의 범위에서는, 예열을 행하지 않는(시험 온도 25℃) 조건에서 균열이 발생하지 않는 것을 알 수 있다.

그런데, 종래 100㎏강급의 후강판은, 켄칭 템퍼링 프로세스에 의해 제조되고, 주된 조직으로서 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 것이 일반적이다. 그러나, 0.22％ 이하라고 하는 낮은 Pcm을 만족시키는 성분 조성(화학 조성)에서는, 주된 조직이 템퍼링 마르텐사이트인 경우에 100㎏강의 강도를 얻는 것은 용이하지 않다. 이러한 낮은 Pcm에서 고강도를 얻기 위한 간편한 하나의 수단은, 마르텐사이트 조직을 템퍼링하지 않는, 즉, 켄칭 상태의 마르텐사이트 조직을 이용하는 것이다. 그러나, 켄칭 상태의 마르텐사이트 조직은, 가동 전위가 많으므로, 항복비(항복 강도/인장 강도)가 낮다고 하는 특징이 있어, 규격으로 규정된 항복 강도를 확보하려고 하면, 어떻게 해도 인장 강도가 높아질 수밖에 없다. JIS 규격에 있어서의 100㎏강의 강도의 규격값에서는, 항복 강도가 885㎫ 이상이고, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하이다. 상기 규격값에 제조상의 품질(강도)의 편차 등을 고려하여, 항복 강도의 하한의 목표값을 915㎫, 인장 강도의 상한의 목표값을 1100㎫로 설정하면, 항복비(항복 강도/인장 강도)는 83％ 이상인 것이 필요 조건이라고 생각된다. 켄칭 상태의 마르텐사이트 조직에서는, 이 항복비를 얻는 것은 어렵다. 발명자들은, 조직과 강도의 관계를 다양하게 검토한 결과, 켄칭 상태에서 높은 항복비를 얻기 위해서는, 켄칭 조직을 하부 베이나이트 주체의 조직으로 제어하고, 마르텐사이트 조직의 분율을 낮게 하는 것이 유효하다고 결론지었다.

또한, 발명자들은, C량이 0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만이고, Pcm이 0.22％ 이하인 다양한 성분 조성을 갖는 강재의 조직 분율과 강도 및 항복비의 관계를 상세하게 조사하였다. 그 결과, 우선, 885㎫ 이상의 항복 강도를 확보하기 위해서는, 하부 베이나이트의 조직 분율(하부 베이나이트 분율)과 마르텐사이트의 조직 분율(마르텐사이트 분율)의 합이 90％ 이상(상부 베이나이트 및 페라이트의 조직 분율이 10％ 미만)인 것이 필요한 것이 명백해졌다. 또한, 83％ 이상의 항복비를 충족시키기 위해서는, 강판의 조직이 하부 베이나이트를 주체로 하는 조직(하부 베이나이트 단상 조직 또는 하부 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직)인 것, 구체적으로는 강판의 조직에 포함되는 하부 베이나이트의 조직 분율이 70％ 이상인 것이 필요하다고 하는 지식을 얻었다(도 2). 또한, 도 2 및 후술하는 도 3에서는, 판 두께가 6～25㎜이고, 하부 베이나이트 분율과 마르텐사이트 분율의 합이 90％ 이상인 강판을 사용하고 있고, 이 강판에서는, 수냉을 300～450℃에서 정지하여 조직을 제어하고 있다.

다음에, 발명자들은, 강판의 조직을 안정적으로 하부 베이나이트 주체의 조직으로 제어하는 수단에 대해 검토하였다. 예를 들어, 켄칭시의 냉각 속도를 일정 범위로 제어하면 하부 베이나이트를 얻을 수 있지만, 하부 베이나이트가 얻어지는 냉각 속도 범위는 대체로 좁기 때문에, 이러한 냉각 속도의 제어는 공업적으로는 좋은 대책이 아니다. 하부 베이나이트 주체의 조직을 안정적으로, 또한 간편하게 얻는 제조 프로세스로서는, 켄칭시에, 실온까지 가속 냉각하는 것이 아니라, 냉각 도중의 적절한 온도에서 수냉을 정지하고, 그 이후에는 방냉에 의해 냉각 속도를 느리게 하는 것이 유효하다. 수냉 정지 온도(수냉으로부터 방냉으로 이행하는 강판 온도)를 300℃보다 낮게 하면, 마르텐사이트 분율이 지나치게 높아진다. 반대로, 수냉 정지 온도가 450℃보다 높으면, 상부 베이나이트가 생성되기 쉬워진다. 따라서, 수냉 정지 온도가 300℃ 이상 또한 450℃ 이하인 것이 바람직하다.

발명자들은, C량이 0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만이고, Pcm이 0.22％ 이하인 다양한 성분 조성의 강종에 대해, 판 두께가 6～25㎜, 수냉 정지 온도가 300℃ 이상 또한 450℃ 이하인 조건으로 강판을 제조하고, 하부 베이나이트의 조직 분율과 마르텐사이트의 조직 분율의 합이 90％ 이상이었던 강재에 대해, 강도와 조직 분율의 관계를 상세하게 조사하였다.

그 결과, Mn 및 Ni는, 하부 베이나이트 변태를 억제하는 작용이 있으므로, 특히 수냉을 도중에 정지하는 프로세스에 있어서는, 하부 베이나이트의 조직 분율을 저하시켜, 수냉 정지 온도가 낮을 때에는 마르텐사이트의 조직 분율을 높이고, 수냉 정지 온도가 높을 때에는 상부 베이나이트의 조직 분율(상부 베이나이트 분율)을 높이는 경향이 강한 것이 명백해졌다. 또한, Mo 및 V는, 페라이트나 상부 베이나이트의 생성을 억제하여, 하부 베이나이트의 조직 분율을 높이는 경향이 강한 것도 확인되었다. 따라서, 수냉을 도중에 정지하는 프로세스에 있어서 하부 베이나이트 주체의 조직을 안정적으로 얻기 쉽게 하기 위해서는, Mn 및 Ni의 양을 억제하고, Mo 및 V의 양을 증가시키는 것이 매우 유효한 것을 발견하였다. 구체적으로는, C량이 0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만이고, 하기 수학식 5에 의해 정의되는 Pcm이 0.22％ 이하인 성분 조성의 조건에 더하여, 하기 수학식 6에 의해 정의되는 A(A값)를 2.0 이하로 조정하면, 마르텐사이트의 조직 분율과 하부 베이나이트의 조직 분율의 합이 90％ 이상인 경우에는 하부 베이나이트 분율이 70％ 이상인 조직이 확실하게 얻어지는 것을 발견하였다(도 3).

이러한 하부 베이나이트 주체의 조직을 얻음으로써, 항복비가 83％ 이상으로 되므로, 항복 강도의 하한(885㎫)과, 인장 강도의 상한(1130㎫)을 어느 정도의 강도의 편차를 고려하여, 안정적으로 만족시킬 수 있다.

여기서,〔C〕,〔Si〕,〔Mn〕,〔Cu〕,〔Ni〕,〔Cr〕,〔Mo〕,〔V〕,〔B〕는, 각각, 화학 조성 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량％임.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 실시 형태의 강 성분의 한정 이유를 서술한다. 또한, 이하에서는, 「％」는, 「질량％」를 의미한다.

C는, 하부 베이나이트를 주체로 하는 조직을 갖는 본 실시 형태의 강의 강도에 크게 영향을 미치는 중요한 원소이다. 885㎫ 이상의 항복 강도를 얻기 위해, C량은, 0.05％ 이상인 것이 필요하고, 0.055％ 이상 또는 0.060％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, C량이 0.10％ 이상에서는 인장 강도가 과잉으로 높아진다. 그로 인해, C량은 0.10％ 미만, 바람직하게는 0.095％ 이하 또는 0.090％ 이하이다.

Si는, 후술하는 수냉을 도중에 정지하는 프로세스에 있어서는, 수냉 정지 후의 서냉 중에 있어서의 시멘타이트의 조대화를 억제하므로, 높은 강도를 얻기 위해서는 Si량을 높게 하는 것이 유리하다. 그로 인해, Si량은, 0.20％ 이상, 바람직하게는 0.25％ 이상 또는 0.30％ 이상이다. 그러나, Si를 과잉으로 강 중에 첨가하면 인성을 저해할 우려가 있으므로, Si량의 상한은 0.50％, 바람직하게는 0.45％ 또는 0.40％이다.

Mn은, 켄칭성을 높여, 강도를 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 그로 인해, Mn량은 0.20％ 이상, 바람직하게는 0.30％ 이상 또는 0.50％ 이상이다. 그러나, Mn에는, 하부 베이나이트 변태를 억제하는 작용이 있으므로, 특히 수냉을 도중에 정지하는 프로세스에 있어서는, 하부 베이나이트의 조직 분율을 저하시켜, 수냉 정지 온도가 낮을 때에는 마르텐사이트의 조직 분율을 높이고, 수냉 정지 온도가 높을 때에는 상부 베이나이트 분율을 높이는 경향이 강하다. 특히, Mn량이 1.20％ 이상이면 83％ 이상의 항복비를 얻기 어려워지므로, Mn량은 1.20％ 미만, 바람직하게는 1.00％ 또는 0.90％ 이하이다.

Cr은, 켄칭성을 향상시켜, 강도 향상에 유효하므로, Cr량은 0.20％ 이상, 바람직하게는 0.25％ 이상 또는 0.30％ 이상이다. 그러나, Cr을 강 중에 과잉으로 첨가하면 용접성이 저하되는 경우가 있으므로, Cr량은 1.20％ 이하, 바람직하게는 1.10％ 이하 또는 1.00％ 이하이다.

Mo는, 페라이트의 생성을 억제하고, 후술하는 수냉을 도중에 정지하는 프로세스에 있어서 하부 베이나이트를 안정적으로 생성시키기 위해 유효하다. 그로 인해, Mo량은 0.20％ 이상인 것이 필요하고, 0.25％ 이상 또는 0.30％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Mo를 강 중에 많이 첨가하면 용접성이 손상되는 경우가 있고, Mo가 고가의 원소이기도 하다. 그로 인해, Mo량은 0.60％ 이하, 바람직하게는 0.58％ 이하 또는 0.55％ 이하이다.

Ni도, Mn과 마찬가지로 하부 베이나이트 변태를 억제하는 작용이 있으므로, 특히 수냉을 도중에 정지하는 프로세스에 있어서는, 하부 베이나이트의 조직 분율을 저하시켜, 수냉 정지 온도가 낮을 때에는 마르텐사이트의 조직 분율을 높이고, 수냉 정지 온도가 높을 때에는 상부 베이나이트의 분율이 높이는 경향이 강하다. 그로 인해, Ni를 강 중에 첨가하면, 83％ 이상의 항복 강도를 얻기 어려워진다. 따라서, Ni를 강 중에 의도적으로 첨가하지 않고, 불가피적으로 강 중에 포함되는 범위 내로 Ni량을 억제한다. 구체적으로는, Ni량의 상한은 0.1％, 바람직하게는 0.05％ 또는 0.04％이다. Ni량의 하한은 특별히 제한할 필요가 없어, 0％이다. 또한, 선택 원소로서 Cu를 강 중에 첨가하는 경우에는, Ni량을 상기한 Ni량 이하로 제한하면서, Cu의 0.5배 이상의 Ni를 강 중에 첨가해도 된다.

Nb는, 압연 중에 미세 탄화물을 생성하여 미재결정 온도 영역을 넓혀 제어 압연 효과를 높이고, 결정립 미세화에 의해 인성을 높인다. 그로 인해, Nb량은 0.010％ 이상, 바람직하게는 0.015％ 이상 또는 0.020％ 이상이다. 그러나, Nb를 강 중에 과잉으로 첨가하면 용접성이 저해되는 경우가 있으므로, Nb량은 0.050％ 이하, 바람직하게는 0.045％ 이하 또는 0.040％ 이하이다.

본 실시 형태에서는, 하부 베이나이트 조직을 얻기 위한 적절한 켄칭성을 확보하기 위해 B를 이용한다. 이 적절한 켄칭성을 얻기 위해서는, 직접 켄칭시에 프리 B를 확보하는 것이 필요하다. N은, BN을 생성하여 프리 B를 저하시키므로, BN이 생성되지 않도록 적량의 Ti를 강 중에 첨가하여, N을 TiN으로서 고정한다.

Ti는, N을 TiN으로서 고정하기 위해 강 중에 함유시킨다. 즉, 강 중에 있어서, Ti량은 0.005％ 이상이고, 바람직하게는 0.010％ 또는 0.012％ 이상이다. 그러나, Ti의 과잉의 첨가는 용접성을 저하시키는 경우가 있으므로, Ti량의 상한은 0.030％, 바람직하게는 0.025％ 또는 0.020％이다.

B는, 강의 켄칭성을 높이는 효과를 갖고, 이 효과를 발휘하기 위해서는, B량은 0.0003％ 이상인 것이 필요하고, 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 0.0030％를 초과하는 B를 강 중에 첨가하면 용접성이나 인성이 저하되는 경우가 있다. 그로 인해, B량은 0.0030％ 이하, 바람직하게는 0.0025％ 이하 또는 0.0020％ 이하이다.

N은, 강 중에 과잉으로 함유되면 상술한 바와 같이 BN을 생성하여 B의 켄칭성 향상 효과를 저해하고, 또한 인성을 저하시킨다. 그로 인해, N량을 0.0080％ 이하, 바람직하게는 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하로 억제한다. 또한, N은, 불가피적으로 강 중에 포함되므로, N량의 하한은 특별히 제한할 필요가 없어, 0％ 이다.

Al은, 탈산재로서 강 중에 첨가되고, 이 강 중에서는, Al량은 통상 0.01％ 이상이다. 그러나, Al의 과잉의 첨가는 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, Al량의 상한은 0.10％, 바람직하게는 0.08％ 또는 0.05％이다.

P는, 인성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, P량을 0.012％ 이하, 바람직하게는 0.010％ 이하 또는 0.008％ 이하로 억제한다. 또한, P는 불가피적 불순물이므로, P량의 하한은 특별히 제한할 필요가 없어, 0％이다.

S는, MnS를 형성하여 굽힘 가공성을 저하시키는 유해한 원소이므로, S량을 최대한 저하시키는 것이 바람직하다. 따라서, S량을 0.005％ 이하, 바람직하게는 0.004％ 이하 또는 0.003％ 이하로 억제한다. 또한, S는 불가피적 불순물이므로, S량의 하한은 특별히 제한할 필요가 없어, 0％이다.

이상의 원소는, 본 실시 형태에 있어서의 강의 기본 성분(기본 원소)이며, 이 기본 원소를 포함하여, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성이, 본 실시 형태의 기본 조성이다. 그러나, 이 기본 조성에 더하여(잔량부 Fe의 일부 대신에), 본 실시 형태에서는 필요에 따라서 이하의 원소(선택 원소)를 더 함유시켜도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 강 중에 불가피적으로 혼입되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.

즉, 선택 원소로서 상기 기본 성분 외에, V, Cu, Ca 중 1종 이상을 강 중에 첨가할 수 있다.

V는, 켄칭성을 향상시켜, 템퍼링 마르텐사이트 조직 또는 템퍼링 베이나이트 조직 중에서의 석출 강화 효과도 있고, 강도 향상에 유효하므로, 필요에 따라서 V를 첨가해도 된다. 그러나, 다량의 V의 첨가는 용접성을 저해하는 경우가 있고, 고가의 원소이기도 하므로, V량은 0.10％ 이하, 바람직하게는 0.090％ 이하 또는 0.080％ 이하이다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, V를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, V량의 하한은 0％이다.

Cu는 고용(固溶) 강화에 의해 강도를 향상시키는 원소로, 필요에 따라서 Cu를 첨가해도 된다. 예를 들어, Cu량이 0.05％ 이상으로 되도록 Cu를 강 중에 첨가할 수 있다. 그러나, Cu를 다량으로 첨가하면, 고용 강화에 의한 강도 향상의 효과가 한계에 도달한다. 그로 인해, Cu량은 0.50％ 이하, 바람직하게는 0.40％ 이하 또는 0.30％ 이하이다. 또한, Cu는 고가의 원소이므로, 합금 비용을 저감하기 위해, Cu를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Cu량의 하한은 0％이다.

Ca는, 강판의 황화물을 구상화하여, MnS에 의한 굽힘 가공성의 저하를 경감시키는 효과가 있어, 필요에 따라서 Ca를 강 중에 첨가해도 된다. 또한, 이 목적을 위해 Ca를 강 중에 첨가하여, 0.0001％ 이상의 Ca를 강 중에 함유시켜도 된다. 그러나, Ca의 다량의 첨가는 용접성을 저하시키는 경우가 있으므로, Ca량의 상한은 0.0030％ 이하, 바람직하게는 0.0020％ 이하 또는 0.0010％ 이하이다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, Ca를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Ca량의 하한은 0％이다.

이상과 같이, 본 실시 형태의 고강도 강판은, 상술한 기본 원소를 포함하여, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성, 또는 상술한 기본 원소와, 상술한 선택 원소로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하여, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.

이상의 각 원소의 양의 범위의 조건에 더하여, 상술한 바와 같이, 충분한 용접성을 확보하기 위해, 상기 수학식 5에 의해 정의되는 Pcm이 0.22％ 이하로 되도록 성분 조성을 조정한다.

상술한 바와 같이, Pcm이 0.22％ 이하의 조건하에서 83％ 이상의 항복비를 만족시키기 위해서는, 강판의 조직에 있어서의 마르텐사이트 분율과 하부 베이나이트 분율의 합이 90％ 이상이고, 이 중 하부 베이나이트의 분율이 70％ 이상인 것이 필요하다. 이 하부 베이나이트 주체의 조직을 안정적으로 얻기 쉽게 하기 위해, 상기 수학식 6에 의해 정의되는 A(A값)가, 2.0 이하로 되도록 성분 조성을 조정한다.

또한, 선택 원소인 V 및 Cu가 강 중에 포함되지 않는 경우, Pcm 및 A는, 각각, 하기 수학식 7 및 수학식 8에 의해 정의된다. 이들 수학식 7 및 수학식 8은, 각각, 상기 수학식 5 및 수학식 6에 대응하고 있다.

또한, 상기 수학식 5～수학식 8에 있어서, 식 중의 각 변수에 대응하는 원소(예를 들어, V, Cu, Ni)가 강 중에 포함되지 않는 경우에는, 그 변수에 0을 대입한다.

상기 각 원소의 양의 범위와, Pcm 및 A의 조건을 만족시키는 성분 조성이, 본 실시 형태에 있어서의 성분 조성이다.

다음에, 본 실시 형태의 강의 조직에 대해 설명한다.

상술한 바와 같이, 통상의 용접 시공 관리에 필요로 하는 용접성을 확보하면서 83％ 이상의 항복비를 만족시키기 위해서는, 마르텐사이트 분율과 하부 베이나이트 분율의 합이 90％ 이상이고, 이 중 하부 베이나이트의 분율이 70％ 이상인 것이 필요하다.

여기서, 하부 베이나이트에는, 다량의 미세한 시멘타이트가, 페라이트 래스(lath)의 계면이나 페라이트 래스 내에 존재하고 있다. 이 미세한 시멘타이트는 항복 강도를 높이고, 특히 직경(원상당 직경)이 1～10㎚ 정도인 시멘타이트의 항복 강도 향상 효과가 크다고 일컬어지고 있어, 이러한 미세한 시멘타이트가 많은 것이 바람직하다. 그러나, 수 ㎚의 시멘타이트를 고정밀도로 측정하는 것은 용이하지 않다. 한편, C량 등의 제조 조건에 따라서 일정량의 시멘타이트가 강 중에 생성되는 것을 고려하면, 미세한 시멘타이트가 많아질수록 조대한 시멘타이트가 적어지는 경향이 있다. 따라서, 본 발명자들은, 항복 강도와 시멘타이트의 크기, 개수 밀도에 대해 상세하게 조사한 결과, 구체적으로는 강판 조직 중의 직경(원상당 직경) 50㎚ 이상의 비교적 조대한 시멘타이트의 개수 밀도가 20개/㎛³ 이하인 것이, 미세한 시멘타이트를 많이 포함하여 항복 강도를 현저하게 향상시키기 위한 바람직한 조건인 것을 발견하였다. 강판 조직 중에 이러한 미세한 시멘타이트를 많이 포함함으로써, 83％ 이상의 항복비를 용이하게 달성할 수 있다. 또한, 이 시멘타이트의 개수 밀도의 하한은 0개/㎛³이다.

또한, 추출 레플리카법에 의해 소정 체적의 강판의 소지(素地)를 전해에 의해 용출시켜 시멘타이트를 추출한 샘플을 제작하고, 이 샘플을 투과형 전자 현미경(TEM)에 의해 관찰하여 50㎚ 이상의 원상당 직경을 갖는 시멘타이트(50㎚ 이상의 시멘타이트)의 단위 체적당 개수(개수 밀도)를 얻을 수 있다.

또한, 후술하는 바와 같이 구 오스테나이트(구 오스테나이트립)의 어스펙트비가 2 이상이다. 구 오스테나이트의 어스펙트비는, 구 오스테나이트의 짧은 축 길이에 대한 긴 축 길이의 비(축비)로, 각 구 오스테나이트립의 축비의 평균값이다. 그로 인해, 이 어스펙트비의 하한은 1이다.

또한, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다. 상기 실시 형태의 성분 조성의 조건을 만족시키도록 첨가 등에 의해 강 중의 성분 조성이 조정된 슬래브(강)로부터, 이하의 방법을 사용하여 고강도 강판을 제조하였다. 또한, 도 4에, 본 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법의 개략을 나타낸다.

제어 압연 효과를 높이는 Nb나, 켄칭성에 기여하는 Mo 등의 합금 원소의 탄화물 혹은 탄질화물을 충분히 강 중에 고용시키기 위해, 상기 슬래브를 1100℃ 이상의 온도(가열 온도)로 가열한다(S1). 이 가열 온도의 상한은, 특별히 제한되지 않지만, 생산성이 저하되거나, 가열시의 오스테나이트의 입경이 극단적으로 커지므로, 1300℃인 것이 바람직하다.

이 가열된 슬래브에 대해 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 60％ 이상으로 되도록 목표의 판 두께까지 열간 압연을 행한다(S2). 열간 압연된 슬래브, 즉, 강판(강)에서는, 그 판 두께의 대부분은 6～25㎜이지만, 반드시 이 판 두께에 한정되는 것은 아니다. 여기서, 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 60％ 이상이면 충분한 가공 변형을 강 중에 도입할 수 있어, 강판의 강도 특성을 적절하게 제어할 수 있다. 또한, 미재결정 온도 영역은, Ar3 이상 또한 960℃ 이하의 온도 영역이며, 이 온도 영역에서는, 압연 후의 재결정(가공 변형의 감소)을 방지할 수 있다. 또한, Ar3(Ar3 변태점)은, 냉각시에 페라이트 변태가 개시되는 온도로, 후지 덴파 고오끼(富士電波工機)제의 열간 가공 재현 시험 장치(THERMECMASTOR-Z)를 사용하여 측정할 수 있다. 이 Ar3의 측정에서는, 강(샘플)을, 1200℃까지 가열하여 10분간 유지한 후, 2.5℃/분으로 냉각하여, 냉각시의 체적 변화를 측정하고, 이 체적 변화에 기초하여 Ar3을 결정한다. 또한, 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율은, 100％ 미만이다.

열간 압연에 의해 얻어진 강판(강)에 대해, 열간 압연에 이어서 온라인으로, Ar3 이상의 온도(수냉 개시 온도)로부터 가속 냉각(수냉)을 행한다. 온라인으로 가속 냉각을 행함으로써 켄칭성을 높일 수 있어, Pcm의 저감에 유리하다. 가속 냉각 개시 온도를 Ar3 이상의 온도로 하는 것은, Ar3 미만의 온도로부터 가속 냉각을 개시하면, 페라이트나 상부 베이나이트가 생성되어 강판의 강도가 크게 저하되기 때문이다. 가속 냉각을 개시한 후, 300℃ 이상 또한 450℃ 이하의 온도(수냉 정지 온도)에서 이 가속 냉각을 정지하고, 그 후 방냉을 행한다(S3). 수냉 정지 온도가 450℃ 초과에서는, 상부 베이나이트가 생성되기 쉬워, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되는 경향이 강하다. 또한, 수냉 정지 온도가 300℃ 미만에서는, 마르텐사이트의 조직 분율이 높아져, 항복비가 저하되므로, 항복 강도의 하한과 인장 강도의 상한의 양립이 어려워진다. 여기서는, 가속 냉각(수냉)은, 상기 냉각 정지 온도 이상 또한 Ar3 이하의 온도 영역에 있어서 강판의 1/4t부의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상인 냉각이며, 이 가속 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 제한되지 않는다. 또한, 방냉(대기 중에 유지)은, 실온 이상 또한 상기 냉각 정지 온도 미만의 온도 영역에 있어서 강판의 1/4t부의 평균 냉각 속도가 1℃/s 이하인 냉각이며, 이 방냉의 평균 냉각 속도의 하한은, 특별히 제한되지 않는다. 또한, 강판의 1/4t부는, 강판의 표면으로부터 판 두께 중심(깊이) 방향으로 판 두께의 1/4의 거리 이격된 부분이며, 이 1/4t부의 냉각 속도는, 온도 해석을 행하여 얻어진 온도 변화로부터 구하였다. 또한, 상기한 가속 냉각 후의 방냉에 의해, 70％ 이상의 하부 베이나이트가 얻어져, 충분히 미세한 시멘타이트를 확보할 수 있다. 이 경우, 얻어지는 강판의 대부분에 대해, 50㎚ 이상의 비교적 조대한 시멘타이트의 개수 밀도가 20개/㎛³ 이하이다.

본 실시 형태에 의해 제조된 강판에서는, 하부 베이나이트 분율과 마르텐사이트 분율의 합이 90％ 이상, 하부 베이나이트 분율이 70％ 이상, 온라인 가속 냉각으로 제조한 강판의 조직의 특징으로서 구 오스테나이트의 어스펙트비가 2 이상으로 된다. 또한, 본 실시 형태에서는, 템퍼링을 행하는 일 없이, 885㎫ 이상의 항복 강도와, 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하의 인장 강도를 달성할 수 있다.

한편, 강판에 대해, 온라인으로 가속 냉각을 행하지 않고 냉각 완료 후에 재가열과 켄칭을 행한 경우에는, 강판의 구 오스테나이트의 어스펙트비는 2.0 미만으로 된다. 이 경우에는, 항복비를 확보하기 위해 템퍼링이 필요하므로, 공정수 및 공정 소요 시간이 증가하여, 공업적으로는 비용이 높아진다.

또한, 가속 냉각 후에 강판을 권취하여, 코일 상태로 강판을 방치한 경우, 방냉시의 냉각 속도가 매우 작아져, 50㎚ 이상의 비교적 조대한 시멘타이트의 개수 밀도가 20개/㎛²를 초과해 버린다. 그로 인해, 코일 상태의 강판에 대해 가속 냉각 후의 방냉을 행하는 것은 바람직하지 않고, 강판의 온도가 250℃ 이하로 될 때까지 강판 1매마다 방치하여 공냉을 행하는 것이 바람직하다. 즉, 강판의 온도가 250℃ 이하로 될 때까지, 강판을 겹치는 일 없이(예를 들어, 강판의 표면이 공기와 접촉할 수 있도록) 방냉하는 것이 바람직하다. 강판의 온도가 250℃ 이하에 도달한 후에는, 강판을 겹쳐 방냉해도 된다.

이것에 더하여, 열간 압연 후, 가속 냉각을 행함으로써 얻어진 강판을 고온으로 템퍼링하면, 시멘타이트가 조대화되기 쉬워, 충분히 미세한 시멘타이트를 확보하는 것이 곤란하다.

실시예

표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성을 갖는 강 조성 No.A～AP의 강을 용제하여 얻어진 강편으로부터, 표 3 및 표 4에 나타내는 제조 조건에 의해, 판 두께 6～25㎜의 강판 No.1～55를 제조하였다. 표 1 및 표 2에 있어서, Cu, Ni, V, Ca를 강 중에 의도적으로 첨가하고 있지 않은 경우에는, 이들 화학 성분의 양에 괄호를 부여하고 있다. 또한, 표 3 및 표 4에서는, 가속 냉각(수냉)을 정지한 후, 강판의 온도가 250℃로 될 때까지는, 강판을 권취하는 일 없이 강판 1매마다 방냉하였다.

이들 강판 No.1～55에 대해, 이하에 나타내는 방법에 의해, 하부 베이나이트 및 마르텐사이트의 조직 분율, 50㎚ 이상의 시멘타이트의 개수(개수 밀도), 구 오스테나이트의 어스펙트비, y형 용접 균열 시험에서의 용접 금속의 확산성 수소량을 측정하여, 항복 강도, 인장 강도, 용접성, 인성을 평가하였다. 이들의 측정 및 평가에 의해 얻어진 강판의 조직 및 특성을 표 5 및 표 6에 나타낸다.

강판 단면을 경면 연마한 후 나이탈 부식시켜, 주사형 전자 현미경(SEM)에 의해 강판 단면의 상기 1/4t부 부근을 관찰하였다. 여기서, 배율은 3000배이고, 25㎛×20㎛의 범위의 시야를 15시야 선택하고 있다. 이 관찰에 의해 얻어진 화상으로부터, 하부 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적을 측정하여, 각각의 조직 분율(면적률)을 구하였다. 또한, 이들 화상과 동일한 방법으로 1/4t부 부근에 있어서의 강판의 압연 방향(길이 방향)에 평행한 단면(L 단면, 판 두께 중심 방향에 수직한 단면)을 관찰하여 얻어진 화상으로부터, 구 오스테나이트의 긴 축 길이와 짧은 축 길이를 측정하고, 긴 축 길이를 짧은 축 길이에 의해 나누어 어스펙트비를 구하였다. 이것에 더하여, 추출 레플리카법에 의해 강판 No.1～55로부터 소정 체적의 강판의 소지를 전해에 의해 용출시켜 시멘타이트를 추출한 샘플을 제작하고, 이 샘플을 투과형 전자 현미경(TEM)에 의해 관찰하여 50㎚ 이상의 원상당 직경을 갖는 시멘타이트의 개수 밀도를 구하였다. 개수 측정에 있어서는, EDX에 의해 시멘타이트 이외의 석출물을 구별하였지만, 강판 No.1～55에서는, 시멘타이트 이외의 50㎚ 이상의 석출물은 거의 존재하지 않았다.

또한, Ar3(Ar3 변태점)은, 후지 덴파 고오끼제의 열간 가공 재현 시험 장치(THERMECMASTOR-Z)를 사용하여 측정되고, 이 Ar3의 측정에서는, 강(샘플)을, 1200℃까지 가열하여 10분간 유지한 후, 2.5℃/분으로 냉각하여, 냉각시의 체적 변화를 측정하고, 이 체적 변화에 기초하여 Ar3을 결정하였다.

또한, 강판 No.1～55로부터 JIS Z 2201(1998)에 규정된 1A호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241(1998)에 규정된 인장 시험에 의해 항복 강도 및 인장 강도를 측정하였다. 이 인장 시험의 결과, 항복 강도가 885㎫ 이상, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하인 경우에, 각각 강판의 항복 강도 및 인장 강도를 「합격」이라 평가하였다.

JIS Z 3158(1993)에 규정된 y형 용접 균열 시험에서 강판 No.1～55의 용접성을 평가하였다. 이 y형 용접 균열 시험에서는 온도 및 습도의 조정을 행하고, 입열 15kJ/㎝로 탄산 가스 아크 용접을 행하여, 평가한 강판의 판 두께는 25㎜였다. 이 시험의 결과, 예열 없이(실온 25℃) 루트 균열률이 0이었던 경우에, 강판의 용접성을 「합격」이라 평가하였다. 또한, 판 두께가 6㎜～16㎜인 강판 No.2, 4, 7, 9, 18은, 유사한 성분을 갖는 강판 No.1, 3, 6, 8, 17과 마찬가지의 용접성을 갖는다고 생각되므로, 이들 강판 No.2, 4, 7, 9, 18에 대해서는, y형 용접 균열 시험을 생략하였다.

또한, y형 용접 균열 시험에서는, 2체의 시험재 각각에 대해 온도 및 습도나 입열 등의 조건을 동일하게 설정한 용접을 행하고, 이 중 1체를 용접 후 바로 샘플을 채취하여, JIS Z 3118(2007)에 규정된 가스 크로마토그래프법에 의해 용접 금속의 확산성 수소량을 측정하였다. 분석 결과, 확산성 수소량이 5.0ml/100g을 초과한 경우만, 나머지 1체의 시험재를 상기 용접성(균열 유무)의 평가 시험에 채용하였다.

JIS Z 2201(1998)에 규정된 4호 샤르피 시험편을 판 두께 중심부로부터 압연 방향에 수직한 방향으로 채취하여, -40℃에 있어서의 충격 시험의 흡수 에너지를 측정하고, 3개의 시험편의 흡수 에너지의 평균값(vE-40)으로부터 인성을 평가하여, 27J을 인성의 목표값으로 설정하였다. 또한, 판 두께가 6㎜ 및 9㎜인 강판에 대해서는, 5㎜ 서브 사이즈의 샤르피 시험편을 채취하여, 1㎠당 흡수 에너지값이 27J 이상인 것을 인성의 목표값으로 설정하였다.

또한, 표 1 및 표 2 중에서 밑줄을 그은 화학 성분의 양, Pcm 및 A의 값은, 본 발명의 강판의 조성 조건을 만족시키고 있지 않다. 마찬가지로, 표 3 및 표 4 중에서 밑줄을 그은 수치는, 본 발명의 제조 조건을 만족시키지 않는다. 표 5 및 표 6 중에서 밑줄을 그은 수치는, 본 발명의 강판의 조직을 만족시키고 있지 않거나, 혹은 강판의 특성이 불충분하다.

표 2 중의 강판 No.1～18에서는, 모두 하부 베이나이트 분율과 마르텐사이트 분율의 합(하부 베이나이트 분율＋마르텐사이트 분율)이 90％ 이상이고, 또한 하부 베이나이트 분율이 70％ 이상이고, 항복 강도, 인장 강도, 항복비, 용접성, 인성이, 상기한 목표값을 만족시키고 있었다. 여기서, 용접성의 평가를 위해 실시한 y형 용접 균열 시험에 있어서 용접 금속 중의 확산성 수소의 양이 5.1～6.0ml/100g의 범위였으므로, 이 범위에서는 용접 균열이 발생하지 않는 것을 확인할 수 있었다. 따라서, 탄산 가스 아크 용접에 있어서, 확산성 수소량이 용접 시공 관리가 약간 불충분했을 때에 혼입될 수 있다고 생각되는 3.0～5.0ml/100g 정도이면, 이 확산성 수소량은 상기 범위의 확산성 수소량보다 낮은 것이므로 용접 균열이 발생하지 않는다고 간주할 수 있다. 여기서, 강판 No.1～18에 대해 500℃에서의 템퍼링을 더 행한 경우에는, 50㎚ 이상의 비교적 조대한 시멘타이트의 개수 밀도가 증가하여, 템퍼링을 행하지 않는 경우에 비해 항복 강도가 저하되었다. 또한, 예를 들어, 강판 No.7의 제조 조건 중 미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율을 60％ 미만으로 변경한 경우에는, 충분한 가공 변형을 강 중에 도입할 수 없으므로, 강도 특성 중 어느 하나(예를 들어, 인성)가 강판 No.7에 비해 저하되었다.

이에 대해, 표 1 및 표 2 중의 밑줄로 나타내는 각 화학 성분의 양이 본 발명의 조건을 만족시키지 않는 강판 No.19～42에서는, 본 발명의 제조 조건을 만족시키고 있음에도 불구하고, 항복 강도, 인장 강도, 용접성, 인성 중 하나 이상이 목표값으로 되지 않는다.

강판 No.43～49에서는, 각 화학 성분의 양이 본 발명의 조건을 만족시키고 있었다. 그러나, Pcm의 값이 본 발명의 조건을 만족시키고 있지 않은 강판 No.43～45에서는, 용접성이 불합격이었다. 마찬가지로, A의 값이 본 발명의 조건을 만족시키고 있지 않은 강판 No.46～47에서는, 항복 강도가 불합격이었다. 또한, Pcm값과 A값이 모두 본 발명의 조건을 만족시키고 있지 않은 강판 No.48～49에서는, 용접성과 항복 강도가 모두 불합격이었다.

강판 No.50～55에서는, 각 화학 성분의 양, Pcm, A의 값이 모두 본 발명의 조건을 만족시키고 있었다. 그러나, 강판 No.50～55에서는, 제조 조건 중 어느 하나가 본 발명의 조건을 만족시키고 있지 않았다. 그로 인해, 강판 No.50～55에서는, 강판의 조직의 조건(하부 베이나이트＋마르텐사이트 분율, 하부 베이나이트 분율 중 하나 이상)이 본 발명의 조건을 만족시키지 않는 것에 더하여, 항복 강도, 인장 강도, 인성 중 적어도 하나가 불합격이었다.

또한, 강판 No.54에서는, 강편을 압연하여 강판을 제조하고, 방냉을 행한 후, 강판을, 930℃로 재가열하여 810℃로부터 350℃까지의 온도 영역을 40℃/s의 냉각 속도로 냉각하였다. 그로 인해, 예를 들어 강판 No.52와 비교하면, 강판 No.54에서는 제조 비용이 증가하였다.

항복 강도가 885㎫ 이상, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하이고, 용접성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조 방법을 경제적으로 제공할 수 있다.

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C:0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만,
Si:0.20％ 이상 또한 0.50％ 이하,
Mn:0.20％ 이상 또한 1.20％ 미만,
Cr:0.20％ 이상 또한 1.20％ 이하,
Mo:0.20％ 이상 또한 0.60％ 이하,
Nb:0.010％ 이상 또한 0.050％ 이하,
Ti:0.005％ 이상 또한 0.030％ 이하,
Al:0.01％ 이상 또한 0.10％ 이하,
B:0.0003％ 이상 또한 0.0030％ 이하,
V:0％ 이상 또한 0.10％ 이하,
Cu:0％ 이상 또한 0.50％ 이하,
Ca:0％ 이상 또한 0.0030％ 이하
를 함유하고,
Ni:0.1％ 이하,
P:0.012％ 이하,
S:0.005％ 이하,
N:0.0080％ 이하
로 제한하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 1에 의해 정의되는 Pcm이 0.22％ 이하이고, 하기 수학식 2에 의해 정의되는 A가 2.0 이하이고, 하부 베이나이트의 조직 분율과 마르텐사이트의 조직 분율의 합이 90％ 이상이고, 상기 하부 베이나이트의 조직 분율이 70％ 이상이고, 구 오스테나이트립의 어스펙트비가 2 이상이고, 항복 강도가 885㎫ 이상이고, 인장 강도가 950㎫ 이상 또한 1130㎫ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
[수학식 1]

[수학식 2]

여기서, 〔C〕,〔Si〕,〔Mn〕,〔Cu〕,〔Ni〕,〔Cr〕,〔Mo〕,〔V〕,〔B〕는, 각각, 상기 화학 조성 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량％임.
제1항에 있어서, 50㎚ 이상의 시멘타이트의 개수 밀도가, 20개/㎛³ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 판 두께가, 6㎜ 이상 또한 25㎜ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
질량％로,
C:0.05％ 이상 또한 0.10％ 미만,
Si:0.20％ 이상 또한 0.50％ 이하,
Mn:0.20％ 이상 또한 1.20％ 미만,
Cr:0.20％ 이상 또한 1.20％ 이하,
Mo:0.20％ 이상 또한 0.60％ 이하,
Nb:0.010％ 이상 또한 0.050％ 이하,
Ti:0.005％ 이상 또한 0.030％ 이하,
Al:0.01％ 이상 또한 0.10％ 이하,
B:0.0003％ 이상 또한 0.0030％ 이하,
V:0％ 이상 또한 0.10％ 이하,
Cu:0％ 이상 또한 0.50％ 이하,
Ca:0％ 이상 또한 0.0030％ 이하
를 함유하고,
Ni:0.1％ 이하,
P:0.012％ 이하,
S:0.005％ 이하,
N:0.0080％ 이하
로 제한하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 3에 의해 정의되는 Pcm이 0.22％ 이하이고, 하기 수학식 4에 의해 정의되는 A가 2.0 이하인 화학 조성을 갖는 강을 1100℃ 이상으로 가열하고,
미재결정 온도 영역에서의 누적 압하율이 60％ 이상으로 되도록 상기 강에 열간 압연을 행하고,
상기 강을, 온라인으로, Ar3 이상의 온도로부터 450℃ 이하 또한 300℃ 이상의 온도까지 10℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하고, 가속 냉각의 정지 후 방냉하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.
[수학식 3]

[수학식 4]

여기서,〔C〕,〔Si〕,〔Mn〕,〔Cu〕,〔Ni〕,〔Cr〕,〔Mo〕,〔V〕,〔B〕는, 각각, 상기 화학 조성 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량％임.