KR20160028480A

KR20160028480A - 후강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160028480A
Application number: KR1020167003412A
Authority: KR
Inventors: 요시아키 무라카미; 카즈쿠니 하세; 료 아라오; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-08-22
Filing date: 2014-08-04
Publication date: 2016-03-11
Also published as: KR101795548B1; JP2015040328A; CN105473753B; TWI525199B; BR112016001817A2; TW201508069A; WO2015025486A1; JP5692305B2; CN105473753A; BR112016001817B1

Abstract

대입열 용접 특성과 강판 내의 재질 균질성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C: 0.030∼0.080％, Si: 0.01∼0.10％, Mn: 1.20∼2.40％, P: 0.008％ 이하, S: 0.0005∼0.0040％, Al: 0.005∼0.080％, Nb: 0.003∼0.040％, Ti: 0.003∼0.040％, N: 0.0030∼0.0100％, B: 0.0003∼0.0030％, 추가로, 필요에 따라서, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ca, Zr, REM의 1종 또는 2종 이상, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 판두께 방향과 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭: ΔHV가 30 이하인 후강판. 상기 성분 조성의 강 소재를 1000∼1300℃의 온도로 가열한 후, 열간 압연하여, 이어지는 가속 냉각의 직전에 강판 표면에서의 분사류의 충돌압이 1㎫ 이상의 조건에서 디스케일링을 행하고, 그 후, 가속 냉각을 행하는 제조 방법.

Description

후강판 및 그의 제조 방법{THICK STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 선박, 해양 구조물, 건축, 강관 분야 등의 각종 강구조물에 사용되고, 특히 대입열(large-heat-input) 용접이 적용되는 후강판 및 그의 제조 방법으로서 적합한 것에 관한 것이다.

　선박, 해양 구조물, 건축, 강관 등의 분야에서 사용되는 강구조물은, 용접 접합에 의해 소망하는 형상의 구조물로 완성되는 것이 일반적이다. 따라서, 이들 구조물은, 안전성을 확보하는 관점에서, 사용되는 강재의 기본이 되는 모재 특성, 즉 강도, 인성, 신장의 확보에 더하여, 용접부의 특성, 주로 조인트 강도, 조인트 인성도 우수한 것이 요청되고 있다.

　또한, 최근에는, 상기 선박이나 강구조물은 대형화되는 경향이 있기 때문에, 사용되는 강재도 고강도화나 후육화가 요망되는 한편으로, 강재 중량의 대폭적인 증가에 의한 조달 비용 증가를 억제한다는 관점도 주목받고 있다. 이 때문에, 적용하는 강판의 강도·판두께가 과대해지지 않도록 하는 설계를 도입하고, 또한 용접 시공에는, 서브머지아크 용접이나 일렉트로가스 용접, 일렉트로슬래그 용접 등의 고능률로 대입열의 용접 방법을 적용하여, 전체적인 제조 비용의 합리화를 지향하게 되어 오고 있다. 구체적으로는, 전술한 대입열 용접의 적용을 전제로 하여, 강도나 판두께가 그다지 과대하지 않은, 강도 클래스로서는 인장 강도로 550∼750N/㎟급 정도까지, 판두께가 50㎜ 이하의 강판의 적용 확대가 전망되고 있다.

일반적으로 상기 강도 클래스, 판두께의 후강판은, 강판의 특성의 향상이나 합금 원소의 삭감, 나아가서는 열처리의 생략 등을 목적으로 하여, 제어 압연과 가속 냉각을 조합한, 소위 TMCP 기술에 의해 제조된다. TMCP 기술은 고냉각 속도를 확보할 수 있기 때문에, 비교적 저성분으로 모재 강도를 확보 가능하다는 이점이 있다. 다른 한편으로는, 강판 내부에 비해 강판의 표면이 급냉되기 때문에, 강판 내부에 비해 강판 표면 근방의 경도가 높아져, 판두께 방향의 경도 분포에 불균일이 발생하는 경우가 있다. 또한, 가속 냉각이 강판 전체면에 걸쳐 균일하지 않은 경우도 있어, 강판 내의 재질 균일성, 구체적으로는 강판의 신장 특성에의 영향이 우려된다.

상기의 문제를 해결하기 위해, 종래부터 TMCP 기술의 일환으로서 여러 가지의 해결책이 제안되고 있으며, 예를 들면 특허문헌 1에는, 가속 냉각시에 있어서, 냉각 속도를 3∼12℃/s라는 비교적 낮은 냉각 속도로 제어함으로써, 판두께 중심부에 대한 표면의 경도 상승을 억제하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 냉각 과정에서, 페라이트가 석출되는 온도역에서 대기를 행함으로써, 강판의 조직을 페라이트와 베이나이트의 2상(相) 조직으로 하고, 표층과 판두께 중심부의 경도의 차를 저감한, 판두께 방향의 재질 차가 작은 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한, 강판 표면의 스케일 성상과 강판의 가속 냉각시의 냉각 속도에 주목한 시점에서, 특허문헌 3, 4에는, 냉각 직전에 디스케일링을 행함으로써, 스케일 성상에 기인한 냉각 불균일을 저감하여, 강판 형상을 개선하는 방법이 개시되어 있다. 이들 기술은 모두, 재질 균일성을 담보함과 함께, 결정립을 미세화하는 것에 의한 고인화(high toughness)도 동시에 달성할 수 있는 기술이라고 해석된다.

　한편으로, 전술한 바와 같이 강판의 용접 시공에는 시공 효율이 높은 대입열 용접이 적용되는 경향이 있다. 그러나, 대입열 용접에 의해 형성되는 용접열 영향부(HAZ[Heat Affected Zone]라고도 함)에 있어서는, 전술한 각종 제어 압연·가속 냉각 프로세스에 의한 결정립 미세화 효과가 소실되어 버리는 것에 의한 조인트 인성의 저하나, 조인트 연화역의 형성에 의한 조인트 강도의 저하가 동시에 발생하여, 그들을 아울러 해결하는 대책이 요구된다.

　그 중에서도 널리 알려져 있는 대책으로서는, 용접 중의 고온역에서 비교적 안정된 TiN을 강 중에 미세 분산시킴으로써 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 기술이나, 특허문헌 5에 기재된 바와 같이, 강 중에 적량의 Ti, B를 첨가시킴으로써, 조인트 저온 인성의 저하를 보전하는 방법이 있다.

　또한, 특허문헌 6에 기재된 바와 같이, 강 중의 Nb 첨가량을 최적화함으로써, 강판의 고강도화와 조인트 특성, 특히 HAZ 인성의 양립을 도모하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 5, 6으로 대표되는 대입열 용접 대책 수법이, 강판 재질의 균질성에 미치는 영향은 검증되어 있지 않다.

일본특허공고공보 평7－116504호 일본특허공보 제3911834호 일본공개특허공보 평9－57327호 일본특허공보 제3796133호 일본공개특허공보 2005－2476호 일본공개특허공보 2011－074448호

본 발명은, 상기의 현상을 감안하여 개발된 것으로, 대입열 용접 조인트부에 요구되는 제(諸) 특성을 구비시킴과 함께, 강판의 판두께 방향 및 판폭 방향의 경도의 불균일을 경감함으로써 강판의 재질, 특히 그 전체 두께 신장 특성을 향상시킨 판두께 50㎜ 이하의 후강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것에 있다.

본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해, 대입열 용접 대책으로서의 성분 설계 적정화에 더하여, 강판 내의 재질 균질성을 향상시키기 위한 제조 조건의 검토 및, 소정의 균질성을 만족시키기 위해 구비되어야 하는 재질 문턱값에 관하여 수 많은 실험 및 검토를 행한 후에 얻어진 것이다. 즉 본 발명은,

1. 질량％로, C: 0.030∼0.080％, Si: 0.01∼0.10％, Mn: 1.20∼2.40％, P: 0.008％ 이하, S: 0.0005∼0.0040％, Al: 0.005∼0.080％, Nb: 0. 003∼0.040％, Ti: 0.003∼0.040％, N: 0.0030∼0.0100％, B: 0.0003∼0.0030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 판두께 방향과 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭: ΔHV가 30 이하인 것을 특징으로 하는 대입열 용접 특성과 재질 균질성이 우수한 후강판.

2. 추가로, 질량％로, Cu: 1.00％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Cr: 1.00％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1에 기재된 대입열 용접 특성과 재질 균질성이 우수한 후강판.

3. 추가로, 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.001∼0.020％, REM: 0.001∼0.020％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 또는 2에 기재된 대입열 용접 특성과 재질 균질성이 우수한 후강판.

4. 1 내지 3의 중 어느 하나에 기재된 성분 조성의 강 소재를 1000∼1300℃로 가열 후, 열간 압연하고, 강판 표면에서의 분사류(jet flow)의 충돌압이 1㎫ 이상의 조건으로 분사류를 강판 표면에 충돌시킴으로써 디스케일링을 행하고, 그 후, 즉시, 강판의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상, 강판의 평균 냉각 정지 온도: 200∼600℃로 가속 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 판두께 방향과 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭: ΔHV가 30 이하인 대입열 용접 특성과 재질 균질성이 우수한 후강판의 제조 방법.

5. 가속 냉각 정지 후, Ac1 변태점 이하에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 4에 기재된 후강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 재질 균질성과 대입열 용접 조인트 특성의 양자가 우수한 후강판과 그의 제조 방법이 얻어져, 산업상 매우 유용하다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 한정 조건을 설명한다. 또한, 화학 성분에 있어서의 ％는 모두 질량％로 한다.

C: 0.030∼0.080％

C는, 강재의 강도를 높이는 원소이며, 구조용 강으로서 필요한 강도를 확보하기 위해서는, 0.030％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.080％를 초과하면, 대입열 용접 HAZ 중에 섬 형상 마르텐사이트가 생성되기 쉬워지기 때문에, 상한은 0.080％로 한다. 바람직하게는, 0.040∼0.070％의 범위이다.

Si: 0.01∼0.10％

Si는, 강을 용제할 때의 탈산제로서 첨가되는 원소이며, 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.10％를 초과하면, 대입열 용접 HAZ 중에 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어, 인성의 저하를 초래하기 쉬워진다. 따라서, Si는 0.01∼0.10％의 범위로 한다.

Mn: 1.20∼2.40％

Mn은 C와 동일하게, 강판 모재의 강도를 높이는 원소이며, 구조용 강으로서 필요한 강도를 확보하기 위해, 1.20％ 이상의 첨가가 필요하다. 또한 기타 합금 성분과 비교하여 염가인 점에서, 적극적인 첨가가 유효하다. 그러나, 2.40％를 초과하면 퀀칭성(hardenability)이 과잉되어, 모재 인성이 저하됨과 함께 용접성을 손상시킨다. 따라서 Mn량은 1.20∼2.40％로 한다. 바람직하게는 1.50％∼2.20％의 범위이다.

P: 0.008％ 이하

P는 불순물로서 강 중에 함유되는 원소의 하나이다. 그러나, 강판 모재 및, 대입열 HAZ부의 인성을 저하시키기 때문에, 0.008％ 이하로 한다. 소재 용제 시의 경제성을 고려한 후에 가능한 범위에서 저감하는 것이 바람직하다.

S: 0.0005∼0.0040％

S는 P와 동일하게, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소의 하나이다. P와 상이하게, MnS나 CaS, REM－S 등의 황화물로서 존재한 경우에 페라이트의 생성핵이 되어, 대입열 HAZ부 인성을 향상시키는 효과를 나타낸다. 이 효과는 0.0005％ 이상의 첨가로 유효하다. 한편으로 과잉의 첨가는 다량의 황화물 생성을 초래하여, 모재 인성을 저하시키게 된다. 따라서, S량은 0.0005∼0.0040％의 범위로 한다.

Al: 0.005∼0.080％

Al은, 강의 탈산을 위해 첨가되는 원소이며, 0.005％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.080％를 초과해 첨가하면, 개재 물량이 과잉이 되어, 모재의 인성을 저하시킨다. 따라서, Al은 0.005∼0.080％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.010∼0.060％로 한다.

Nb: 0.003∼0.040％

Nb는, 첨가에 의해 미(未)재결정 온도역을 확대시키는 효과를 갖고, 강판 모재의 강도 인성을 확보하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 0.003％ 미만의 첨가에서는 상기 효과가 작고, 한편으로 0.040％를 초과하여 첨가하면, 대입열 용접 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트를 생성시켜, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Nb는 0.003∼0.040％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.005∼0.025％의 범위이다.

Ti: 0.003∼0.040％

Ti는, 응고시에 TiN으로서 석출되며, 특히 용접열 영향부의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 또한, 페라이트의 변태핵이 되는 등, 대입열 용접 HAZ의 고인화에 매우 유용한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.003％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편으로, 0.040％를 초과하여 첨가하면, 석출한 TiN이 조대화하여, 상기 효과를 얻기 어려워진다. 따라서, Ti는, 0.003∼0.040％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.005∼0.025％의 범위이다.

N: 0.0030∼0.0100％

N은, 전술한 TiN의 생성, 또한, 후술하는 B 질화물의 형성에 필요한 원소이며, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 하나이다. 이들 질화물을 대입열 용접 HAZ부에 있어서 생성시켜, 인성 향상에 유효하게 기여시키기 위해서는, 0.0030％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편으로, 0.0100％를 초과하여 첨가하면, 용접 입열 조건에 따라서는 TiN이 용해되는 영역에 있어서의 고용 N량이 증가하여, 용접 HAZ부의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, N은, 0.0030∼0.0100％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.0040∼0.0070％의 범위이다.

B: 0.0003∼0.0030％

B는 고용 상태로 존재하는 경우는 입계에 편재하여 퀀칭성을 확보하고, 모재 강도의 확보에 기여함과 함께, B 질화물로서 존재하는 경우는 페라이트핵으로서 작용하여, 대입열 용접 HAZ 인성을 높이는 효과의 양쪽에 기여한다. 이 때문에, B는 본 발명에서 가장 중요한 원소의 하나이다. 함유량이 0.0003％ 미만에서는 전자의 효과를 얻지 못하고, 또한, 0.0030％를 초과하여 첨가하면 B 질화물을 상회하는 고용 B가 다량으로 존재하게 되어, 대입열 용접 HAZ 인성을 저하시킨다. 따라서 B는 0.0003∼0.0030％의 범위로 한다.

본 발명의 기본 성분 조성은 이상이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 추가로 소망하는 특성을 향상시키는 경우는, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 1종 또는 2종 이상을 선택 원소로서 첨가할 수 있다.

Cu: 1.00％ 이하

Cu는 강도를 증가시키기 위해 첨가할 수 있는 원소이다. 그러나, 1.00％를 초과하여 첨가하면, 열간 취성에 의해 강판 모재 표면의 성상을 열화시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우, 그 양은 1.00％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

Ni: 1.00％ 이하

Ni는 모재의 강도를 증가시키면서 인성도 향상시키는 것이 가능한 원소이다. 1.00％를 초과하여 첨가한 경우, 효과가 포화됨과 함께 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, 첨가하는 경우, 그 양은 1.00％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 1.00％ 이하

Cr은 강도를 증가시키기 위해 유효한 원소이다. 그러나, 1.00％를 초과하여 첨가하면, 모재 인성을 열화시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우, 그 양은 1.00％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.50％ 이하

Mo는 모재 강도를 증가하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 0.50％를 초과하여 첨가하면, 현저하게 인성을 열화시킴과 함께 경제성을 손상시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우, 그 양은 0.50％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

V: 0.10％ 이하

V는 모재 강도를 증가하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 0.10％를 초과하여 첨가하면, 현저하게 인성을 열화시킨다. 이 때문에, 첨가하는 경우, 그 양은 0.10％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

또한 소망하는 특성을 향상시키는 경우, 상기 성분 조성에, 추가로 Ca, Zr, REM의 1종 또는 2종 이상을 선택 원소로서 첨가할 수 있다.

Ca: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.001∼0.020％ 및 REM: 0.001∼0.020％

Ca, Zr, REM은 강 중의 S를 고정하여 강판의 인성을 향상시키는 효과가 있다. 강한 황화물 형성 원소인 Ca는 0.0005％ 이상이고, 또한, Zr 및 REM에 관해서는 0.001％ 이상의 첨가로 각각 효과가 얻어진다. 그러나, Ca, Zr, REM의 각각의 양이 0.0050％, 0.020％, 0.020％를 초과하여 첨가하면 강 중의 개재물량이 증가하여 인성을 오히려 열화시킨다. 따라서, 이들 원소를 첨가하는 경우, Ca는 0.0005∼0.0050％, Zr은 0.001∼0.020％, REM은 0.001∼0.020％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

판두께 방향 및 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭: ΔHV가 30 이하

본 규정은, 본 발명 내에서도 가장 중요한 요건의 하나이며, 재질의 균질성, 특히 모강판 전체 두께의 신장 특성에 다대한 영향을 미친다. 판두께 방향 및 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭(ΔHV)이 30 초과인 강판은, 모강판의 인장 시험시에 그 경도가 상대적으로 저위가 되는 부위에서 우선적으로 잘록함(constriction)이 발생하기 때문에, 전체 두께의 신장 특성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, 경도의 변동폭(불균일)은 비커스 경도에서 30 이하의 범위, 바람직하게는 20 이하로 한다. 이러한 강판을 강판 내의 재질 균질성이 우수한 강판으로 한다. 경도 시험 방법은 실시예에 있어서 상술한다.

상기 성분 조성을 갖는 강을, 전로(converter furnace) 혹은 전기로 등의 상법의 방법을 이용하여 용제하고, 연속 주조법 혹은 조괴법 등의 상법의 공정에 의해, 강판 제조를 위한 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 이하, 본 발명에서 규정하는 강판 제조 조건의 한정 이유에 관하여 설명한다. 본 발명에 있어서의 강재 온도는, 강재의 표면과 중심부(판두께의 1/2부)의 평균 온도로 한다.

가열 온도: 1000∼1300℃

주조 후의 슬래브 등의 강 소재는, 실온까지 냉각한 후, 혹은 고온의 상태인 채로, 가열로에 장입하고, 강 소재 온도를 1000℃ 이상으로 한다. 강 소재의 가열 온도는, 주로 Nb 탄질화물을 용해시켜, 고용 Nb를 충분히 확보하는 관점에서 하한을 1000℃로 했다. 또한, 강 소재 온도가 1300℃를 초과하는 경우, 가열시의 오스테나이트립의 조대화가 일어나 모재 인성에 악영향을 미치기 때문에 상한은 1300℃로 했다. 또한, 바람직한 강 소재 온도는 1000∼1250℃, 보다 바람직하게는 1050∼1200℃이다.

미재결정 온도역에 있어서 누적 압하율 40％ 이상의 압연

가열된 강 슬래브는, 재결정 온도역에서의 열간 압연 후, 미재결정 온도역에서 제어 압연을 행한다. 재결정 온도역에 있어서의 압연은, 가열시의 오스테나이트립을 미세화하기 위해 실시하는 것이 바람직하고, 1패스 이상, 바람직하게는 누적 압하율 20％ 이상 행하는 것이 바람직하다. 이 재결정 온도역에서의 열간 압연 후에 미재결정 온도역에 있어서 실시하는 제어 압연은 그 압하율이 작은 경우, 소정의 모재 인성을 얻을 수 없다. 이 때문에, 미재결정 온도역에 있어서의 압연의 누적 압하율의 하한을 40％로 규정한다. 또한, 압하율은 높은 편이 바람직하다. 그러나, 공업적으로는 80％ 정도가 상한이 된다.

또한, 재결정 온도역의 하한 온도는, 강 조성 외, 결정 입경이나 가공 이력이나 변형량 등의 영향을 받아, 대체로 800∼950℃의 범위에 있다. 사전에 예비 시험을 하여 조사함으로써, 상기 하한 온도를 추측할 수 있다.

또한, 압연 종료 온도는 조직의 균일성의 관점에서, Ar3 변태점 이상인 것이 바람직하다.

가속 냉각 전의 디스케일링의 실시

가속 냉각의 직전에 고충돌압의 분사류를 강판 표면에 충돌시킴으로써 디스케일링을 행한다. 강판 내의 재질 균일성이 우수한 후강판으로 하기 위해서는, 강판 내의 경도의 불균일을 저감하는 것이 필요하고, 특히 강판 내부의 강도를 유지하면서, 표층부의 경도의 불균일을 억제하는 것이 중요하다.

압연 후의 강판에 있어서는, 압연 전 및 압연 중의 디스케일링 등에 의해 폭방향으로 스케일의 두께에 불균일이 발생하는 경우가 있다. 또한, 스케일이 두꺼운 경우에는, 부분적으로 스케일의 박리가 발생하는 경우가 있다. 압연 후의 냉각시에, 스케일 두께에 불균일이 있으면, 그 두께에 따라서 강판 표면의 냉각 속도도 변화하고, 그 냉각 속도에 따라서 강판 표면의 경도도 변화한다. 강판을 고강도화하기 위해서는, 가속 냉각시의 냉각 속도를 크게 하는 것이 유효하다. 그러나, 고냉각 속도에서의 냉각에서는 표층 경도에 미치는 스케일 두께의 영향이 현저해 지기 때문에, 스케일 두께에 불균일이 있으면 경도의 불균일이 증대하여 강판 내의 재질 균일성이 열화된다.

본 발명에서는, 가속 냉각의 직전에 고충돌압의 분사류에 의한 디스케일링을 실시하여, 스케일 두께를 냉각 속도에 큰 차가 발생하지 않는, 15㎛ 이하까지 균일하게 얇게 한다. 즉, 가속 냉각 후의 강판의 스케일 두께를 15㎛ 이하로 한 경우에, 판두께 방향의 경도의 불균일이 ΔHV 30 이하, 또한 판폭 방향의 경도의 불균일도 동일하게 ΔHV 30 이하가 된다.

가속 냉각 직전의 강판의 스케일 두께를 측정하는 것은 곤란하다. 그러나, 가속 냉각 전의 스케일 두께는 가속 냉각 후의 스케일 두께에 의해 추정할 수 있고, 냉각 후의 강판의 스케일 두께가 15㎛ 이하가 되도록 냉각 직전에 디스케일링을 행함으로써, 소망하는 효과가 얻어지는 것이 해명되었다. 냉각 직전에서의 고충돌압의 분사류에 의한 디스케일링에 의해, 고냉각 속도하에서의 강도와 강판 내의 재질 균일성을 양립할 수 있다.

디스케일링압 (강판 표면에서의 분사류의 충돌압): 1㎫ 이상

본 발명에서는, 냉각 후의 강판의 스케일 두께가 15㎛ 이하가 되도록 가속 냉각의 직전에 강판 표면에서의 분사류의 충돌압이 1㎫ 이상이 되는 조건으로 디스케일링을 행한다. 강판 표면에서의 분사류의 충돌압이 1㎫ 미만에서는, 디스케일링이 불충분하여 스케일 불균일이 발생하는 경우가 있어, 표층 경도의 불균일이 발생하기 때문에, 분사류의 충돌압은 1㎫ 이상으로 한다. 디스케일링은 고압수를 이용하여 행한다. 또한, 강판 표면에서의 분사류의 충돌압이 1㎫ 이상이면, 다른 분사류를 이용해도 문제는 없다. 보다 바람직하게는 2㎫ 이상이다.

강판의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상

디스케일링 후의 가속 냉각은, 강판의 강도를 확보하기 위해 실시된다. 가속 냉각에 있어서는, 강판 표층부의 재질 균질성을 동시에 담보하는 조건을 선택할 필요가 있다. 강판의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만의 경우, 디스케일링된 표층면이라도 표층역의 냉각이 불균일해져, 강판 내부와의 경도의 불균일이 커진다. 이 때문에, 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 규정한다. 또한, 보다 바람직한 평균 냉각 속도는 15℃/s 이상이다. 또한, 냉각 개시 온도는, 얻어지는 금속 조직의 균일성의 관점에서, 이상적으로는 Ar3 변태점 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 예를 들면 판두께가 얇은 경우 등에 있어서는, 압연 완료부터 디스케일링을 거쳐, 가속 냉각 설비에 반송되는 동안에 온도 저하가 일어나, 냉각 개시 온도가 Ar3 변태점을 하회하는 경우가 있다. 이 영향이 본 발명의 목적으로 하는 바의 경도의 균질성을 저해하지 않기 위해서는, 가속 냉각 개시 온도는, 압연 종료 온도∼(압연 종료 온도－30℃)의 범위 내인 것이 바람직하다.

냉각 정지 온도: 강판 평균 온도로 200∼600℃

가속 냉각은, 베이나이트 변태의 온도역인 200∼600℃까지 냉각하여, 소정의 강도가 얻어지는 마이크로 조직에 강판 내부를 변태(본 발명에서는 베이나이트 변태)시킨다. 냉각 정지 온도가 600℃를 초과하면, 베이나이트 변태가 불완전하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 냉각 정지 온도가 200℃ 미만에서는, 특히 표층부에 있어서 일부 마르텐사이트나 섬 형상 마르텐사이트(MA)가 생성되어, 강판 내의 재질 균일성이 얻어지지 않아 전체 두께의 신장 특성이 저하된다. 이 때문에, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 강판 평균 온도로 200∼600℃로 한다. 소망하는 강도 인성이 얻어지도록 가속 냉각 정지 후, Ac1 변태점 이하에서 템퍼링해도 좋다. Ac1 변태점은 하식에 의해 구할 수 있다. 단, 식에 있어서, 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.

Ac1 =751－26.6C+17.6Si－11.6Mn－169Al－23Cu－23Ni+24.1Cr+22.5Mo+233Nb－39.7V－5.7Ti－895B

실시예

이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의해 상세하게 설명한다. 표 1에 나타내는 조성의 강을 전로에서 용제 후, 연속 주조법으로 슬래브(강 소재)로 하고, 표 2, 3에 나타내는 제어 압연, 가속 냉각 조건에 의해 20∼50㎜ 두께의 강판을 제작했다. 또한, 표 1에 있어서, 강 번호 1∼10이 본 발명의 실시예이며, 강 번호 11∼15는, 성분 조성 중 어느 것이 본 발명의 범위 외가 되는 비교예이다. 또한, 표 2, 3에 있어서, 강 번호에 이어 지번(branch number) A는 본 발명에 의한 바의 제어 압연·냉각 조건에 의한 것이고, 지번 B1·B2는 제조 조건 중 어느 것이 본 발명의 범위 외가 되는 비교예이다.

상기 조성 그리고 제조 공정을 거쳐 제조된 후강판에 대해서, 평행부 폭 25㎜의 전체 두께 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241(1998)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 강도 (이하, TS라고 기재함) 및 전체 두께 신장(전체 신장)을 구했다. 또한, 본 발명은 그 대상으로서 고강도 강판을 상정하고 있기 때문에, 그 강도 목표를 TS: 550N/㎟ 이상으로 하고, 전체 두께 신장값은 일반적으로 동(同) 강도 클래스의 강재에 대하여 요구되는 20％ 이상을 목표로 했다.

또한, 상기의 전체 두께 인장 시험에 있어서의 신장값과, 강판이 경도 불균일값의 상관을 분명히 하기 위해, 압연 방향에 직각인 단면에 대해서, JIS Z 2244에 준거하여, 비커스 경도를 측정하여, 판두께 방향의 경도 분포와 판폭 방향의 경도 분포를 구했다. 판두께 방향에 대해서는, 1㎜ 피치로 전체 두께의 경도를 측정하고, 판폭 방향에 대해서는, 20㎜ 피치로 전체 폭의 경도를 측정했다. 또한, 판폭 방향의 경도는, 표층 1㎜ 위치 (표층으로부터 1㎜ 내측의 위치), t/4 위치 (판두께 1/4 위치), t/2 위치 (판두께 중심부)로 측정했다. 어느 강판도 표층 1㎜ 위치에 있어서 경도의 불균일이 최대를 나타냈기 때문에, 판폭 방향의 경도의 불균일은 표층 1㎜ 위치로 평가했다. 또한, 경도 측정시의 시험 하중은 10㎏f(98N)로 일정으로 했다.

또한, 대입열 용접 HAZ의 인성을 평가하기 위해, 상기 후강판에서, 폭 80㎜×길이 80㎜×두께 15㎜의 시험편을 채취하고, 1450℃로 가열 후, 800∼500℃를 250sec로 냉각하는 열처리를 부여한 후, 2㎜V 노치 샤르피 시험편을 각 3개 채취하여, 상기와 동일하게 하여 샤르피 충격 시험을 행했다. 또한, 충격 시험 온도는 －40℃로 하고, 그 인성 목표를 －40℃에 있어서의 흡수 에너지 평균값(이하 vE －40℃로 기재함)으로 50J 이상으로 했다.

표 4에, 상기의 강판 모재 특성 그리고 대입열 용접 HAZ 인성 평가 결과를 나타낸다. 판두께 방향과 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭: ΔHV가 30 이하이고, TS: 550N/㎟ 이상, 전체 두께 신장값: 20％ 이상을 모재 평가가 양호하다고 했다. 본 발명예인 강 번호 1∼10 또한 지번 A에 있어서는, 모재 및 대입열 용접 HAZ 특성 모두 양호한 값이 얻어지고 있는 것에 대하여, 강 번호 1∼10 또한 지번 B1·B2에 있어서는, 화학 성분 규정은 본 발명의 범위 내이기 때문에 대입열 HAZ 특성은 만족하기는 하지만, 제조 조건이 본 발명의 범위 외이기 때문에 모재의 특성이 뒤떨어진다. 한편으로, 강 번호 11∼15 (지번 A 및 B1·B2)에 있어서는, 성분 범위가 본 발명의 범위 외이기 때문에, 대입열 용접 HAZ부의 인성이 뒤떨어져 있다.

Claims

질량％로, C: 0.030∼0.080％, Si: 0.01∼0.10％, Mn: 1.20∼2.40％, P: 0.008％ 이하, S: 0.0005∼0.0040％, Al: 0.005∼0.080％, Nb: 0.003∼0.040％, Ti: 0.003∼0.040％, N: 0.0030∼0.0100％, B: 0.0003∼0.0030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 판두께 방향과 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭: ΔHV가 30 이하인 것을 특징으로 하는 후강판.
제1항에 있어서,
추가로, 질량％로, Cu: 1.00％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Cr: 1.00％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 후강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
추가로, 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.001∼0.020％, REM: 0.001∼0.020％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 후강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성의 강 소재를 1000∼1300℃로 가열 후, 열간 압연하고, 강판 표면에서의 분사류의 충돌압이 1㎫ 이상의 조건으로 분사류를 강판 표면에 충돌시킴으로써 디스케일링을 행하고, 그 후, 즉시, 강판의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상, 강판의 평균 냉각 정지 온도: 200∼600℃로 가속 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 판두께 방향과 판폭 방향의 각각에서의 비커스 경도(HV)의 변동폭: ΔHV가 30 이하인 후강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
가속 냉각 정지 후, Ac1 변태점 이하에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 후강판의 제조 방법.