KR20210102409A

KR20210102409A - 후강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20210102409A
Application number: KR1020217022156A
Authority: KR
Inventors: 요시히로 효도; 히토시 스에요시; 도모유키 요코타; 사토시 이기; 유타카 와다; 사토시 핫토리
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2019-01-23
Filing date: 2019-12-24
Publication date: 2021-08-19
Also published as: WO2020153085A1; CN113330125A; JP6981546B2; JPWO2020153085A1; KR102557520B1; CN117568718A

Abstract

우수한 피로 균열 전파 저항성과 전체 연신을 겸비함과 함께, 판 두께 방향, 압연 방향, 및 폭 방향의 전부에 있어서 피로 균열 전파 저항성이 우수한 후강판을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.01 ∼ 0.16 ％, Si : 1.00 ％ 이하, Mn : 0.50 ∼ 2.00 ％, P : 0.030 ％ 이하, S : 0.020 ％ 이하, Al : 0.06 ％ 이하, 및 N : 0.0060 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적 분율로, 75 ∼ 97 ％ 의 베이나이트, 및 3 ∼ 25 ％ 의 펄라이트를 포함하고, 베이나이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 18 ㎛ 이하, 펄라이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는, 후강판.

Description

후강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 후강판에 관한 것으로, 특히, 전체 연신과 피로 균열 전파 저항성의 양자가 우수한 후강판에 관한 것이다. 본 발명의 후강판은, 선박, 해양 구조물, 교량, 건축물, 탱크 등, 구조 안전성이 강하게 요구되는 용접 구조물에 바람직하게 사용할 수 있다. 또, 본 발명은 상기 후강판의 제조 방법에 관한 것이다.

후강판은, 선박, 해양 구조물, 교량, 건축물, 탱크 등의 구조물에 널리 사용되고 있다. 상기 후강판에는, 강도, 인성 등의 기계적 특성 및 용접성이 우수할 것에 더하여, 피로 특성이 우수할 것이 요구된다.

즉, 상기 서술한 바와 같은 구조물을 사용할 때에는, 그 구조물에 대해, 바람이나 지진에 의한 진동 등, 반복 하중이 가해진다. 그 때문에, 후강판에는, 그와 같은 반복 하중이 부하된 경우에도 구조물의 안전성을 확보할 수 있는 피로 특성이 요구된다. 특히, 부재의 파단과 같은 종국적인 파괴를 방지하기 위해서는, 후강판의 피로 균열 전파 저항성을 향상시키는 것이 효과적이다.

그래서, 강판의 피로 균열 전파 저항성을 향상시키기 위해 여러 가지 검토가 실시되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 습윤 황화수소 환경하에서 피로 균열 전파 저항성이 우수한, 탱커용의 강판이 제안되어 있다. 상기 강판은, 제 1 상으로서의 페라이트와, 제 2 상으로서의 베이나이트 및/또는 펄라이트로 이루어지는 혼합 조직을 갖고 있다. 또, 상기 강판에서는, 페라이트의 평균 입경이 20 ㎛ 이하로 되어 있다.

또, 특허문헌 2 에서도, 피로 균열 전파 저항성이 우수한 강판이 제안되어 있다. 상기 강판은, 경질부와 연질부로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고, 상기 경질부와 연질부 사이의 경도차가, 비커스 경도로 150 이상인 것을 특징으로 하고 있다.

특허문헌 3 에서는, 베이나이트와, 면적률로 38 ∼ 52 ％ 의 페라이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는 이상강이 제안되어 있다. 특허문헌 3 에서 제안되어 있는 기술에 있어서는, 페라이트상 부분의 비커스 경도와, 페라이트상과 베이나이트상 사이의 경계의 밀도를 제어함으로써 피로 균열 전파 저항성을 향상시키고 있다.

일본 공개특허공보 평06-322477호 일본 공개특허공보 평07-242992호 일본 공개특허공보 평08-225882호

그러나, 특허문헌 1 ∼ 3 에 기재되어 있는 종래의 기술에는, 하기 (1) ∼ (3) 과 같은 문제점이 있는 것을 알 수 있었다.

(1) 선박, 해양 구조물, 교량, 건축물, 탱크 등의 구조물에 사용되는 강재에서는, 규격에 있어서 전체 연신값이 규정되는 것이 일반적이다. 따라서, 우수한 피로 균열 전파 저항성을 갖는 강판이어도, 전체 연신이 규격값을 만족할 것이 요구된다.

그러나, 피로 균열 전파 저항성과 전체 연신은 상반되는 성질이기 때문에, 특허문헌 1 ∼ 3 에 기재되어 있는 종래의 기술에서는, 우수한 피로 균열 전파 저항성과 전체 연신을 양립시킬 수 없었다.

즉, 특허문헌 1 ∼ 3 에서 제안되어 있는 기술에 있어서는, 전체 연신이 고려되어 있지 않다. 실제로, 특허문헌 1 ∼ 3 에서 제안되어 있는 강판은, 모두, 연질상으로서의 페라이트와, 경질상으로서의 베이나이트 또는 마텐자이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고 있다. 상기 강판에서는, 연질상과 경질상의 경도차를 확대시킴으로써 피로 균열 전파 저항성을 향상시키고 있다. 그러나, 연질상과 경질상의 경도차가 크면 조직이 불균질해지고, 그 결과, 강판의 전체 연신이 저하된다.

(2) 또, 구조물의 안전성을 확보한다는 관점에서는, 후강판에는, 일방향뿐만 아니라, 판 두께 방향, 압연 방향, 및 폭 방향의 전부에 있어서 피로 균열 전파 저항성이 우수할 것이 요구된다.

즉, 일반적인 구조물에 있어서는, 강판에 대해 다양한 방향으로부터, 자유롭게 용접이 실시된다. 따라서, 피로 균열이 발생, 전파되는 방향은 다양하다. 또, 협각의 코너부를 갖는 용접 시공 지점에서는, 그 구조적 특징으로부터 피로 균열의 발생이 불가피하며, 발생된 피로 균열은 먼저 판 두께 방향으로 진전되는 경향이 있다. 그러나, 피로 균열에 의한 구조물의 붕락을 방지하기 위해서는, 피로 균열이 강판의 두께 방향으로 관통한 후에 있어서도, 판폭 방향, 압연 방향으로의 피로 균열 진전을 억제하는 것이 중요하다.

그러나, 특허문헌 1 ∼ 3 에 기재되어 있는 종래의 기술에 있어서는, 상기 피로 균열 전파 저항성의 방향 의존성이 고려되어 있지 않았다.

(3) 또한, 상기 마이크로 조직을 갖는 종래의 강판은, 제조 조건의 제어가 곤란하다. 즉, 상기 강판을 온라인 프로세스로 제조하는 경우, 원하는 조직을 얻기 위해, 열간 압연 후의 냉각 공정에 있어서, 페라이트와 오스테나이트의 이상역으로부터 가속 냉각을 개시하고, 또한, 냉각 정지 온도를 낮게 할 필요가 있다. 그 때, 최종적으로 얻어지는 마이크로 조직에 있어서의 연질상과 경질상의 면적 분율은, 냉각 개시시의 온도에 따라 크게 변동한다. 따라서, 상기 종래의 강판의 제조에 있어서는, 원하는 마이크로 조직을 얻기 위해, 냉각 조건을 엄격하게 제어할 필요가 있었다.

본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 하기 (1) ∼ (3) 의 우수한 특징을 겸비한 후강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

(1) 우수한 피로 균열 전파 저항성과 전체 연신을 겸비하고 있다.

(2) 판 두께 방향, 압연 방향, 및 폭 방향의 전부에 있어서 피로 균열 전파 저항성이 우수하다.

(3) 이상역에서의 고도의 냉각 제어를 필요로 하지 않고 제조할 수 있다.

또, 본 발명은 상기 후강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 검토를 실시한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

(a) 마이크로 조직에 있어서의 연질상과 경질상의 경도차가, 특허문헌 1 ∼ 3 만큼 크지 않아도, 충분한 피로 균열 전파 저항성이 얻어진다.

(b) 제 1 상으로서 베이나이트를 사용함으로써, 피로 균열 전파 저항성을 종래보다 향상시킬 수 있다.

(c) 연질상으로서의 베이나이트와, 경질상으로서의 펄라이트의 양자를, 특정한 면적 분율로 포함하고, 또한 베이나이트와 팔러의 결정 입경이 각각 특정한 범위 내인 마이크로 조직으로 함으로써, 우수한 피로 균열 전파 저항성과 전체 연신을 겸비한 후강판을 얻을 수 있다.

(d) 상기 마이크로 조직을 갖는 후강판은, 제조 조건, 특히, 열간 압연과 그 후의 가속 냉각에 있어서의 조건을 제어함으로써 제조할 수 있다. 상기 후강판은, 베이나이트를 제 1 상으로 하고 있기 때문에, 종래의 강판에 비해, 온라인 프로세스에 의한 제조에 적합하다.

본 발명은 상기 서술한 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.

1. 질량％ 로,

C : 0.01 ∼ 0.16 ％,

Si : 1.00 ％ 이하,

Mn : 0.50 ∼ 2.00 ％,

P : 0.030 ％ 이하,

S : 0.020 ％ 이하,

Al : 0.06 ％ 이하, 및

N : 0.0060 ％ 이하를 함유하고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

면적 분율로,

75 ∼ 97 ％ 의 베이나이트, 및

3 ∼ 25 ％ 의 펄라이트를 포함하고,

베이나이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 18 ㎛ 이하,

펄라이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는, 후강판.

2. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,

Cr : 0.01 ∼ 1.00 ％,

Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％,

Ni : 0.01 ∼ 1.00 ％,

Mo : 0.01 ∼ 1.00 ％,

Nb : 0.005 ∼ 0.050 ％,

V : 0.005 ∼ 0.050 ％,

Ti : 0.005 ∼ 0.050 ％,

B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,

Ca : 0.0001 ∼ 0.020 ％,

Mg : 0.0001 ∼ 0.020 ％, 및

REM : 0.0001 ∼ 0.020 ％ 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 포함하는, 상기 1 에 기재된 후강판.

3. 상기 후강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 비커스 경도와, 상기 후강판의 판 두께 중앙부에 있어서의 비커스 경도의 차가, 40 HV 이하인, 상기 1 또는 2 에 기재된 후강판.

4. 상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000 ℃ 이상, 1250 ℃ 이하의 가열 온도로 가열하고,

가열된 상기 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,

상기 열연 강판을, 냉각 개시 온도 : Ar3 점 이상, 냉각 정지 온도 : 450 ∼ 700 ℃, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 강판 표면에 있어서의 평균 냉각 속도 : 20 ∼ 60 ℃/s 의 조건에서 가속 냉각시키는, 후강판의 제조 방법으로서,

상기 열간 압연에 있어서의, 950 ℃ 이상의 온도역에서의 누적 압하율이 80 ％ 이상이고, 또한, 950 ℃ 미만, Ar3 점 이상의 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상인, 후강판의 제조 방법.

5. 상기 가속 냉각에 있어서의 상기 평균 냉각 속도가 20 ∼ 50 ℃/s 인, 상기 4 에 기재된 후강판의 제조 방법.

본 발명의 후강판은, 우수한 피로 균열 전파 저항성과 전체 연신을 겸비하고 있고, 또한, 판 두께 방향, 압연 방향, 및 폭 방향의 전부에 있어서 피로 균열 전파 저항성이 우수하다. 또, 본 발명의 후강판은, 이상역에서의 고도의 냉각 제어를 필요로 하지 않고 안정적으로 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명의 후강판은, 강 구조물의 신뢰성 향상, 라이프 사이클 비용의 저감에 크게 기여한다.

도 1 은, 판 두께 방향에 있어서의 피로 균열 전파 특성의 평가에 사용한, 편측 절결 단순 인장형 피로 시험편의 형상 및 치수를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이 실시형태에 한정되는 것은 아니다.

[성분 조성]

먼저, 본 발명의 후강판의 성분 조성에 대해 설명한다. 특별히 언급하지 않는 한, 각 성분의 함유량을 나타내는「％」는,「질량％」를 의미한다.

C : 0.01 ∼ 0.16 ％

C 는, 강도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 또, C 는, 내피로 특성에 유리한 펄라이트상의 생성을 촉진시키는 효과를 갖는다. C 함유량이 0.01 ％ 미만이면, 원하는 강도 및 피로 균열 전파 저항성을 얻을 수 없다. 그 때문에, C 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.16 ％ 를 초과하면, 전체 연신과 용접성이 열화된다. 그 때문에, C 함유량을 0.16 ％ 이하, 바람직하게는 0.15 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하로 한다.

Si : 1.00 ％ 이하

Si 는, 탈산 작용을 가짐과 함께, 강도를 더욱 향상시키는 효과도 갖는 원소이다. 또, Si 는, 과잉의 시멘타이트 생성을 억제하는 효과도 갖고 있다. 그러나, Si 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 용접성, 인성이 열화되는 것에 더하여, 내피로 특성에 유리한 펄라이트상의 생성이 억제되어 버린다. 그 때문에, Si 함유량을 1.00 ％ 이하, 바람직하게는 0.50 ％ 이하로 한다. 한편, Si 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Si 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, Si 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.50 ∼ 2.00 ％

Mn 은, ??칭성을 높이고, 그 결과, 후강판의 강도와 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 0.50 ％ 이상, 바람직하게는 0.80 ％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, ??칭성이 지나치게 높아지는 결과, 내피로 특성에 유리한 펄라이트상의 생성이 억제된다. 또, Mn 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 전체 연신 및 인성이 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.00 ％ 이하, 바람직하게는 1.65 ％ 이하로 한다.

P : 0.030 ％ 이하

P 는, 불순물로서 후강판에 포함되는 원소이며, 인성 및 전체 연신을 열화시킨다. 그 때문에, P 함유량을 0.030 ％ 이하로 한다. 한편, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋기 때문에, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, P 함유량은 0 ％ 이상이어도 되고, 0 ％ 초과여도 된다. 그러나, 과도한 저감은 제조 비용을 증가시키기 때문에, 제조 비용의 관점에서는, P 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

S : 0.020 ％ 이하

S 는, 불순물로서 후강판에 포함되는 원소이며, 인성을 열화시킨다. 그 때문에, S 함유량은 0.020 ％ 이하, 바람직하게는 0.010 ％ 이하로 한다. 한편, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋기 때문에, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, S 함유량은 0 ％ 이상이어도 되고, 0 ％ 초과여도 된다. 그러나, 과도한 저감은 제조 비용을 증가시키기 때문에, 제조 비용의 관점에서는, S 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

Al : 0.06 ％ 이하

Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소이며, 용강 탈산 프로세스에 있어서 일반적으로 사용된다. 또, Al 은, 강 중의 N 을 AlN 으로서 고정시켜, 모재의 인성 향상에 기여한다. 그러나, Al 함유량이 0.06 ％ 를 초과하면, 모재 (후강판) 의 인성 및 전체 연신이 저하됨과 함께, 용접시에 용접 금속부에 Al 이 혼입되어, 용접부의 인성이 열화된다. 그 때문에, Al 함유량은 0.06 ％ 이하, 바람직하게는 0.05 ％ 이하로 한다. 한편, Al 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Al 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, Al 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.0060 ％ 이하

N 은, 강 중의 Al 과 결합하여 AlN 을 형성하고, 열간 압연시의 결정립의 미세화를 통하여 강도 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, N 함유량이 0.0060 ％ 를 초과하면, 인성이 저하된다. 그 때문에, N 함유량은 0.0060 ％ 이하, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다. 한편, N 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, N 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, N 함유량을 0.0020 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 일 실시형태에 있어서의 후강판은, 상기 원소를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가질 수 있다.

또, 본 발명의 다른 실시형태에 있어서의 후강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 예시하는 원소의 적어도 1 개를 임의로 함유할 수 있다. 이들 임의 첨가 원소를 첨가함으로써, 후강판의 강도, 인성, 용접성, 내후성 등의 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.

Cr : 0.01 ∼ 1.00 ％

Cr 은, 강도와 내후성을 더욱 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 또, Cr 은 시멘타이트 생성을 촉진시키는 원소이며, 내피로 특성에 유리한 펄라이트상의 생성을 촉진시킨다. Cr 을 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, Cr 함유량을 0.01 ％ 이상, 바람직하게는 0.10 ％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면 용접성과 인성이 저해된다. 그 때문에, Cr 함유량은 1.00 ％ 이하, 바람직하게는 0.80 ％ 이하, 보다 바람직하게는, 0.50 ％ 이하로 한다.

Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％

Cu 는, 고용에 의해 강도를 더욱 상승시키고, 또 내후성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Cu 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, Cu 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Cu 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 용접성이 저해되고, 또, 후강판의 제조시에 흠집이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, Cu 함유량은 1.00 ％ 이하, 바람직하게는 0.70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이하로 한다.

Ni : 0.01 ∼ 1.00 ％

Ni 는, 저온 인성 및 내후성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 또, Ni 는, Cu 를 첨가한 경우의 열간 취성을 개선한다. Ni 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, Ni 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Ni 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면 용접성이 저해되고, 강재 비용이 상승한다. 그 때문에, Ni 함유량은 1.00 ％ 이하, 바람직하게는 0.70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이하로 한다.

Mo : 0.01 ∼ 1.00 ％

Mo 는, 강도를 더욱 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Mo 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해 Mo 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면 용접성과 인성이 저해된다. 그 때문에, Mo 함유량은 1.00 ％ 이하, 바람직하게는 0.70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이하로 한다.

Nb : 0.005 ∼ 0.050 ％

Nb 는, 열간 압연시의 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 최종적으로 얻어지는 결정립을 세립화시키는 효과를 갖는 원소이다. 또, Nb 는, 가속 냉각 후의 공랭시에 석출되고, 강도를 더욱 향상시킨다. Nb 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, Nb 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, Nb 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면, ??칭성이 과잉이 되고, 마텐자이트가 생성되기 때문에 원하는 조직이 얻어지지 않게 되고, 인성이 저하된다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.050 ％ 이하, 바람직하게는 0.040 ％ 이하로 한다.

V : 0.005 ∼ 0.050 ％

V 는, 가속 냉각 후의 공랭시에 석출되고, 강도를 더욱 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. V 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, V 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, V 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면 용접성과 인성이 저하된다. 그 때문에, V 함유량은 0.050 ％ 이하, 바람직하게는 0.030 ％ 이하로 한다.

Ti : 0.005 ∼ 0.050 ％

Ti 는, 강도를 더욱 상승시킴과 함께, 용접부 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Ti 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, Ti 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, Ti 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면 비용의 상승이 현저해진다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.050 ％ 이하, 바람직하게는 0.030 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하로 한다.

B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％

B 는, ??칭성을 높이고, 그 결과, 강도를 더욱 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. B 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, B 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 ??칭성 과잉이 되고 마텐자이트가 생성되어 원하는 조직이 얻어지지 않게 되는 것 외에, 용접성이 저하된다. 그 때문에, B 함유량은 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0030 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0001 ∼ 0.020 ％

Ca 는, 황화물의 형태를 제어하고, 그 결과, 인성을 더욱 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Ca 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, Ca 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, Ca 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.020 ％ 이하로 한다.

Mg : 0.0001 ∼ 0.020 ％

Mg 는, 결정립의 미세화를 통하여 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Mg 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, Mg 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, Mg 함유량이 0.02 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 그 때문에, Mg 함유량은 0.020 ％ 이하로 한다.

REM : 0.0001 ∼ 0.020 ％

REM (희토류 금속) 은, 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. REM 을 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해, REM 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, REM 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 그 때문에, REM 함유량은 0.020 ％ 이하로 한다.

[마이크로 조직]

다음으로, 후강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다. 본 발명의 일 실시형태에 있어서의 후강판은, 면적 분율로, 75 ∼ 97 ％ 의 베이나이트, 및 3 ∼ 25 ％ 의 펄라이트를 포함하고, 베이나이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 18 ㎛ 이하, 펄라이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는다. 또한, 본 발명에 있어서의 마이크로 조직은, 후강판의 판 두께 t 의 1/4 위치 (1/4t 위치) 에 있어서의 마이크로 조직을 가리키는 것으로 한다. 각 조직의 면적 분율 및 결정 입경은, 후강판의 표면으로부터 1/4 깊이에 있어서의 압연 방향에 평행한 단면을 나이탈 부식시키고, 관찰함으로써 측정할 수 있다. 보다 구체적으로는, 실시예에 기재한 방법으로 면적 분율 및 결정 입경을 구할 수 있다.

베이나이트의 면적 분율 : 75 ∼ 97 ％

본 발명에 있어서, 베이나이트는 상기 마이크로 조직에 있어서의 제 1 상이며, 연질상으로서 기능한다. 철강 재료에 포함되는 연질상으로는 페라이트가 대표적이지만, 베이나이트는 페라이트보다 균열 진전의 억제 효과가 높다. 그 때문에, 베이나이트의 면적 분율을 75 ％ 이상으로 함으로써, 피로 균열의 진전을 억제할 수 있다. 베이나이트의 면적 분율이 75 ％ 미만이면, 원하는 피로 균열 전파 저항성을 얻을 수 없다. 베이나이트의 면적 분율은, 80 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 베이나이트의 면적 분율이 97 ％ 를 초과하면, 펄라이트가 불충분해지고, 그 결과, 피로 균열의 전파를 억제할 수 없게 된다. 그 때문에, 베이나이트의 면적 분율은, 97 ％ 이하로 한다.

베이나이트의 결정 입경 : 18 ㎛ 이하

베이나이트의 결정 입경을 평균 원상당경으로 18 ㎛ 이하로 한다. 베이나이트를 미세화시킴으로써, 원하는 인성 및 전체 연신 특성을 얻을 수 있다. 베이나이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 18 ㎛ 초과에서는, 원하는 인성 및 전체 연신이 얻어지지 않는다. 한편, 베이나이트의 결정 입경의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 과도한 미세화는 제조를 곤란하게 하는 점에서, 실제의 제조에 있어서는 베이나이트의 결정 입경을 5 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서의 베이나이트는, 상부 베이나이트, 어시큘러 페라이트, 및 그래뉼러 베이나이트를 포함하는 것으로 한다.

펄라이트의 면적 분율 : 3 ∼ 25 ％

본 발명에 있어서, 펄라이트는 상기 마이크로 조직에 있어서의 제 2 상이며, 경질상으로서 기능한다. 베이나이트 안을 전파하는 피로 균열이 경질상인 펄라이트에 도달하면, 베이나이트와 펄라이트 사이의 계면에서, 균열이 정류 또는 굴곡된다. 그리고 그 결과, 균열의 전파가 억제된다. 상기 효과를 얻기 위해, 펄라이트의 면적 분율을 3 ％ 이상, 바람직하게는 5 ％ 이상으로 한다. 한편, 펄라이트의 면적 분율이 25 ％ 를 초과하면, 전체 연신이 저하된다. 그 때문에, 펄라이트의 면적 분율은 25 ％ 이하, 바람직하게는 20 ％ 이하로 한다.

펄라이트의 결정 입경 : 10 ㎛ 이하

펄라이트의 결정 입경을 평균 원상당경으로 10 ㎛ 이하로 한다. 펄라이트를 미세화시킴으로써, 원하는 인성 및 전체 연신 특성을 얻을 수 있다. 펄라이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 10 ㎛ 초과에서는, 원하는 인성 및 전체 연신이 얻어지지 않는다. 한편, 펄라이트의 결정 입경의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 1 ㎛ 이상이어도 되고, 2 ㎛ 이상이어도 된다.

또한, 본 발명에 있어서의 펄라이트는, 펄라이트 및 의사 펄라이트를 포함하는 것으로 한다.

(다른 조직)

본 발명의 일 실시형태에 있어서의 후강판은, 베이나이트 및 펄라이트로 이루어지는 마이크로 조직을 가질 수 있다. 그러나, 상기 마이크로 조직은, 추가로 임의로 다른 조직을 포함해도 된다. 상기 다른 조직은, 예를 들어, 마텐자이트 및 페라이트의 일방 또는 양방이어도 된다. 여기서, 상기 마텐자이트는, 도상 (島狀) 마텐자이트, 라스상 마텐자이트, 및 렌즈상 마텐자이트를 포함하는 것으로 한다.

그 밖의 조직이 존재하는 경우, 상기 다른 조직의 면적 분율 (합계 면적 분율) 은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 마텐자이트가 과잉으로 존재하면, 국소적으로 고경도의 영역이 형성되고, 강도는 상승하지만, 전체 연신이 악화되고, 인성이 저하될 우려가 있다. 또, 페라이트가 과잉으로 존재하면, 피로 균열 전파 속도가 악화되는 것 외에, 국소적으로 연질의 영역이 형성되고, 경도차의 확대에 의해 전체 연신이 악화될 우려가 있다. 따라서, 그 밖의 조직의 면적 분율은 낮으면 낮을수록 바람직하지만, 5 ％ 이하이면 영향을 무시할 수 있다. 그 때문에, 베이나이트 및 펄라이트 이외의 조직의 합계 면적 분율을 5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

바꾸어 말하면, 본 발명의 일 실시형태에 있어서의 후강판은,

75 ∼ 97 ％ 의 베이나이트,

3 ∼ 25 ％ 의 펄라이트, 및

0 ∼ 5 ％ 의 베이나이트 및 펄라이트 이외의 조직으로 이루어지는 마이크로 조직을 가질 수 있다.

(판 두께)

본 발명에서는, 통상적인 정의에 따라, 판 두께 6 ㎜ 이상의 강판을「후강판」으로 정의한다. 한편, 판 두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 본 발명은 비교적 얇은 후강판에 대해 특히 바람직하게 적용된다. 따라서, 본 발명에 있어서의 후강판의 판 두께는, 25 ㎜ 이하로 하는 것이 바람직하고, 20 ㎜ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.

(인장 강도)

본 발명의 후강판은, 상기 성분 조성과 마이크로 조직을 갖는 결과, 우수한 인장 강도 (TS) 를 구비할 수 있다. TS 의 값은 특별히 한정되지 않지만, 500 ㎫ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 530 ㎫ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 550 ㎫ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, TS 의 상한에 대해서도 한정되지 않지만, 예를 들어, 720 ㎫ 이하여도 되고, 700 ㎫ 이하여도 되고, 640 ㎫ 이하여도 되고, 620 ㎫ 이하여도 된다.

(항복 응력)

본 발명의 후강판의 항복 응력 (YS) 은 특별히 한정되지 않지만, 420 ㎫ 이상이어도 되고, 430 ㎫ 이상이어도 되고, 440 ㎫ 이상이어도 된다. 또, YS 는, 560 ㎫ 이하여도 되고, 530 ㎫ 이하여도 되고, 520 ㎫ 이하여도 된다.

(인성)

본 발명의 후강판은, 상기 성분 조성과 마이크로 조직을 갖는 결과, 우수한 인성을 구비한다. 본 발명의 후강판의 인성은 특별히 한정되지 않지만, 인성의 지표 중 하나인, 0 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE₀ 을 100 J 이상으로 하는 것이 바람직하고, 130 J 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 150 J 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 200 J 이상으로 하는 것이 가장 바람직하다. 한편, vE₀ 의 상한에 대해서도 한정되지 않지만, 예를 들어, 400 J 이하여도 되고, 300 J 이하여도 되고, 270 J 이하여도 된다. 또한, vE₀ 은 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다.

(전체 연신)

본 발명의 후강판은, 상기 성분 조성과 마이크로 조직을 갖는 결과, 우수한 전체 연신 (EL) 을 구비한다. EL 의 값은 특별히 한정되지 않지만, 15 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 16 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 17 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 20 ％ 이상으로 하는 것이 가장 바람직하다. EL 의 상한에 대해서도 특별히 한정되지 않지만, 30 ％ 이하여도 된다. 또한, EL 은 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다.

(경도차)

상기 후강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 비커스 경도와, 상기 후강판의 판 두께 중앙부에 있어서의 비커스 경도의 차 (이하,「경도차」라고 한다) 가, 40 HV 이하인 것이 바람직하다. 상기 경도차를 40 HV 이하로 함으로써, 전체 연신 특성을 더욱 향상시킬 수 있다. 전체 연신 특성을 향상시킨다는 관점에서는, 상기 경도차는 낮으면 낮을수록 좋기 때문에, 상기 경도차의 하한은 0 HV 여도 된다. 그러나, 실제의 제조에 있어서 상기 경도차를 0 HV 로 하는 것은 곤란하기 때문에, 상기 경도차는, 예를 들어, 10 HV 이상이어도 된다. 상기 경도차는, 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다.

(피로 균열 전파 저항성)

본 발명의 후강판은, 상기 성분 조성과 마이크로 조직을 갖는 결과, 판 두께 방향, 압연 방향, 및 폭 방향의 전부에 있어서 우수한 피로 균열 전파 저항성을 구비할 수 있다. 피로 균열 전파 저항성의 지표로는, 피로 균열 전파 속도 (da/dN) 를 사용할 수 있다. 상기 피로 균열 전파 속도의 값은 특별히 한정되지 않는다.

또한, 판 두께 방향 (Z 방향) 에 있어서의 피로 균열 전파 속도는, 다음의 (a) 및 (b) 의 조건을 만족하는 것이 바람직하다.

(a) 응력 확대 계수 범위 ΔK : 15 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서의 피로 균열 전파 속도가, 8.75 × 10^-9 (m/cycle) 이하,

(b) 응력 확대 계수 범위 ΔK : 25 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서의 피로 균열 전파 속도가, 4.25 × 10^-8 (m/cycle) 이하

또, 압연 방향 (L 방향) 에 있어서의 피로 균열 전파 속도 및 폭 방향 (C 방향) 에 있어서의 피로 균열 전파 속도 중 어느 일방이, 다음의 (c) 및 (d) 의 조건을 만족하는 것이 바람직하고, 양방이 (c) 및 (d) 의 조건을 만족하는 것이 보다 바람직하다.

(c) 응력 확대 계수 범위 ΔK : 15 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서의 피로 균열 전파 속도가, 1.75 × 10^-8 (m/cycle) 이하,

(d) 응력 확대 계수 범위 ΔK : 25 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서의 피로 균열 전파 속도가, 8.50 × 10^-8 (m/cycle) 이하

[제조 조건]

다음으로, 본 발명의 후강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명의 일 실시형태에 있어서의 후강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재에 대해, 하기 (1) ∼ (3) 의 공정을 순차 실시함으로써 제조할 수 있다.

(1) 가열

(2) 열간 압연

(3) 가속 냉각

이하, 각 공정에 있어서의 조건에 대해 설명한다. 또한, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 피처리물 (강 소재 또는 열연 강판) 의 표면 온도를 가리키는 것으로 한다. 또, 냉각 속도는 강판의 두께 방향의 평균 온도에 있어서의 냉각 속도로 한다.

(강 소재)

상기 강 소재로는, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 것이면 임의의 것을 사용할 수 있다. 최종적으로 얻어지는 후강판의 성분 조성은, 사용한 강 소재의 성분 조성과 동일하다. 상기 강 소재로는, 예를 들어, 강 슬래브를 사용할 수 있다.

(1) 가열

가열 온도 : 1000 ∼ 1250 ℃

먼저, 상기 강 소재를 1000 ℃ 이상, 1250 ℃ 이하의 가열 온도로 가열한다. 상기 가열 온도가 1000 ℃ 미만이면, 다음의 열간 압연에 필요한 온도를 확보할 수 없다. 한편, 상기 가열 온도가 1250 ℃ 를 초과하면, 강의 결정립이 조대화되고, 인성이 열화된다.

(2) 열간 압연

다음으로, 가열된 상기 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 한다. 그 때, 본 발명의 조건을 만족하는 후강판을 제조하기 위해서는, 상기 열간 압연에 있어서의 누적 압하율이 이하의 조건을 만족할 필요가 있다.

950 ℃ 이상의 온도역에서의 누적 압하율 : 80 ％ 이상

950 ℃ 이상의 온도역에서의 누적 압하율을 80 ％ 이상으로 함으로써, 오스테나이트립를 미세화시킨다. 그리고 그 결과, 가속 냉각 중에 변태에 의해 생성되는 베이나이트나 미변태 오스테나이트로부터 생성되는 펄라이트가 미세화된다. 상기 누적 압하율이 80 ％ 미만에서는, 베이나이트 및 펄라이트의 미세화가 불충분해지고, 인성 저하에 의해 전체 연신이 열화된다. 한편, 950 ℃ 이상의 온도역에서의 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 90 ％ 이하여도 된다.

950 ℃ 미만, Ar3 점 이상의 온도역에서의 누적 압하율 : 50 ％ 이상

950 ℃ 미만, Ar3 점 이상의 온도역에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 함으로써, 오스테나이트립을 미세화시키고, 가속 냉각 중에 변태에 의해 생성되는 베이나이트나 미변태 오스테나이트로부터 생성되는 펄라이트를 미세화시킨다. Ar3 점 이상에서의 압하율이 50 ％ 를 하회하면, 베이나이트 및 펄라이트의 미세화가 불충분해지고, 인성 및 전체 연신이 열화된다. 한편, 950 ℃ 미만, Ar3 점 이상의 온도역에서의 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 80 ％ 이하여도 되고, 75 ％ 이하여도 된다.

여기서, Ar3 점은 다음의 식에 의해 구할 수 있다.

Ar3 (℃) ＝ 910 － 310C － 80Mn － 20Cu － 15Cr － 55Ni － 80Mo

단, 상기의 식에 있어서의 원소 기호는, 강 소재에 있어서의 당해 원소의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 당해 원소가 강 소재에 포함되지 않은 경우에는 제로로 한다.

(3) 가속 냉각

이어서, 상기 열간 압연 공정에서 얻은 열연 강판을 가속 냉각시킨다. 상기 가속 냉각에 있어서의 조건은 다음과 같이 할 필요가 있다.

냉각 개시 온도 : Ar3 점 이상

상기 가속 냉각에 있어서의 냉각 개시 온도가 Ar3 점 미만이면 페라이트 및 조대한 펄라이트가 과잉으로 석출되고, 강도 및 피로 균열 전파 저항성이 저하된다. 그 때문에, 상기 냉각 개시 온도를 Ar3 점 이상으로 한다. 한편, 상기 냉각 개시 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, Ar3 점 이상의 온도역에서의 누적 압하율을 확보한다는 관점에서는, 870 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또, 냉각 개시 온도가 Ar3 점 이상이라는 것은, 필연적으로 압연 종료 온도가 Ar3 점 이상인 것을 의미한다. 압연 종료 온도가 Ar3 점 미만이면, 이상역 압연이 되고, 전체 연신이 열화되지만, 압연 종료 온도가 Ar3 점 이상이면, 오스테나이트 단상역에서 압연이 실시되기 때문에, 전체 연신의 열화를 방지할 수 있다.

냉각 정지 온도 : 450 ∼ 700 ℃

미변태 오스테나이트를 경질상 (펄라이트) 으로 변태시키기 위해, 상기 가속 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도를 700 ℃ 이하, 바람직하게는 650 ℃ 이하로 한다. 상기 냉각 정지 온도가 700 ℃ 를 초과하는 경우, 펄라이트의 생성이 불충분해지고, 원하는 피로 균열 전파 저항성이 얻어지지 않는다. 한편, 상기 냉각 정지 온도가 450 ℃ 미만인 경우, 마텐자이트의 생성량이 증가하는 결과, 원하는 마이크로 조직이 얻어지지 않고, 인성 및 전체 연신이 저하된다. 또, 펄라이트의 생성도 불충분해지기 때문에, 원하는 피로 균열 전파 저항성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, 상기 냉각 정지 온도는, 450 ℃ 이상, 바람직하게는 500 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 550 ℃ 초과로 한다.

평균 냉각 속도 : 20 ∼ 60 ℃/s

상기 가속 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도는, 20 ℃/s 이상으로 한다. 평균 냉각 속도가 20 ℃/s 보다 낮으면 페라이트가 생성되고, 원하는 마이크로 조직이 되지 않기 때문에, 피로 균열 전파 저항성이 저하된다. 또, 인성이 저하되므로 원하는 전체 연신이 얻어지지 않는다. 한편, 평균 냉각 속도가 60 ℃/s 를 초과하면, 냉각 변형에 의한 잔류 응력이나 과도한 마텐자이트가 발생하고, 전체 연신의 열화를 발생시킨다. 이 때문에, 냉각 속도의 상한을 60 ℃/s 로 한다. 또, 후강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 비커스 경도와, 상기 후강판의 판 두께 중앙부에 있어서의 비커스 경도의 차를 저감시킨다는 관점에서도, 상기 평균 냉각 속도를 낮게 하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 상기 평균 냉각 속도를 50 ℃/s 이하로 함으로써, 상기 경도차를 40 HV 이하로 할 수 있다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는, 가속 냉각 개시부터 가속 냉각 정지까지의 강판 표면에 있어서의 평균 냉각 속도를 가리키는 것으로 한다.

상기 가속 냉각을 실시하는 방법은 특별히 한정되지 않고, 임의의 방법을 사용할 수 있지만, 예를 들어, 상기 가속 냉각을, 수랭과 공랭을 교대로 반복하는 간헐 냉각에 의해 실시할 수 있다. 냉각 개시부터 일정 시간 수랭시킨 후, 수랭을 정지하고 공랭시킴으로써, 아직 충분히 차가워지지 않은 강판의 중앙 부분이 보유하는 열에 의해 강판 표면측에 복열이 발생하고, 판 두께 방향의 온도 분포가 균일화된다. 그리고, 복열된 온도역으로부터, 재차 수랭에 의한 가속 냉각을 실시한다. 이 수랭과 공랭을 적어도 1 회 이상 반복함으로써, 표면 근방의 평균 냉각 속도를 소정의 범위 내로 제어하고, 경질상의 형성을 억제할 수 있다.

상기 가속 냉각 종료 후의 처리는 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 가속 냉각 종료 후의 후강판을 분위기 중에서 방랭시킬 수 있다. 상기 방랭에서는, 예를 들어, 실온까지 냉각시킬 수 있다. 또, 상기 가속 냉각 종료 후, 임의로 핫 레벨러에 의해 후강판의 휨을 교정할 수도 있다.

또한, 열간 압연 후, 강판 온도는 즉시 저하된다. 그 때문에, 본 발명의 후강판은, 반송 라인 상에 압연 장치, 가속 냉각 장치를 형성한 설비를 이용하는 온라인 프로세스로 제조하는 것이 바람직하다.

실시예

이하, 본 발명의 작용·효과에 대해, 실시예를 사용하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

이하의 순서로 후강판을 제조하였다.

먼저, 전로-연속 주조법에 의해, 표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강 슬래브 (강 소재) 를 제조하였다. 상기 강 슬래브의 두께는 표 2 에 나타내는 바와 같이 하였다.

다음으로, 상기 강 슬래브를, 표 2 에 나타낸 가열 온도로 가열하고, 이어서, 표 2 에 나타낸 누적 압하율로 열간 압연하여 열연 강판으로 하였다. 상기 열간 압연에 있어서의 압연 종료 온도와, 얻어진 열연 강판의 판 두께 (최종 판 두께) 를 표 2 에 병기한다. 그 후, 상기 열연 강판을 표 2 에 나타낸 조건에서 가속 냉각시켜, 후강판을 얻었다. 얻어진 후강판의 판 두께는, 상기 최종 판 두께와 동일하다.

얻어진 후강판의 각각에 대해, 마이크로 조직, 기계적 특성, 및 피로 균열 전파 특성을 평가하였다. 평가 방법을 이하에 설명한다. 또, 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

(마이크로 조직)

먼저, 후강판의 판 두께 방향 1/4t 위치로부터, 길이 방향 단면이 관찰면이 되도록 마이크로 조직 관찰용 샘플을 채취하였다. 여기서, 길이 방향 단면이란, 후강판의 폭 방향에 수직인 단면을 가리키는 것으로 한다. 이어서, 상기 샘플의 표면을 나이탈 부식시킨 후, 400 배의 광학 현미경과 2000 배의 주사 전자 현미경 (SEM) 으로 조직을 촬영하였다. 촬영된 화상을 사용하여, 존재하는 조직을 동정함과 함께, 화상을 해석하여 베이나이트의 면적 분율, 펄라이트의 면적 분율, 및 그 밖의 조직의 합계 면적 분율을 구하였다. 또한, 펄라이트 조직의 동정에는 SEM 화상을 사용하고, 각 조직의 면적 분율의 측정에는 광학 현미경 화상을 사용하였다.

(베이나이트의 결정 입경)

또한, 상기 마이크로 조직 관찰용 샘플을 사용하여, 베이나이트의 결정 입경을 측정하였다. 상기 측정에 있어서는, 먼저, 상기 샘플의 표면을 경면 연마하고, SEM 에 부대되는 Electron Back-Scattering Pattern (EBSP) 장치를 사용하여 전자선 후방 산란 회절상으로부터 결정 방위를 측정하였다. 200 ㎛ 사방으로 둘러싸인 영역 내를 0.3 ㎛ 간격으로 측정하고, 이웃하는 결정립과의 결정 방위차가 15°이상인 입계에 둘러싸인 영역을 결정립으로 정의하고, 상기 결정립의 평균 원상당경을 구하였다. 얻어진 평균 원상당경을 베이나이트의 결정 입경으로 간주한다.

(펄라이트의 결정 입경)

상기 마이크로 조직 관찰용 샘플의 나이탈 부식 후의 관찰면을 광학 현미경 화상으로 관찰했을 때에 흑색으로 비치는 영역을 SEM 관찰하고, 라멜라 조직을 갖는 펄라이트인 것을 동정하였다. 그 후, 화상 해석 소프트 (Image-J) 를 사용하여, 상기 광학 현미경 화상에 있어서의 흑색 영역의 Pixel 수로부터 면적을 구하고, 펄라이트의 평균 원상당경으로 환산하였다. 얻어진 평균 원상당경을 펄라이트의 결정 입경으로 간주한다.

(기계적 특성)

후강판의 판폭 방향 (C 방향) 으로부터 전체 두께 인장 시험편을 채취하였다. 상기 전체 두께 인장 시험편을 사용하고, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 및 전체 연신 (EL) 을 측정하였다. 또한, JIS Z 2241 의 규정에 준하고, 상기 전체 두께 인장 시험편으로는, C 함유량이 0.16 ％ 미만인 후강판에 대해서는 JIS 1A 호 시험편을, C 함유량이 0.16 ％ 이상인 후강판에 대해서는 JIS 5 호 시험편을 각각 사용하였다.

또, 상기 후강판의 판 두께 중심부로부터, 압연 방향 (L 방향) 에 평행하게 샤르피 충격 시험편을 채취하고, JIS Z 2202 에 준거하여 샤르피 충격 시험을 0 ℃ 에서 실시하여, 흡수 에너지 vE₀ 을 측정하였다.

(경도차)

이하의 순서로, 상기 후강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 비커스 경도와, 상기 후강판의 판 두께 중앙부에 있어서의 비커스 경도의 차 (경도차) 를 측정하였다. 상기 마이크로 조직의 관찰에 사용한 샘플의 단면을 경면 연마한 후, JIS Z 2244 에 준거하여, 비커스 경도 측정을 실시하였다. 상기 측정은, 후강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치와 판 두께 중심부의 양자에서, 각각 3 점씩 실시하고, 평균값을 구하였다. 측정시의 하중은 10 kgf 로 하였다. 얻어진 평균값을 사용하여, 상기 후강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 비커스 경도와, 상기 후강판의 판 두께 중앙부에 있어서의 비커스 경도의 차 (경도차) 를 산출하였다.

(피로 균열 전파 저항성)

피로 균열 전파 저항성의 지표로서, 판 두께 방향 (Z 방향), 압연 방향 (L 방향), 및 폭 방향 (압연 방향과 수직인 방향, C 방향) 에 있어서의 피로 균열 전파 속도 (da/dN) 를, 각각 응력 확대 계수 범위 ΔK : 15 ㎫/m^1/2 과 25 ㎫/m^1/2 의 두 조건에 있어서 측정하였다.

·압연 방향 및 폭 방향

압연 방향 (L 방향) 에 있어서의 피로 균열 전파 속도는, 하중 부하 방향이 압연 방향이 되도록 후강판으로부터 채취한 시험편을 사용하여 측정하였다. 마찬가지로, 폭 방향 (C 방향) 에 있어서의 피로 균열 전파 속도는, 하중 부하 방향이 폭 방향이 되도록 후강판으로부터 채취한 시험편을 사용하여 측정하였다. 상기 시험편은, ASTM E647 에 준거한 컴팩트 텐션 시험편으로 하였다. 상기 측정에 있어서는, 크랙 게이지법에 기초하여 피로 균열 전파 시험을 실시하고, 피로 균열 전파 속도를 구하였다.

·판 두께 방향

한편, 판 두께 방향 (Z 방향) 에 있어서의 피로 균열 전파 속도의 측정에 있어서는, 도 1 에 나타내는 편측 절결 단순 인장형 피로 시험편을 사용하였다. 후강판으로부터 상기 시험편을 채취하고, 판 두께 방향으로 균열이 진전될 때의 피로 균열 전파 속도를 측정하였다.

표 3 에 나타낸 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 후강판은, 이하의 조건을 모두 만족하는, 매우 우수한 특성을 구비하고 있었다. 특히, 우수한 피로 균열 전파 저항성과 전체 연신을 겸비하고 있고, 또한, 판 두께 방향, 압연 방향, 및 폭 방향의 전부에 있어서 피로 균열 전파 저항성이 우수하였다. 이에 반해, 본 발명의 조건을 만족하지 않는 비교예의 후강판은, 이하의 조건의 적어도 하나를 만족하지 않았다.

·TS : 500 ㎫ 이상

·EL : 15 ％ 이상 (JIS 1A 호 시험편을 사용한 경우),

EL : 19 ％ 이상 (JIS 5 호 시험편을 사용한 경우)

·vE₀ : 100 J 이상

·L 방향 및 C 방향에 있어서의 피로 균열 전파 속도 :

ΔK : 15 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서 1.75 × 10^-8 (m/cycle) 이하,

ΔK : 25 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서 8.50 × 10^-8 (m/cycle) 이하

·Z 방향에 있어서의 피로 균열 전파 속도 :

ΔK : 15 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서 8.75 × 10^-9 (m/cycle) 이하,

ΔK : 25 ㎫/m^1/2 의 조건에 있어서 4.25 × 10^-8 (m/cycle) 이하

Claims

질량％ 로,
C : 0.01 ∼ 0.16 ％,
Si : 1.00 ％ 이하,
Mn : 0.50 ∼ 2.00 ％,
P : 0.030 ％ 이하,
S : 0.020 ％ 이하,
Al : 0.06 ％ 이하, 및
N : 0.0060 ％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
면적 분율로,
75 ∼ 97 ％ 의 베이나이트, 및
3 ∼ 25 ％ 의 펄라이트를 포함하고,
베이나이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 18 ㎛ 이하,
펄라이트의 결정 입경이 평균 원상당경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는, 후강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
Cr : 0.01 ∼ 1.00 ％,
Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％,
Ni : 0.01 ∼ 1.00 ％,
Mo : 0.01 ∼ 1.00 ％,
Nb : 0.005 ∼ 0.050 ％,
V : 0.005 ∼ 0.050 ％,
Ti : 0.005 ∼ 0.050 ％,
B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,
Ca : 0.0001 ∼ 0.020 ％,
Mg : 0.0001 ∼ 0.020 ％, 및
REM : 0.0001 ∼ 0.020 ％ 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 포함하는, 후강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 후강판의 표면으로부터 1 ㎜ 깊이의 위치에 있어서의 비커스 경도와, 상기 후강판의 판 두께 중앙부에 있어서의 비커스 경도의 차가, 40 HV 이하인, 후강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1000 ℃ 이상, 1250 ℃ 이하의 가열 온도로 가열하고,
가열된 상기 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판을, 냉각 개시 온도 : Ar3 점 이상, 냉각 정지 온도 : 450 ∼ 700 ℃, 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 강판 표면에 있어서의 평균 냉각 속도 : 20 ∼ 60 ℃/s 의 조건에서 가속 냉각시키는, 후강판의 제조 방법으로서,
상기 열간 압연에 있어서의, 950 ℃ 이상의 온도역에서의 누적 압하율이 80 ％ 이상이고, 또한, 950 ℃ 미만, Ar3 점 이상의 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상인, 후강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 가속 냉각에 있어서의 상기 평균 냉각 속도가 20 ∼ 50 ℃/s 인, 후강판의 제조 방법.