KR20220147153A - 후강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

후강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20220147153A
KR20220147153A KR1020227036540A KR20227036540A KR20220147153A KR 20220147153 A KR20220147153 A KR 20220147153A KR 1020227036540 A KR1020227036540 A KR 1020227036540A KR 20227036540 A KR20227036540 A KR 20227036540A KR 20220147153 A KR20220147153 A KR 20220147153A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
mass
less
hot rolling
thick steel
temperature range
Prior art date
Application number
KR1020227036540A
Other languages
English (en)
Inventor
유스케 산다이지
마사오 기네후치
도모유키 도난
하루야 가와노
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2021048989A external-priority patent/JP2022013657A/ja
Application filed by 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20220147153A publication Critical patent/KR20220147153A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

성분 조성이, C: 0.02∼0.10질량%, Si: 0.10∼0.60질량%, Mn: 1.00∼2.00질량%, P: 0질량% 초과 0.035질량% 이하, S: 0질량% 초과 0.035질량% 이하, Cu: 0.10∼0.60질량%, Al: 0.010∼0.060질량%, Nb: 0질량% 초과 0.050질량% 이하, Ti: 0질량% 초과 0.050질량% 이하, N: 0.0010∼0.0100질량%, 및 잔부: 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한 Si 및 Cu의 합계 함유량이 0.30질량% 이상이며, 금속 조직이, MA 분율이 0.5면적% 이하, 및 200μm 사방의 영역에 관찰되는 소경각 입계의 총길이가 2.5mm 이상을 만족시키는 후강판.

Description

후강판 및 그의 제조 방법
본 개시는 후강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
후강판은, 주로 선박, 건축물, 교량, 건설 기계 등의 구조용 재료로서 이용된다. 선박, 건축물, 교량 및 건설 기계 등의 대형 구조물에서는, 구조물의 대형화가 진행되는 한편으로, 파손이 생긴 경우의 손해의 크기로 인해, 그 구조 부재에는 더한층의 신뢰성이 요구되고 있다. 대형 구조물에 있어서의 파손 원인은, 그 대부분이 피로 파괴인 것이 종래부터 알려져 있어, 다양한 내피로파괴 기술이 개발되어 왔지만, 현재에도 피로 파괴가 원인이 되어 파손에 이른 사례는 적지 않다.
일반적으로, 대형 구조물의 피로 손상이 생기기 쉬운 부위에서는, 응력 집중이 생기기 어려운 형상으로 변경하거나, 고강도의 후강판을 사용하는 등의 궁리를 실시하는 것에 의해 피로 파괴를 방지해 왔다. 그렇지만, 이와 같은 구조에서는, 공수의 추가 및/또는 보다 고가인 후강판의 사용에 의해 제조 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, 후강판 자체의 피로 특성 자체를 향상시키는 기술이 필요하다고 여겨지고 있다. 통상 후강판의 피로 한도는 인장 강도에 비례하는 것이 알려져 있고, 그 비례 관계를 넘어 피로 한도가 더 높은 후강판(즉 피로 한도를 인장 강도로 나눈 피로 한도비가 높은 후강판)은, 피로 특성이 우수한 후강판이라고 할 수 있다.
특히 근년, 대형 컨테이너선의 설계 자유도 향상 등의 관점에서, 피로 특성 향상에 대한 관심이 더 높아지고 있으며, 일본 해사협회에서도 강재 피로 특성의 보증법을 룰화하는 움직임이 보인다. 그 때문에, 피로 한도비가 보다 높은 후강판이 요구되고 있다.
특허문헌 1에서는, 소정의 화학 성분 조성을 만족함과 함께, 마무리 압연 종료 온도를 Ar3 변태점 이상으로 하는 등의 소정 조건에서 제조된, 피로 특성이 우수한 후강판을 개시하고 있다.
일본 특허공개 2016-855호 공보
　그렇지만, 특허문헌 1에 개시되는 바와 같은 종래 기술에서는, 피로 한도비가 충분하지 않을 우려가 있는 것을 알 수 있었다.
본 발명은 이와 같은 상황을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적의 하나는, 피로 한도비가 충분히 높은 후강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 태양 1은,
성분 조성이,
C: 0.02∼0.10질량%,
Si: 0.10∼0.60질량%,
Mn: 1.00∼2.00질량%,
P: 0질량% 초과 0.035질량% 이하,
S: 0질량% 초과 0.035질량% 이하,
Cu: 0.10∼0.60질량%,
Al: 0.010∼0.060질량%,
Nb: 0질량% 초과 0.050질량% 이하,
Ti: 0질량% 초과 0.050질량% 이하,
N: 0.0010∼0.0100질량%, 및
잔부: 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한
Si 및 Cu의 합계 함유량이 0.30질량% 이상이며,
금속 조직이,
MA 분율이 0.5면적% 이하, 및
200μm 사방의 영역에 관찰되는 소경각(小傾角) 입계의 총길이가 2.5mm 이상
을 만족시키는 후강판이다.
본 발명의 태양 2는,
Ni: 0질량% 초과 1.00질량% 이하,
Ca: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하,
B: 0.0003질량% 초과 0.0050질량% 이하,
V: 0.003∼0.500질량%,
Cr: 0.05∼1.00질량%, 및
Mo: 0.010질량% 이상 0.05질량% 미만으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유하는 태양 1에 기재된 후강판이다.
본 발명의 태양 3은,
REM: 0질량% 초과 0.0060질량% 이하,
Zr: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하,
Mg: 0.0005∼0.0100질량%, 및
Ta: 0.010∼0.500질량%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유하는 태양 1 또는 2에 기재된 후강판이다.
본 발명의 태양 4는,
하기 식(1)로 표시되는 담금질성 지수 DI2가 3.90 이하인 태양 1∼3 중 어느 하나에 기재된 후강판이다.
DI2=1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1) ···(1)
식(1) 중의 [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각, 질량%로 나타낸 Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량을 나타내고, [B*]는 하기 식(2)로 표시되는, 실효적으로 생기는 고용 B양이다.
[B*]=[B]-(([N]-[Ti]×14/48)×11/14) ···(2)
식(2) 중의 [B], [N] 및 [Ti]는, 각각, 질량%로 나타낸 B, N 및 Ti의 함유량을 나타낸다. 단, 식(2)에 있어서 [B*]<4×10-4(질량%)의 경우는, [B*]=0(질량%)으로 간주한다.
본 발명의 태양 5는,
태양 1∼4 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 준비하는 공정과,
상기 강편에 대해, 압하율을 10% 이상으로 하여 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정과,
상기 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정 후, 실온까지 평균 냉각 속도 3℃/초 이하로 냉각하는 공정을 포함하는, 태양 1∼4 중 어느 하나에 기재된 후강판을 제조하는 방법이다.
본 발명의 태양 6은,
상기 강편을 준비하는 공정 후, 상기 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정 전에, 상기 강편을 1000∼1250℃로 가열하는 공정과,
상기 가열하는 공정 후, 압하율을 10% 이상으로 하여 미재결정역에서 열간 압연을 행하는 공정을 추가로 포함하는, 태양 5에 기재된 방법이다.
본 발명의 실시형태에 의하면, 피로 한도비가 충분히 높은 후강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이 가능하다.
도 1은 실시예 및 비교예의 인장 시험편의 상면도를 나타낸다.
도 2a는 실시예 1∼7 및 비교예 1∼8의 피로 시험편의 상면도를 나타낸다.
도 2b는 실시예 1∼7 및 비교예 1∼8의 피로 시험편의 측면도를 나타낸다.
도 3a는 실시예 8의 피로 시험편의 상면도를 나타낸다.
도 3b는 실시예 8의 피로 시험편의 측면도를 나타낸다.
본 발명자들은, 피로 한도비가 충분히 높은 후강판을 실현하기 위해, 다양한 각도에서 검토했다.
그 결과, 소정의 성분 조성을 적절히 조정하고, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 혼합상(섬 형상 마르텐사이트라고도 칭하며, 본 명세서에서는 주로 「MA」라고 칭한다)의 분율(MA 분율)을 저감시키고, 또한 이웃하는 결정립의 방위차가 2∼15°가 되는 경계(이하 「소경각 입계」라고 칭한다)의 총길이를 소정값 이상으로 하는 것에 의해, 피로 한도비가 충분히 높은 후강판을 실현할 수 있는 것을 발견했다.
또한, MA 분율을 저감시키는 방법으로서, 담금질성 지수 DI2값을 소정값 이하로 제어하는 것을 발견했다. 또, 종래 기술에서는 피로 특성이 우수한 후강판을 제공하기 위해서 Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 종료시키고 있었던 바, 본 발명자들의 검토 결과, 소경각 입계의 총길이를 소정값 이상으로 하기 위해서, Ar3 변태점 미만의 2상 온도역에 있어서의 압하율을 소정값 이상으로 할 필요가 있는 것도 발견했다.
이하에, 본 발명의 실시형태가 규정하는 각 요건의 상세를 나타낸다.
<1. 성분 조성>
본 발명의 실시형태에 따른 후강판은, C: 0.02∼0.10질량%, Si: 0.10∼0.60질량%, Mn: 1.00∼2.00질량%, P: 0질량% 초과 0.035질량% 이하, S: 0질량% 초과 0.035질량% 이하, Cu: 0.10∼0.60질량%, Al: 0.010∼0.060질량%, Nb: 0질량% 초과 0.050질량% 이하, Ti: 0질량% 초과 0.050질량% 이하, N: 0.0010∼0.0100질량%를 포함하고, Si 및 Cu의 합계 함유량이 0.30질량% 이상이며, 추가로 잔부가 철 및 불가피 불순물인 것이 바람직하다.
이하, 각 원소에 대하여 상술한다.
(C: 0.02∼0.10질량%)
C는, 모재(즉 강판)의 강도 및 피로 특성을 확보하기 위해서 중요한 원소이다. 그 때문에, C 함유량은 0.02질량% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.03질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.04질량% 이상이다. 한편, C 함유량이 과잉이 되면, 강도가 지나치게 높아져 원하는 인장 강도가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 담금질성이 과잉되어, 가속 냉각을 이용하는 경우에 MA 분율이 커지기 때문에 피로 한도비가 저하된다. 그 때문에 C 함유량은 0.10질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.08질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06질량% 이하이다.
(Si: 0.10∼0.60질량%)
Si는, 고용 강화량이 커서 모재의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소임과 동시에, 전위의 증식을 억제함으로써 균열 발생 수명을 늘려, 피로 한도비를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si 함유량은 0.10질량% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.20질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.30질량% 이상, 더 바람직하게는 0.35질량% 이상이다. 그러나, Si 함유량이 과잉이 되면, 인성 등 다른 특성을 저하시킬 우려가 있다. 그 때문에, Si량은 0.60질량% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.55질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.50질량% 이하, 더 바람직하게는 0.45질량% 이하이다.
(Mn: 1.00∼2.00질량%)
Mn은, 미세한 조직을 얻기 위해서 담금질성을 확보하는 데 있어서 중요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn 함유량은 1.00질량% 이상으로 한다. 바람직하게는 1.20질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 1.40질량% 이상, 더 바람직하게는 1.45질량% 이상이다. 그러나 Mn 함유량이 과잉이 되면, 담금질성이 과잉되어 MA 분율이 증가하여, 충분한 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.00질량% 이하로 한다. 바람직하게는 1.80질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.70질량% 이하이며, 더 바람직하게는 1.60질량% 이하이다.
(P: 0질량% 초과 0.035질량% 이하)
P(인)는, 제조 과정 등에서 불가피적으로 불순물로서 함유되는 원소이며, 인성 및 피로 특성에 악영향을 미치는 원소이기 때문에, P 함유량은 0.035질량% 이하로 한다. P는 적으면 적을수록 바람직하고, 0.020질량% 이하가 바람직하며, 나아가서는 0.015질량% 이하가 바람직하고, 가장 바람직하게는 0.010질량% 이하이다. 한편 제강 능력의 관점에서, 통상 0질량% 초과는 포함될 수 있다.
(S: 0질량% 초과 0.035질량% 이하)
S(황)도 P와 마찬가지로, 제조 과정 등에서 불가피적으로 불순물로서 함유되는 원소이며, 인성에 악영향을 미치는 원소이기 때문에, S 함유량은 0.035질량% 이하로 한다. S는 적으면 적을수록 바람직하고, 예를 들면 0.020질량% 이하가 바람직하며, 0.015질량% 이하가 보다 바람직하고, 0.010질량% 이하가 더 바람직하지만, 통상 0질량% 초과 포함되고, 나아가서는 0.002질량% 정도 포함될 수 있다.
(Cu: 0.10∼0.60질량%)
Cu는, Si와 마찬가지로, 전위의 증식을 억제함으로써 균열 발생 수명을 늘려, 피로 한도비를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서 Cu 함유량은 0.10질량% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.15질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.20질량% 이상, 더 바람직하게는 0.25질량% 이상이다. 그러나, Cu 함유량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉될 뿐만 아니라, 열간 가공 시에 깨짐 등이 생기기 쉬워지기 때문에, Cu 함유량은 0.60질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.55질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.50질량% 이하, 더 바람직하게는 0.40질량% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.30질량% 이하이다.
(Al: 0.010∼0.060질량%)
Al은 탈산을 위해서 유용한 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해서 Al 함유량은 0.010질량% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.015질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020질량% 이상이며, 더 바람직하게는 0.025질량% 이상이다. 그렇지만, Al 함유량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉되어, MA 분율이 증가함으로써 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Al 함유량은 0.060질량% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.050질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.040질량% 이하이다.
(Nb: 0질량% 초과 0.050질량% 이하)
Nb는, 담금질성을 향상시켜, 조직을 미세화시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Nb 함유량은 0질량% 초과로 한다. 바람직하게는 0.010질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.015질량% 이상이다. 그렇지만, Nb 함유량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉되어, MA 분율이 증가하기 때문에 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.050질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.040질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.030질량% 이하, 더 바람직하게는 0.025질량% 이하이다.
(Ti: 0질량% 초과 0.050질량% 이하)
Ti는, 담금질성을 향상시킴과 동시에 TiN을 형성함으로써 용접 시의 열영향부의 조직을 미세하게 하여, 인성의 저하를 억제하는 것 등에 유용한 원소이다. 이 때문에, Ti 함유는 0질량% 초과로 한다. 바람직하게는 0.005질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.007질량% 이상, 더 바람직하게는 0.010질량% 이상이다. 그렇지만, Ti 함유량이 과잉이 되면, 조대한 TiN이 생김으로써 인성 등의 특성을 저하시킬 우려가 있다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.050질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.040질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.030질량% 이하, 더 바람직하게는 0.020질량% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.015질량% 이하이다.
(N: 0.0010∼0.0100질량%)
N은, Al 등과 질화물을 형성하는 것에 의해 조직을 미세화하여, 모재 및 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖기 때문에, 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, N 함유량은 0.0010질량% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0020질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.0030질량% 이상, 더 바람직하게는 0.0040질량% 이상이다. 그렇지만, N 함유량이 과잉이 되면, 모재 중에 석출되는 질화물량이 증가하여, 모재 인성이 현저하게 저하되고, 추가로 용접 열영향부에 있어서도 조대한 탄질화물을 형성하여 인성을 저하시킨다. 그 때문에, N 함유량은 0.0100질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0080질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0070질량% 이하이며, 더 바람직하게는 0.0060질량% 이하이다.
(Si 및 Cu의 합계 함유량이 0.30질량% 이상)
Si 및 Cu는, 전위의 증식을 억제함으로써 균열 발생 수명을 늘려, 피로 한도비를 향상시키는 공통의 작용을 발휘할 수 있는 것이다. 이 작용은, Si 및 Cu의 합계 함유량([Si]+[Cu])이 0.30질량% 이상이 되었을 때에 보다 유효하게 발휘할 수 있다. 바람직하게는 0.40질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.50질량% 이상, 더 바람직하게는 0.60질량% 이상이다. 한편, [Si]+[Cu]의 바람직한 상한은, 각각의 바람직한 상한의 합계가 된다.
본 발명의 실시형태에 따른 후강판은, 상기의 성분 조성을 포함하고, 본 발명의 하나의 실시형태에서는, 잔부는 철 및 불가피 불순물인 것이 바람직하다. 불가피 불순물로서, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 반입되는 원소의 혼입이 허용된다. 한편, 예를 들면, P, S와 같이, 통상, 함유량이 적을수록 바람직하고, 따라서 불가피 불순물이지만, 그 조성 범위에 대하여 상기와 같이 별도 규정하고 있는 원소가 있다. 이 때문에, 본 명세서에 있어서, 「불가피 불순물」이라고 하는 경우는, 별도 그 조성 범위가 규정되고 있는 원소를 제외한 개념이다.
추가로, 본 발명의 실시형태에 따른 후강판은, 필요에 따라서 이하의 임의 원소를 선택적으로 함유해도 되고, 함유되는 성분에 따라서 강의 특성이 더 개선된다.
(Ni: 0질량% 초과 1.00질량% 이하, Ca: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하, B: 0.0003질량% 초과 0.0050질량% 이하, V: 0.003∼0.500질량%, Cr: 0.05∼1.00질량%, 및 Mo: 0.010질량% 이상 0.05질량% 미만으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상)
Ni는, 담금질성을 향상시켜, 조직을 미세하게 하는 효과가 있음과 동시에, Cu 첨가에 의해 생기기 쉬워지는 열간 가공 시의 깨짐을 억제하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni 함유량은 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10질량% 이상, 더 바람직하게는 0.20질량% 이상이다. 그러나, Ni 함유량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉되어, MA 분율이 과대가 됨으로써 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Ni 함유량은 1.00질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.80질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.60질량% 이하이며, 더 바람직하게는 0.40질량% 이하이다.
Ca는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해서, Ca 함유량은 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005질량% 이상, 더 바람직하게는 0.0008질량% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.0010질량% 이상이다. 그러나, Ca 함유량이 과잉이 되면, 청정도의 저하를 초래하고 인성을 열화시킨다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0050질량% 이하로 하고, 바람직하게는 0.0040질량% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0035%질량 이하이고, 더 바람직하게는 0.0030질량% 이하이다.
B는, 담금질성을 향상시키는 원소이며, 특히 조대한 페라이트 조직의 생성을 억제하여, 미세한 상부 베이나이트 조직을 생성시키기 쉽게 하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B 함유량을 0.0003질량% 초과로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005질량% 이상이고, 더 바람직하게는 0.0010질량% 이상이다. 그러나, B 함유량이 과잉이 되면 담금질성이 과잉되어, MA 분율이 과대가 되어 원하는 피로 특성이 얻어지지 않기 때문에, B 함유량은 0.0050질량% 이하로 한다. 바람직하게는, 0.0040질량% 이하이다.
V, Cr 및 Mo는, 강판의 담금질성을 향상시키는 효과가 있는 원소이며, 조직을 미세화시키는 것에 유효하다. 이와 같은 작용을 발휘시키기 위해서는, V: 0.003질량% 이상, Cr: 0.05질량% 이상, Mo: 0.010질량% 이상 중 어느 하나 단독, 또는 2종 이상을 함유시키는 것이 바람직하다. 그렇지만, 이들 원소를 과잉으로 함유시키면 담금질성이 과잉되어, MA 분율이 과대가 되어 원하는 피로 특성이 얻어지지 않는다. 그래서, 각각의 양을 V: 0.500질량% 이하, Cr: 1.00질량% 이하, Mo: 0.05질량% 미만으로 한다. 바람직하게는, V: 0.400질량% 이하, Cr: 0.80질량% 이하, Mo: 0.04질량% 이하이다. 보다 바람직하게는, V: 0.300질량% 이하, Cr: 0.60질량% 이하, Mo: 0.03질량% 이하이다. 더 바람직하게는, V: 0.200질량% 이하, Cr: 0.40질량% 이하, Mo: 0.02질량% 이하이다.
한편, Ni, Ca, B, V, Cr 및 Mo는, 각각, 단독으로 함유시켜도 되고, 2종 이상을 함유시켜도 되며, 또한 2종 이상을 함유시키는 경우의 함유량은, 적어도 1종은 상기 범위에서 임의의 함유량으로 함유시키고, 그 외에 대해서는, 상기 상한을 상회하지 않는 범위에서 임의의 함유량으로 함유시켜도 된다.
(REM: 0질량% 초과 0.0060질량% 이하, Zr: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하, Mg: 0.0005∼0.0100질량%, 및 Ta: 0.010∼0.500질량%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상)
REM이란, 란타노이드 원소(La부터 Lu까지의 15원소), Sc(스칸듐) 및 Y(이트륨)를 포함하는 의미이다. REM은 탈산 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해, REM 함유량은 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010질량% 이상, 더 바람직하게는 0.0015질량% 이상이다. 한편, REM 함유량이 과잉이면, 조대 산화물이 형성되어, 강도와 인성의 균형이 악화된다. 따라서 REM 함유량은, 0.0060질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.0045질량% 이하이다.
Zr도 탈산 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해, Zr 함유량은 0질량% 초과인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010질량% 이상, 더 바람직하게는 0.0012질량% 이상이다. 한편, Zr 함유량이 과잉이면, 조대 산화물이 형성되어, 강도와 인성의 균형이 악화된다. 따라서 Zr 함유량은, 0.0050질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0045질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.0040질량% 이하이다.
Mg는, 고온에서 안정된 산화물을 형성하고, 용접 열영향부의 구오스테나이트(γ)립의 조대화를 효과적으로 억제하여, 용접부의 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 그 때문에 Mg 함유량은 0.0005질량% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010질량% 이상이다. 그러나, Mg 함유량이 과잉이 되면, 개재물량이 증가하여 인성이 저하된다. 그 때문에, Mg 함유량은 0.0100질량% 이하로 하고, 바람직하게는 0.0050질량% 이하이다.
Ta는, 강도 향상에 유효하며, 그 효과를 발휘시키기 위해, Ta 함유량은 0.010질량% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.030질량% 이상이다. 그러나, Ta 함유량이 과잉이 되면, 석출물 생성에 의해 인성이 저하된다. 그 때문에, Ta 함유량은 0.500질량% 이하로 하고, 바람직하게는 0.200질량% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.150질량% 이하이다.
한편, REM, Zr, Mg 및 Ta는, 각각, 단독으로 함유시켜도 되고, 2종 이상을 함유시켜도 되며, 또한 2종 이상을 함유시키는 경우의 함유량은, 적어도 1종은 상기 범위에서 임의의 함유량으로 함유시키고, 그 외에 대해서는, 상기 상한을 상회하지 않는 범위에서 임의의 함유량으로 함유시켜도 된다.
<2. 금속 조직>
본 발명의 실시형태에 따른 후강판은, MA 분율이 0.5면적% 이하, 및 200μm 사방의 영역에 관찰되는 소경각 입계의 총길이(이하, 간단히 「소경각 입계 총길이」라고도 칭한다)가 2.5mm 이상이다. 각각에 대하여, 이하에 상술한다.
(MA 분율이 0.5면적% 이하)
MA란 마르텐사이트·오스테나이트 혼합상을 말하고, 섬 형상 마르텐사이트라고도 한다. MA는 피로 한도비 향상에 대해서 매우 유해하고, MA 분율이 불과 0.5면적%를 초과하는 것만으로 피로 한도비를 크게 저하시킬 우려가 있다. 그 때문에, MA 분율을 0.5면적% 이하로 한다. 바람직하게는 0.3면적% 이하, 보다 바람직하게는 0.2면적% 이하, 더 바람직하게는 0.1면적% 이하, 가장 바람직하게는 0면적%이다.
그 외의 금속 조직에 대해서는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 페라이트와 펄라이트(의사 펄라이트를 포함한다)의 합계 분율이 전체의 80면적% 이상인 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 90면적% 이상, 가장 바람직하게는 100면적%이다. 또, 펄라이트 분율보다도 페라이트 분율이 높은 편이 인장 시험 시의 신도 및/또는 인성을 높게 하는 데 있어서 바람직하다. 또한, 금속 조직에 베이나이트 또는 마르텐사이트를 포함하는 경우는, MA 분율을 0.5면적% 이하로 한 뒤에, 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA의 합계 분율을 20면적% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해 모상 중의 가동 전위의 증가를 억제하여 피로 특성의 저하를 억제할 수 있다. 보다 바람직하게는 10면적% 이하이다.
MA 분율은, 예를 들면, 후강판의 압연 방향에 평행이고 또한 후강판 표면에 대해서 수직인 단면에 있어서, 후강판 표면으로부터 판두께 방향으로 깊이 2mm 이상이고 또한 판두께의 1/4 이내인 위치의 임의의 면을 관찰함으로써 구할 수 있다. 한편, 여기에서 「깊이 2mm 이상」으로 하고 있는 것은, 열간 압연 후의 후강판 표면에는, 제조 조건에 따라, 스케일층이 0.1∼2mm 정도 존재하므로, 이것을 제외한 부분을 평가하기 때문이다. 또한, 「판두께의 1/4 이내」로 하고 있는 것은, 피로 균열은 강판 표면으로부터 생길 수 있기 때문에, 강판 내부의 금속 조직에서는 피로 특성과 충분히 대응하는 결과가 얻어지지 않을 우려가 있기 때문이다.
본 발명의 실시형태에서는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 이하에 나타내는 방법에 의해, MA 분율을 0.5면적% 이하로 할 수 있다.
본 발명의 실시형태에서는, 피로 한도비를 향상시키기 위해서, Si를 비교적 많이 함유시킨다. 한편으로, 고Si 함유량의 후강판에서는, MA가 생기기 쉬워진다. 본 발명자들은, 고Si 함유량의 후강판의 MA 분율을 0.5면적% 이하로 하기 위해서, 마르텐사이트 생성과 상관이 있는 담금질성에 주목하고, 특히, 공지된 하기 식(3)으로 표시되는 DI에 주목했다.
DI=1.16×([C]/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1) ···(3)
상기 식(3) 중의 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]는, 각각, 질량%로 나타낸 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량을 나타낸다.
상기 DI는 강의 담금질성을 나타내는 지표이며, 환봉 시험편이 중심부까지 마르텐사이트 변태하는 최대 직경(인치)을 말하고, 첨가 원소의 종류 및/또는 양의 영향을 받는다. 즉, DI가 낮을수록, 마르텐사이트가 생성되기 어렵다고 할 수 있다. 본 발명의 실시형태에 따른 후강판에서는 페라이트 및 펄라이트가 주체(모상 조직)가 될 수 있지만, 냉각 과정에 있어서, 모상 조직 이외의 잔부 조직에 탄소 등의 합금 원소가 농화되어, MA가 형성될 수 있다. 본 발명자들은, 이 MA의 형성 용이성을 DI값과 같은 사상에 의해 제어하는 것을 착상했다.
본 발명자들은, 본 발명의 실시형태에 따른 후강판의 실태에 맞추어 상기 식(3)을 이하와 같이 개량했다.
우선, 본 발명의 실시형태의 성분 조성(또는 그것에 가까운 조성)의 후강판에서는, MA는 오스테나이트로부터 페라이트·펄라이트로 변태한 후의 잔부 조직에 생기고, 그때 탄소의 농축이 강하게 생기는 점에서, [C」를 공석(共析) 조성의 0.77질량%로 고정했다. 또, B는 BN 등으로서 석출되기 쉽기 때문에, 실효적으로 생기는 고용 B양으로서 공지된 하기 식(2)로 표시되는 [B*]를, 상기 식(3)의 [B]에 대입했다.
[B*]=[B]-(([N]-[Ti]×14/48)×11/14) ···(2)
상기 식(2) 중의 [B], [N] 및 [Ti]는, 각각, 질량%로 나타낸 B, N 및 Ti의 함유량을 나타낸다.
단, 제어 압연에서는, [B*]가 일정값 이상에 도달한 경우에 한하여, 담금질성에 영향을 주는 것이 알려져 있고, 본 발명의 실시형태에 따른 후강판에서는 [B*]가 4×10-4질량% 이상에서 담금질성에 영향을 주는 것이 발견되었기 때문에, 상기 식(2)에 있어서 [B*]<4×10-4(질량%)의 경우는, [B*]=0(질량%)으로 간주하는 것으로 했다.　
상기 개량의 결과, 상기 식(3)은 하기 식(1)과 같이 된다. 한편, 개량 후의 「DI」는, 「DI2」로 변경하고 있다.
DI2=1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1) ···(1)
상기 식(1) 중의 [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각, 질량%로 나타낸 Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량을 나타내고, [B*]는 상기 식(2)로 표시되는, 실효적으로 생기는 고용 B양이다.
본 발명자들은, (후술하는 열간 압연 후의 냉각 방법을 제어함과 함께) 상기 담금질성 지수 DI2를 3.90 이하로 함으로써, MA 분율을 0.5면적% 이하로 할 수 있는 것을 발견했다. 바람직하게는 3.85 이하, 보다 바람직하게는 3.80 이하, 더 바람직하게는 3.70 이하, 가장 바람직하게는 3.60 이하이다.
또한, MA 분율을 0.5면적% 이하로 하기 위해서는, 열간 압연 후의 냉각 방법을 제어할 필요가 있다. 구체적으로는, 열간 압연 후, 예를 들면 공랭하는 등에 의해, 실온까지의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이하로 한다. 바람직하게는 2℃/초 이하, 보다 바람직하게는 1℃/초 이하이다. 예를 들면 수랭 등에 의해, 실온까지의 평균 냉각 속도가 3℃/초보다 빨라지면, MA가 많이 생성되어 버린다. 한편, 평균 냉각 속도는, 후강판 표면의 온도를 기준으로 하여 계산된다.
(소경각 입계 총길이가 2.5mm 이상)
본 발명자들은, 소경각 입계가, 인장 강도 등 고응력의 전위 운동의 방해는 되기 어려운 한편으로, 피로의 반복 응력 등의 낮은 응력의 전위 운동을 크게 방해하는 것을 발견했다. 즉, 소경각 입계를 많이 존재시킴으로써 피로 한도비를 크게 향상시킬 수 있다.
본 발명자들은, 상기 <1. 성분 조성>에 기재된 바와 같이 소정의 성분 조성으로 조정하고, 또한 MA 분율을 0.5면적% 이하로 함과 함께, 소경각 입계 총길이를 2.5mm 이상으로 함으로써, 피로 한도비가 충분히 높은 후강판을 제공할 수 있는 것을 발견했다. 바람직하게는 3.0mm 이상, 보다 바람직하게는 3.4mm 이상, 더 바람직하게는 5.0mm 이상이다. 소경각 입계 총길이는 긴 편이 바람직하고, 특별히 상한이 규정되는 것은 아니다.
본 발명의 실시형태에 따른 후강판에 있어서, 상기 원하는 소경각 입계 총길이를 얻기 위해서는, 적어도 Ar1 변태점 이상 Ar3 변태점 미만의 2상 온도역을 포함하는 온도 영역에서 열간 압연을 행하고, 2상 온도역에 있어서의 압하율을 10% 이상으로 한다. 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 18% 이상, 더 바람직하게는 19% 이상, 가장 바람직하게는 20% 이상이다. 2상 온도역의 압하율의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 생산성의 관점에서 60% 이하에서 행하는 것이 바람직하다.
Ar1 변태점은 열간 가공 재현 시험 등을 이용하여, 온도 강하에 수반하는 시험편의 체적 변화로부터 구할 수 있고, 본 발명의 실시형태에 따른 후강판에서는 대체로 600℃ 전후가 될 수 있다.
본 발명의 실시형태에 있어서, Ar3 변태점은 하기 식(4)로 계산된다.
Ar3(℃)=910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]+0.35(t-8) ···(4)
상기 식(4) 중의 [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는, 각각, 질량%로 나타낸 C, Mn, Cu, Cr, Ni 및 Mo의 함유량을 나타내고, t는 판두께(mm)를 나타낸다.
소경각 입계 총길이는, 예를 들면, 후강판의 압연 방향에 평행이고 또한 후강판 표면에 대해서 수직인 단면에 있어서, 후강판 표면으로부터 판두께 방향으로 깊이 2mm 이상이고 또한 판두께의 1/4 이내인 위치의 임의의 면을, SEM-EBSD에 의해 분석함으로써 구할 수 있다. 한편, 여기에서 「깊이 2mm 이상」으로 하고 있는 것은, 열간 압연 후의 후강판 표면에는, 제조 조건에 따라, 스케일층이 0.1∼2mm 정도 존재하므로, 이것을 제외한 부분을 평가하기 때문이다. 또한, 「판두께의 1/4 이내」로 하고 있는 것은, 피로 균열은 강판 표면으로부터 생길 수 있기 때문에, 강판 내부의 금속 조직에서는 피로 특성과 충분히 대응하는 결과가 얻어지지 않을 우려가 있기 때문에 있다.
본 발명의 실시형태에 따른 후강판의 판두께는 특별히 제한되지 않지만, 6mm 이상일 때에 피로 특성 향상 효과가 현저해지기 때문에 바람직하다. 보다 바람직하게는 9mm 이상, 더 바람직하게는 12mm 이상이다.
본 발명의 실시형태에 따른 후강판은, 원하는 금속 조직이 얻어지고 있으면 특별히 인장 강도나 항복 강도로 한정되는 것은 아니다. 예를 들면, 선체용 구조 재료로서 이용하는 경우, 그 인장 강도 및 항복 강도는 선급 규격으로 제어하면 된다. 예를 들면 일본 해사협회의 YP32 클래스이면, 인장 강도는 440∼590MPa이고, YP36 클래스이면 490∼620MPa이다.
<3. 제조 방법>
본 발명의 실시형태에 따른 후강판의 제조 방법은, 상기 <1. 성분 조성>에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 준비하고, (a) 상기 강편에 대해, 압하율을 10% 이상으로 하여 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정과, (b) 상기 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정 후, 실온까지 평균 냉각 속도 3℃/초 이하로 냉각하는 공정을 포함한다. 한편, 상기 강편의 성분 조성에 있어서, 상기 식(1)로 표시되는 DI2를 3.90 이하로 해 두는 것이 바람직하다.
이하, 각 공정에 대하여 상술한다. 한편, 상기 강편에 대해서는, 일반적인 제강 방법으로 용제된 것을 사용할 수 있다. 또한, 열간 압연 시의 가열 온도 및 평균 냉각 속도 등에 대해서는, 후강판(또는 강편) 표면 온도를 기준으로 한다.
(a) 열간 압연 공정
적어도 Ar1 변태점 이상 Ar3 변태점 미만의 2상 온도역을 포함하는 온도 영역에서 열간 압연을 행하고, 2상 온도역에 있어서의 압하율을 10% 이상으로 한다. 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 18% 이상, 더 바람직하게는 19% 이상, 가장 바람직하게는 20% 이상이다. 2상 온도역의 압하율의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 생산성의 관점에서 60% 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 또한, 2상 온도역에 있어서의 열간 압연은, Ar3-10℃∼Ar3-80℃의 범위에서 개시하고, Ar3-20℃∼Ar3-100℃에서 종료시키는 것이 바람직하다. 이에 의해, 소경각 입계 총길이를 보다 길게 할 수 있다.
한편, 2상 온도역에 있어서의 압하율은 하기 식(5)에 의해 계산된다.
2상 온도역에 있어서의 압하율(%)=(t1-t2)/t1×100 ···(5)
여기에서, t1은 열간 압연 전의 강편(슬래브 등)의 판두께(mm)이고, t2는, 2상 온도역의 열간 압연 종료 후의 후강판의 판두께(mm)이다.
열간 압연 전에는, 강편을 1000∼1250℃의 온도 범위로 가열하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1050℃ 이상이다. 결정립의 조대화를 방지하면서, Ar3 변태점보다도 충분히 높은, 1000℃ 이상의 온도 범위로 가열하는 것이 바람직하다. 그렇지만, 가열 온도가 지나치게 높아져 1250℃를 초과하면, 충분한 압하를 가하더라도 조직 사이즈를 작게 할 수 없으므로, 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1200℃ 이하이고, 더 바람직하게는 1150℃ 이하이다.
상기 2상 온도역에 있어서의 열간 압연 전에, Ar3 변태점 이상의 미재결정역에 있어서의 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 얻어지는 후강판의 평균 결정 입경을 작게 할 수 있다. 미재결정역에 있어서의 압하율은 10% 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20% 이상, 더 바람직하게는 30% 이상이다. 이에 의해, 얻어지는 후강판의 평균 결정 입경을 작게 할 수 있다. 미재결정역이 되는 상한 온도는 열간 가공 재현 시험 등에 의해 평가하는 것이 가능하고, 본 발명의 실시형태에 따른 후강판에서는 대체로 900℃가 될 수 있다.
한편, 2상 온도역에 있어서의 열간 압연에 더하여, 미재결정역에 있어서의 열간 압연을 행하는 경우, 미재결정역에 있어서의 압하율은 하기 식(6)과 같이 계산되고, 2상 온도역에 있어서의 압하율은 상기 식(5) 대신에 하기 식(7)과 같이 계산된다.
미재결정역에 있어서의 압하율(%)=(t1-t3)/t1×100 ···(6)
2상 온도역에 있어서의 압하율(%)
=(t1-t2)/t1×100-(t1-t3)/t1×100
=(t3-t2)/t1×100 ···(7)
여기에서, t1은 열간 압연 전의 강편(슬래브 등)의 판두께(mm)이고, t2는 2상 온도역의 열간 압연 종료 후의 후강판의 판두께(mm)이며, t3은 미재결정역의 열간 압연 종료 후의 후강판의 판두께(mm)이다.
상기 2상 온도역에 있어서의 열간 압연 및 미재결정역에 있어서의 열간 압연 전에, 미재결정역의 온도 이상의 재결정역에 있어서의 열간 압연을 행해도 된다.
2상 온도역에 있어서의 열간 압연 및 미재결정역에 있어서의 열간 압연에 더하여, 재결정역에 있어서의 열간 압연을 행하는 경우, 재결정역에 있어서의 압하율은 하기 식(8)과 같이 계산되고, 미재결정역에 있어서의 압하율은 상기 식(6) 대신에 하기 식(9)와 같이 계산되며, 2상 온도역에 있어서의 압하율은 상기 식(5) 대신에 하기 식(10)(즉, 상기 식(7)과 동일)과 같이 계산된다.
재결정역에 있어서의 압하율(%)=(t1-t4)/t1×100 ···(8)
미재결정역에 있어서의 압하율(%)
=(t1-t3)/t1×100-(t1-t4)/t1×100
=(t4-t3)/t1×100 ···(9)
2상 온도역에 있어서의 압하율(%)
=(t1-t2)/t1×100-(t1-t4)/t1×100-(t4-t3)/t1×100
=(t3-t2)/t1×100 ···(10)
여기에서, t1은 열간 압연 전의 강편(슬래브 등)의 판두께(mm)이고, t2는 2상 온도역의 열간 압연 종료 후의 후강판의 판두께(mm)이고, t3은 미재결정역의 열간 압연 종료 후의 후강판의 판두께(mm)이며, t4는 재결정역의 열간 압연 종료 후의 후강판의 판두께(mm)이다.
(b) 냉각 공정
상기 2상 온도역에 있어서의 열간 압연 후, 실온까지 평균 냉각 속도 3℃/초 이하로 냉각한다. 예를 들면 공랭 등에 의해 냉각하는 것이 생각된다. 이에 의해 MA 분율을 낮게 할 수 있다. 평균 냉각 속도에 대하여, 바람직하게는 2℃/초 이하, 보다 바람직하게는 1℃/초 이하이다.
본 발명의 실시형태의 목적이 달성되는 범위 내에서, 본 발명의 실시형태에 따른 후강판의 제조 방법은, 다른 공정을 포함하고 있어도 된다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명의 실시형태를 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명의 실시형태는 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전술 및 후술하는 취지에 합치할 수 있는 범위에서, 적절히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 실시형태의 기술적 범위에 포함된다.
실기(제조기)의 250톤 전로에서 표 1에 나타내는 성분 조성의 강편(255mm 사방의 슬래브) A∼J를 용제했다. 그 후, 미재결정역에 있어서의 열간 압연을 행하는 압연 패스와, 2상 온도역에 있어서의 열간 압연을 행하는 압연 패스를 갖는 실기의 압연 라인에서 후술하는 표 2의 조건에서 실시예 1∼6 및 비교예 1∼8의 후강판을 제작했다. 한편, 미재결정역에 있어서의 열간 압연은 Ar3 변태점 이상 900℃ 미만의 온도 영역에서 행했다. 또한, 2상 온도역에 있어서의 열간 압연 후 실온까지의 냉각은, 전부 공랭으로 행하고, 평균 냉각 속도 1℃/s 이하로 했다.
한편, 실시예 및 비교예에 있어서, 열간 가공 재현 시험에 의해 평가한 결과, 미재결정역의 상한 온도는 대체로 900℃이고, Ar1 변태점은 대체로 600℃였다.
Figure pct00001
Figure pct00002
[MA 분율의 평가]
후강판의 표면으로부터 3∼4mm의 위치에서 샘플을 채취했다. 그리고, 후강판의 압연 방향에 평행이고 또한 후강판 표면에 대해서 수직인 단면에 있어서의, 후강판 표면으로부터 판두께 방향으로 3∼4mm의 위치의 면에 대해서, 경면 연마 마무리를 행하고, 추가로, A액(피크르산 3g + 에탄올 100ml 용액)과 B액(이아황산 나트륨 1g + 증류수 100ml 용액)과 에탄올을 (A액:B액:에탄올)=(5:6:1)의 비율로 혼합한 레페라 부식액을 이용하여 에칭했다. 그리고, 에칭 후의 면을, 관찰 면적 3.71×10-2mm2, 관찰 배율 400배로 2개소 관찰하여, 각 조직의 분류를 행하고, 각 조직의 분율의 대소 관계를 조사했다. 그리고, 백색으로 부식된 상을 MA로 하고 화상 해석 소프트웨어(Image Pro ver. 7.0.1)를 이용하여 MA 분율을 구하여, 2개소의 MA 분율을 평균한 값을 이용했다.
[소경각 입계 총길이 및 평균 결정 입경의 평가]
후강판의 압연 방향에 평행이고 또한 후강판 표면에 대해서 수직인 단면에 있어서의, 후강판 표면으로부터 판두께 방향으로 2.9∼3.1mm인 위치의 면에 대해서 SEM-EBSD에 의해 소경각 입계 총길이 및 평균 결정 입경을 측정했다. 구체적으로는, EBSD 장치(TEX SEM Laboratries제 「OIM」)를 SEM(JEOL제 「IT-100」)과 조합하여, 당해 면의 소경각 입계 총길이 및 평균 결정 입경을 구했다. 해석에는, 해석 소프트웨어 OIM Analysis(Ver. 7.3.1)를 사용하고, Area Fraction법에 의해, 소경각 입계 총길이, 및 이웃하는 결정립의 방위차가 15° 이상인 대각(大角) 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 하여 평균 결정 입경을 구했다. 이때의 측정 조건은, 측정 영역 200μm×200μm, 측정 스텝 0.4μm 간격으로 하고, 측정 방위의 신뢰성을 나타내는 컨피던스 인덱스 CI(Confidence Index)가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상으로부터 제외했다. 한편, 측정 영역에 부분적으로 포함되는 결정립 및 소경각 입계에 대해서는, 측정 영역에 포함되는 부분에 대해서만 해석을 행했다.
[피로 한도비 평가]
각 후강판의 표면으로부터의 깊이가 2∼6mm가 되는 위치로부터, 도 1에 기재된 형상의 인장 시험편(판두께 4mm, 표점 거리 35mm)을, 인장 시험편의 길이 방향(즉, 인장 시험의 하중 방향)이 후강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 대해서 수직이 되도록 채취하여, JIS Z2241:2011에 따라 인장 시험을 행하는 것에 의해, 인장 강도 TS 및 항복 강도 YS를 측정했다.
또한, 각 후강판의 표면으로부터의 깊이가 2∼6mm가 되는 위치로부터, 4mm 두께의 강판 샘플을 잘라내어, 도 2a(상면도) 및 도 2b(측면도)에 기재된 형상의 피로 시험편을, 피로 시험편의 길이 방향(즉, 피로 시험의 하중 방향)이 후강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 대해서 수직이 되도록 제작하여 피로 시험을 행했다. 구체적으로는, 피로 시험편 표면을 에머리지로 ＃1200까지 연마하여 표면 상태의 영향을 제거한 후, 인스트론사제 전기 유압 서보식 피로 시험기를 이용하여, 이하의 조건에서 피로 시험을 행했다.
시험 환경: 실온, 대기 중
제어 방법: 하중 제어
제어 파형: 정현파
응력비: R=-1
시험 속도: 20Hz
시험 종료 사이클수: 500만회 미파단
한편, 피로 시험은, 부하 응력을 σa(MPa)로 하고, 인장 강도를 TS(MPa)로 했을 때, σa/TS=0.65∼0.7 정도가 되는 임의의 응력 진폭에서 행하고, 파단된 경우는 20MPa마다 응력 진폭을 낮추어 미파단이 될 때까지 시험을 반복했다. 추가로, 미파단이 된 응력 진폭부터 10MPa 응력 진폭을 올려 시험을 행하여, 최종적으로 파단된 최소 응력 진폭과 미파단이 된 최대 응력 진폭의 중앙값을 피로 한도 σw(MPa)로 했다. 얻어진 피로 한도와 인장 강도로부터, 피로 한도비(σw/TS)를 계산했다.
판정으로서는, 피로 한도비의 소수점 이하 3자릿수를 반올림한 값이 0.60 이상이 되는 것을 피로 한도비가 충분히 높다(○)로 하고, 0.60 미만인 것을 불충분(×)으로 했다.
결과를 표 3에 나타낸다. 한편, 표 3의 「조직 분류」 및 「각 조직의 분율의 대소 관계」의 난에 있어서, 「F」는 페라이트를 나타내고, 「P」는 펄라이트를 나타내고, 「B」는 베이나이트를 나타내며, 「MA」는 마르텐사이트 및 오스테나이트의 혼합상을 나타낸다.
Figure pct00003
표 3의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 표 3의 실시예 1∼6은, 모두 본 발명의 실시형태에서 규정하는 요건의 전부를 만족하는 예로, 피로 한도비가 충분히 높아, 피로 특성이 우수했다.
한편, 비교예 1∼8은, 본 발명의 실시형태에서 규정하는 요건을 만족시키고 있지 않은 예로, 피로 한도비가 불충분했다.
비교예 1 및 4는, 2상 온도역의 압하율이 10% 미만이었기 때문에, 소경각 입계 총길이가 2.5mm 미만이 되고, 그 결과, 피로 한도비가 불충분해졌다.
비교예 2, 3 및 8은, 2상 온도역의 압하율이 10% 미만이었기 때문에, 소경각 입계 총길이가 2.5mm 미만이 되고, 또한 DI2가 3.90 초과였던 것 등에 의해, MA 분율이 0.5면적% 초과가 되고, 그 결과, 피로 한도비가 불충분해졌다.
비교예 5 및 7은, 본 발명의 실시형태에서 규정하는 성분 조성을 만족시키고 있지 않으며, 특히, Cu 함유량이 0.10질량% 미만이고 또한 Si 및 Cu의 합계 함유량이 0.30질량% 미만이었기 때문에, 피로 한도비가 불충분해졌다.
비교예 6은, 2상 온도역의 압하율이 10% 미만이었기 때문에, 소경각 입계 총길이가 2.5mm 미만이 되고, 또한 본 발명의 실시형태에서 규정하는 성분 조성을 만족시키고 있지 않으며, 특히, Cu 함유량이 0.10질량% 미만이고 또한 Si 및 Cu의 합계 함유량이 0.30질량% 미만이었기 때문에, 피로 한도비가 불충분해졌다.
이하, 참고예를 들어 DI2와 MA 분율의 관계에 대하여 보다 구체적으로 설명한다.
VIF 용해에 의해 표 4에 나타내는 성분 조성의 강편(주괴) a∼j를 용제하고, 판두께 120mm로 잘라낸 후, 표 5에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하여, 참고예 1∼10의 후강판을 제작했다.
참고예 1∼10의 MA 분율에 대하여, 실시예와 마찬가지로 평가했다. 결과를 표 5에 나타낸다. 한편, 모든 참고예에 있어서, 열간 압연은, 미재결정역에 있어서의 열간 압연이고, 압하율은, 상기 식(6)에 따라 구했다.
Figure pct00004
Figure pct00005
표 5의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 표 5의 참고예 8은, DI2가 3.90 이하인 예로, MA 분율이 0.5면적% 이하였다.
한편, 참고예 1∼7 및 9는, DI2가 3.90 초과인 것 등에 의해, MA 분율이 0.5면적% 초과였다. 참고예 10은, DI2가 3.90 이하였지만, Mo 함유량이 0.05질량% 이상이었기 때문에, MA 분율이 0.5면적% 초과였다.
이하, 실시예를 더 들어 본 발명의 실시형태를 보다 구체적으로 설명한다.
VIF 용해에 의해 표 6에 나타내는 성분 조성의 강편(주괴) K를 용제하고, 판두께 150mm로 잘라낸 후, 표 7에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하여, 실시예 7∼8의 후강판을 제작했다. 한편, 미재결정역에 있어서의 열간 압연은 Ar3 변태점 이상 900℃ 미만의 온도 영역에서 행했다. 또한, 2상 온도역에 있어서의 열간 압연 후 실온까지의 냉각은, 전부 공랭으로 행하고, 평균 냉각 속도 1℃/s 이하로 했다.
한편, 실시예 7∼8에 있어서, 열간 가공 재현 시험에 의해 평가한 결과, 미재결정역의 상한 온도는 대체로 900℃이고, Ar1 변태점은 대체로 600℃였다.
Figure pct00006
Figure pct00007
실시예 7∼8의 후강판에 대해서, 상기 실시예 1∼6 및 비교예 1∼8과 마찬가지로 각 평가를 행했다. 결과를 표 8에 나타낸다. 한편, 실시예 8의 후강판에 대한 피로 시험에 대해서는, 도 3a(상면도) 및 도 3b(측면도)에 기재된 형상의 피로 시험편을, 피로 시험편의 길이 방향(즉, 피로 시험의 하중 방향)이 후강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 대해서 수직이 되도록 제작하여 피로 시험을 행했다.
Figure pct00008
표 8의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 표 8의 실시예 7∼8은, 모두 본 발명의 실시형태에서 규정하는 요건의 전부를 만족하는 예로, 피로 한도비가 충분히 높아, 피로 특성이 우수했다.
본 발명의 실시형태에 따른 후강판은, 피로 한도비가 충분히 높아, 피로 특성이 우수하기 때문에, 예를 들면 선박, 건축물, 교량, 건설 기계 등의 구조용 재료로서 적합하다.
본 출원은, 출원일이 2020년 6월 30일인 일본 특허출원, 특원 제2020-113166호 및 2021년 3월 23일인 일본 특허출원, 특원 제2021-048989호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반한다. 특원 제2020-113166호 및 특원 제2021-048989호는 참조하는 것에 의해 본 명세서에 원용된다.

Claims (7)

  1. 성분 조성이,
    C: 0.02∼0.10질량%,
    Si: 0.10∼0.60질량%,
    Mn: 1.00∼2.00질량%,
    P: 0질량% 초과 0.035질량% 이하,
    S: 0질량% 초과 0.035질량% 이하,
    Cu: 0.10∼0.60질량%,
    Al: 0.010∼0.060질량%,
    Nb: 0질량% 초과 0.050질량% 이하,
    Ti: 0질량% 초과 0.050질량% 이하,
    N: 0.0010∼0.0100질량%, 및
    잔부: 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한
    Si 및 Cu의 합계 함유량이 0.30질량% 이상이며,
    금속 조직이,
    MA 분율이 0.5면적% 이하, 및
    200μm 사방의 영역에 관찰되는 소경각 입계의 총길이 2.5mm 이상
    을 만족시키는 후강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    이하의 (a) 및/또는 (b)를 추가로 함유하는 후강판.
    (a) Ni: 0질량% 초과 1.00질량% 이하, Ca: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하, B: 0.0003질량% 초과 0.0050질량% 이하, V: 0.003∼0.500질량%, Cr: 0.05∼1.00질량%, 및 Mo: 0.010질량% 이상 0.05질량% 미만으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상
    (b) REM: 0질량% 초과 0.0060질량% 이하, Zr: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하, Mg: 0.0005∼0.0100질량%, 및 Ta: 0.010∼0.500질량%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    하기 식(1)로 표시되는 담금질성 지수 DI2가 3.90 이하인 후강판.
    DI2=1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1) ···(1)
    식(1) 중의 [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각, 질량%로 나타낸 Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량을 나타내고, [B*]는 하기 식(2)로 표시되는, 실효적으로 생기는 고용 B양이다.
    [B*]=[B]-(([N]-[Ti]×14/48)×11/14) ···(2)
    식(2) 중의 [B], [N] 및 [Ti]는, 각각, 질량%로 나타낸 B, N 및 Ti의 함유량을 나타낸다. 단, 식(2)에 있어서 [B*]<4×10-4(질량%)의 경우는, [B*]=0(질량%)으로 간주한다.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 준비하는 공정과,
    상기 강편에 대해, 압하율을 10% 이상으로 하여 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정과,
    상기 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정 후, 실온까지 평균 냉각 속도 3℃/초 이하로 냉각하는 공정을 포함하는, 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 후강판을 제조하는 방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 강편을 준비하는 공정 후, 상기 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정 전에, 상기 강편을 1000∼1250℃로 가열하는 공정과,
    상기 가열하는 공정 후, 압하율을 10% 이상으로 하여 미재결정역에서 열간 압연을 행하는 공정을 추가로 포함하는, 방법.
  6. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖고, 또한 하기 식(1)로 표시되는 담금질성 지수 DI2가 3.90 이하인 강편을 준비하는 공정과,
    상기 강편에 대해, 압하율을 10% 이상으로 하여 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정과,
    상기 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정 후, 실온까지 평균 냉각 속도 3℃/초 이하로 냉각하는 공정을 포함하는, 제 3 항에 기재된 후강판을 제조하는 방법.
    DI2=1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1) ···(1)
    식(1) 중의 [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각, 질량%로 나타낸 Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량을 나타내고, [B*]는 하기 식(2)로 표시되는, 실효적으로 생기는 고용 B양이다.
    [B*]=[B]-(([N]-[Ti]×14/48)×11/14) ···(2)
    식(2) 중의 [B], [N] 및 [Ti]는, 각각, 질량%로 나타낸 B, N 및 Ti의 함유량을 나타낸다. 단, 식(2)에 있어서 [B*]<4×10-4(질량%)의 경우는, [B*]=0(질량%)으로 간주한다.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 강편을 준비하는 공정 후, 상기 2상 온도역에서 열간 압연을 행하는 공정 전에, 상기 강편을 1000∼1250℃로 가열하는 공정과,
    상기 가열하는 공정 후, 압하율을 10% 이상으로 하여 미재결정역에서 열간 압연을 행하는 공정을 추가로 포함하는, 방법.
KR1020227036540A 2020-06-30 2021-04-27 후강판 및 그의 제조 방법 KR20220147153A (ko)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2020-113166 2020-06-30
JP2020113166 2020-06-30
JP2021048989A JP2022013657A (ja) 2020-06-30 2021-03-23 厚鋼板およびその製造方法
JPJP-P-2021-048989 2021-03-23
PCT/JP2021/016808 WO2022004112A1 (ja) 2020-06-30 2021-04-27 厚鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20220147153A true KR20220147153A (ko) 2022-11-02

Family

ID=79315779

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020227036540A KR20220147153A (ko) 2020-06-30 2021-04-27 후강판 및 그의 제조 방법

Country Status (3)

Country Link
KR (1) KR20220147153A (ko)
CN (1) CN115279933B (ko)
WO (1) WO2022004112A1 (ko)

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016000855A (ja) 2014-05-22 2016-01-07 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4934505B2 (ja) * 2007-05-29 2012-05-16 株式会社神戸製鋼所 疲労亀裂進展抑制特性および脆性破壊抑制特性に優れた鋼板
JP5284015B2 (ja) * 2008-09-04 2013-09-11 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
JP5462069B2 (ja) * 2009-07-27 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 落重特性および母材靭性に優れた高強度厚鋼板
JP5370104B2 (ja) * 2009-11-30 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6400516B2 (ja) * 2014-04-09 2018-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
JP6303782B2 (ja) * 2014-05-08 2018-04-04 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN106661689B (zh) * 2014-07-14 2018-09-04 新日铁住金株式会社 热轧钢板
KR102090884B1 (ko) * 2015-07-27 2020-03-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP2018031069A (ja) * 2016-08-19 2018-03-01 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
JP6984319B2 (ja) * 2017-10-31 2021-12-17 日本製鉄株式会社 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法
WO2020039979A1 (ja) * 2018-08-23 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016000855A (ja) 2014-05-22 2016-01-07 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
CN115279933A (zh) 2022-11-01
WO2022004112A1 (ja) 2022-01-06
CN115279933B (zh) 2023-08-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101024709B1 (ko) 두꺼운 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101635008B1 (ko) 용접 열영향부 ctod 특성이 우수한 후육 고장력강 및 그의 제조 방법
KR102648171B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR101491228B1 (ko) 낙중 특성이 우수한 고강도 후강판
JP6926774B2 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
JP7147960B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
KR102405388B1 (ko) 고 Mn 강 및 그 제조 방법
US10138536B2 (en) High-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
WO2018104984A1 (ja) 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法
KR102210100B1 (ko) 고강도 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP5034290B2 (ja) 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
KR102419239B1 (ko) H 형강 및 그 제조 방법
KR20190028488A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20170118899A (ko) 저온 인성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판 및 고강도 라인 파이프용 강관
JP6981546B2 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
EP3730642B1 (en) Structural steel having excellent brittle crack propagation resistance, and manufacturing method therefor
KR20170002650A (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP5432548B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
JP4998708B2 (ja) 材質異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材およびその製造方法
JP4924047B2 (ja) 表面残留応力の絶対値が１５０Ｎ／ｍｍ２以下の耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法
JP2022013657A (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP6926409B2 (ja) 高強度鋼板及び溶接継手の製造方法
JP4354754B2 (ja) 母材靭性およびｈａｚ靭性に優れた高張力鋼板
KR20220147153A (ko) 후강판 및 그의 제조 방법
JP7266673B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の鋼板及びその製造方法