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KR102684370B1 - 후강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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KR102684370B1
KR102684370B1 KR1020217034903A KR20217034903A KR102684370B1 KR 102684370 B1 KR102684370 B1 KR 102684370B1 KR 1020217034903 A KR1020217034903 A KR 1020217034903A KR 20217034903 A KR20217034903 A KR 20217034903A KR 102684370 B1 KR102684370 B1 KR 102684370B1
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

성분 조성이, 소정의 C, Si, Mn, P, S, Al, Nb, Ti, N, 및 Ca를 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지며, 하기 식(1)로부터 구해지는 Di+10Nb: 1.20∼2.50을 만족시키고, 결정 방위차 15° 이상의 대각 입계에 둘러싸이는 결정립 중, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립의 합계 면적 분율 SA가, 판 두께의 1/4 위치에서 34% 이상, 또한 판 두께의 1/2 위치에서 27% 이상인 후강판. 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)···(1) 식(1)에 있어서, [원소]는, 각각, 질량%로 나타낸 각 원소의 함유량을 나타내고, 포함하지 않는 원소는 제로로 한다.

Description

후강판 및 그의 제조 방법
본 개시는 후강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 특히는, 모재 인성이 우수한 고강도의 후강판과, 해당 후강판의 제조 방법에 관한 것이다.
예를 들면 LPG 탱크 등의 대형화에 수반하여, 고강도이면서, 모재의 저온 인성, HAZ의 저온 인성을 겸비한 후강판의 수요가 높아지고 있다.
HAZ 인성이 우수한 고강도 강으로서, 예를 들면 특허문헌 1에는, 소정의 성분을 만족시키고, 강판의 중심 편석부의 평균 화학 분석치의 C 농도가, 강재의 평균 C 농도의 1.2배 이하, JIS 규격으로 측정되는 개재물의 청정도가 0.03% 이하, 또한 강판 단면에서 관찰되는 평균 직경 10μm 이상의 산화물계 개재물의 개수가 1개 이하/1mm2, 0.05∼5μm의 산화물 및 질화물의 석출물의 개수가 100개 이상/1mm2를 만족시키는 강이 나타나 있다.
특허문헌 2에서는, 소정의 화학 성분을 만족시키고, 어시큘러 페라이트 조직 분율이 50% 이상이며, 추가로 평균 원 상당 직경으로 1∼5μm의 섬형상 마텐자이트(MA) 조직 분율이 3∼10%를 만족시키도록 하는 것에 의해, 모재 저온 인성 및 HAZ 저온 인성이 우수한 저항복비 고장력 강판이 얻어지고 있다.
특허문헌 3에서는, 소정의 성분 조성을 만족시키고, 마이크로 조직이 베이나이트 조직이며, 항복 강도 500N/mm2 이상이고 인장 강도 610N/mm2 이상인 강재가 개시되어 있다. 또한 해당 강재는, 용접 후의 잔류 응력 제거를 위한 소둔 열처리를 필수로 하지 않고, LPG·암모니아 운반선용 탱크의 제조에 적절하다는 것이 나타나 있다.
특허문헌 4에서는, 소정의 성분 조성을 만족시키고, 또한 파라미터인, 9×Ceq+4×P ≥ 4.8과, [C]/([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])가 0.6∼1.7인 강을, 1100∼1300℃의 온도로 가열하고, 750℃ 이상의 압연 종료 온도에서 열간 압연한 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 400℃ 미만의 온도까지 가속 냉각을 행하고, 그 후 즉시 0.5℃/s 이상의 승온 속도로 550∼700℃까지 재가열을 행하는 것을 특징으로 하는 내SR(Stress Relief) 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이 나타나 있다.
일본 특허공개 평8-158006호 공보 일본 특허공개 2009-127065호 공보 일본 특허공개 2008-025014호 공보 일본 특허공개 2007-270194호 공보
특허문헌 1에서는, 양호한 강도와 인성의 밸런스가 얻어지고 있지만, 실시예에서는 40mm 이하의 판 두께밖에 고려되어 있지 않고, 보다 두툼한 강판을 고려한 기술은 제안되어 있지 않다. 특허문헌 2에서는, 모재 및 HAZ의 저온 인성과 강도의 양립을 도모하고 있지만, 저온 인성은 -60℃에서 평가되고 있어, 보다 저온에서의 우수한 인성을 실현하기 위해서는 추가적인 검토가 필요하다고 생각된다. 특허문헌 3에서는, 판 두께 t/4 위치에서만 기계적 특성을 평가하고 있고, 강판 내부의 기계적 특성까지는 더 고려되고 있지 않다. 특허문헌 4에서는, SR 후도 양호한 기계적 특성을 갖는 후강판의 제조 방법이 개시되어 있지만, 인성의 평가 온도는 -10℃에 지나지 않고, 보다 저온에서의 인성까지는 검토되어 있지 않다. 본 개시는, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 판 두께가 두꺼워도 강판의 내부에 걸쳐서, 우수한 강도-인성 밸런스를 발휘, 특히는, 고강도와 종래보다도 저온에서의 우수한 인성을 나타내는 후강판, 및 해당 후강판의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
본 발명의 태양 1은,
성분 조성이,
C: 0.020질량%∼0.070질량%,
Si: 0질량% 초과 0.40질량% 이하,
Mn: 1.30질량%∼1.95질량%,
P: 0질량% 초과 0.015질량% 이하,
S: 0질량% 초과 0.005질량% 이하,
Al: 0.005질량%∼0.070질량%,
Nb: 0.015질량%∼0.048질량%,
Ti: 0.005질량%∼0.024질량%,
N: 0.0030질량%∼0.0080질량%, 및
Ca: 0질량% 초과 0.0040질량% 이하
를 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지며,
하기 식(1)로부터 구해지는 Di+10Nb: 1.20∼2.50을 만족시키고,
결정 방위차 15° 이상의 대각(大角) 입계에 둘러싸이는 결정립 중, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립의 합계 면적 분율 SA가, 판 두께의 1/4 위치에서 34% 이상, 또한 판 두께의 1/2 위치에서 27% 이상인 후강판이다.
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)···(1)
식(1)에 있어서, [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 나타내고, 포함하지 않는 원소는 제로로 한다.
본 발명의 태양 2는, 추가로,
Cu: 0질량% 초과 0.75질량% 이하, 및
Ni: 0질량% 초과 1.4질량% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 포함하는 태양 1에 기재된 후강판이다.
본 발명의 태양 3은, 추가로,
Mo: 0질량% 초과 0.50질량% 이하,
V: 0질량% 초과 0.060질량% 이하,
Cr: 0질량% 초과 0.8질량% 이하, 및
B: 0질량% 초과 0.0007질량% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 포함하는 태양 1 또는 2에 기재된 후강판이다.
본 발명의 태양 4는, 추가로,
REM: 0질량% 초과 0.0060질량% 이하, 및
Zr: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 포함하는 태양 1∼3 중 어느 하나에 기재된 후강판이다.
본 발명의 태양 5는,
태양 1∼4 중 어느 하나에 기재된 후강판을 제조하는 방법으로서,
태양 1∼4 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을, 1020℃ 초과 1200℃ 미만으로 가열하는 공정과, 상기 가열 후의 열간 압연 공정을 포함하고,
상기 열간 압연 공정은, 압연 패스수를 3패스 이상으로 하고, 또한 하기 (a)∼(d)의 조건을 모두 만족시키도록, 열간 압연과 해당 열간 압연 후의 냉각을 행하는 후강판의 제조 방법이다.
(a) 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율이 40% 이상
(b) 최종 3패스의 압연의 평균 압하율이 5.5% 이상
(c) 마무리 압연 온도가 720∼830℃
(d) 열간 압연 후, 마무리 압연 온도∼690℃의 냉각 개시 온도부터, 320∼550℃의 냉각 정지 온도까지를, 평균 냉각 속도 0.5∼20℃/s로 냉각한다.
본 개시에 의하면, 판 두께가 두꺼워도 강판의 내부에 걸쳐서, 우수한 강도-인성 밸런스를 발휘, 특히는, 고강도와 종래보다도 저온에서의 우수한 인성을 나타내는 후강판, 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, 결정 방위차 15° 이상의 대각 입계에 둘러싸이는 결정립 중, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립의 합계 면적 분율 SA와, Y값의 관계를 나타내는 그래프이다.
본 개시에서는, SR 전의 상태 즉 열간 압연 그대로의 상태에서, 강도와 종래보다도 저온에서의 인성의 밸런스가 개선된 후강판을 얻기 위해 예의 연구를 행했다. 특히, 판 두께가 두꺼워도 판 두께의 1/4 위치 및 1/2 위치에 있어서, 강도-인성 밸런스가 우수한, 구체적으로는 본 개시에 있어서 정하는 강도-인성 밸런스에 관한 파라미터 Y = 20×vTrs-7×YP가 충분히 낮은 강판을 얻기 위해 예의 연구를 행했다.
그 결과, 성분 조성을 제어함과 함께, 판 두께의 1/4 위치 및 1/2 위치에 있어서, 미세한 어시큘러 페라이트 조직을 소정량 확보, 보다 구체적으로는, 후술하는 방법으로 측정된 원 상당 직경 7.5μm 이하의 어시큘러 페라이트를 소정량 확보하면, 상기 양호한 특성이 얻어지는 것을 발견했다. 이하에서는, 판 두께의 1/4 위치를 「t/4 위치」, 판 두께의 1/2 위치를 「t/2 위치」라고 하는 경우가 있다.
또한, 상기 미세한 어시큘러 페라이트 조직을 소정량 형성하기 위해서는, 하기 (A)∼(C)의 모두를 실시하는 것이 유효한 것을 발견했다. 상기 어시큘러 페라이트는, 이하에서는 「AF」라고 하는 경우가 있다.
(A) 오스테나이트상으로부터 페라이트상으로의 변태 전에, 열간 압연에 의해 오스테나이트상에 충분한 가공 변형을 가한다. 이 가공에 의해 도입된 전위 조직이나 변형대를 핵으로 AF 결정립이 생성됨으로써, 미세 조직이 실현된다.
(B) 열간에서의 미재결정역 압연 전에, 고용 Nb를 확보한다. 그렇게 함으로써, 변태에 앞서는 가공 변형이 얻어지기 쉬워져, 전술한 바와 같이 미세한 AF 결정립이 생성되기 쉽다. 상기 고용 Nb의 확보는, 후술하는 바와 같이, 압연 전 가열 온도를 1020℃ 초과로 하고, 또한 850℃ 이상의 압연에서의 압하율을 낮추는 것이 유효하다.
(C) 페라이트상으로의 변태 온도를 적절히 제어한다. 페라이트상으로의 변태 온도가 높으면 AF 생성에 앞서 입계 페라이트 조직이 형성되어, AF량이 감소한다. 반대로, 페라이트상으로의 변태 온도가 낮으면, AF 조직이 형성되지 않은 채 마텐자이트 조직이 생성된다. 페라이트상으로의 변태 온도를 적절히 제어하기 위해서는, 성분 조성에 있어서의 C 함유량, Mn 함유량, 및 Cu와 Ni 중 적어도 어느 하나를 포함하는 경우에는 이들의 함유량, 및 Di+10Nb의 각 범위를 제어함과 함께, 후술하는 바와 같이, 열간 압연 후의 소정 온도역의 평균 냉각 속도를 0.5℃/s 이상으로 하는 것이 좋다.
이하에서는, 본 개시의 후강판의 강 조직과 성분 조성, 특성 및 제조 방법에 대하여 순서대로 설명한다.
1. 강 조직
이하에 본 개시의 후강판의 강 조직에 대하여 상술한다. 이하의 강 조직의 설명에서는, 그와 같은 조직을 갖는 것에 의해 각종 특성을 향상시킬 수 있는 메커니즘에 대하여 설명하고 있는 경우가 있다. 이들은 본 발명자들이 현시점에서 얻어지고 있는 지견에 의해 생각한 메커니즘이지만, 본 개시의 기술적 범위를 한정하는 것은 아님에 유의하기 바란다.
본 개시에서는, 결정 방위차 15° 이상의 대각 입계에 둘러싸이는 결정립 중, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립을, 미세한 어시큘러 페라이트(AF) 조직이라고 정의한다. 본 개시에 있어서 「미세한 어시큘러 페라이트(AF) 조직을 소정량 형성시킨다」란, 이 결정 방위차 15° 이상의 대각 입계에 둘러싸이는 결정립으로서, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립을, 하기에 나타내는 바와 같이, t/4 위치에 있어서 34% 이상, 또한 t/2 위치에 있어서 27% 이상 확보하는 것을 말한다.
본 개시에서는, 판 두께가 두꺼워도 우수한 강도-인성 밸런스를 나타내는 후강판을 얻기 위해, 결정 방위차 15° 이상의 대각 입계에 둘러싸이는 결정립 중, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립의 합계 면적 분율 SA, 즉 미세한 어시큘러 페라이트(AF) 조직의 면적 분율을, t/4 위치와 t/2 위치의 양방으로 규정한다. 상세하게는, 상기 합계 면적 분율 SA가, t/4 위치에서 34% 이상, 또한 t/2 위치에서 27% 이상을 만족시키도록 한다. t/4 위치의 상기 합계 면적 분율 SA는, 바람직하게는 35% 이상, 보다 바람직하게는 36% 이상이다. 또한 t/2 위치의 상기 합계 면적 분율 SA는, 바람직하게는 28% 이상, 보다 바람직하게는 30% 이상이다. 한편, 우수한 강도-인성 밸런스를 얻는 관점에서, t/4 위치와 t/2 위치의 각 위치의 상기 합계 면적 분율 SA의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 본 발명의 실시형태에 있어서의 후강판의 제조 조건을 고려하면, t/4 위치의 합계 면적 분율 SA의 상한은, 80% 정도, t/2 위치의 합계 면적 분율 SA의 상한은, 70% 정도가 된다.
상기 미세한 어시큘러 페라이트 이외의 조직으로서, 베이나이트, 페라이트, 시멘타이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트 등을 들 수 있다. 상기 합계 면적 분율 SA가 본 발명의 실시형태에서 규정하는 범위 내에 있는 한, 상기 원 상당 직경이 7.5μm 초과인 어시큘러 페라이트가 존재하고 있어도 된다.
2. 조성
이하에 본 개시에 따른 후강판의 조성에 대하여 설명한다.
C: 0.020질량%∼0.070질량%
C는, 페라이트 변태 온도를 적절히 제어하여, 취성 파괴 기점으로서 작용하여 강도-인성 밸런스 열화의 원인이 되는 입계 페라이트가, AF 생성 전에 생성되는 것을 억제하는 효과를 갖는다. 해당 효과를 발휘시키는 관점에서, C량은, 0.020질량% 이상, 바람직하게는 0.023질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.030질량% 이상이다. 한편, C량이 과잉이면, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되어, 취성 파괴 기점으로서 작용함으로써 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서, C량은 0.070질량% 이하로 한다. C량은, 바람직하게는 0.065질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.060질량% 이하이다.
Si: 0질량% 초과 0.40질량% 이하
Si는 탈산 원소이며, 그 함유량은 0질량% 초과이다. Si량은, 0.05질량% 이상이어도 되고, 나아가 0.10질량% 이상이어도 된다. 한편, Si량이 과잉이면, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되어, 취성 파괴 기점으로서 작용함으로써 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서, Si량은, 0.40질량% 이하, 바람직하게는 0.38질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.35질량% 이하이다.
Mn: 1.30질량%∼1.95질량%
Mn은, 페라이트 변태 온도를 적절히 제어하여, 취성 파괴 기점으로서 작용하여 강도-인성 밸런스 열화의 원인이 되는 입계 페라이트가, AF 생성 전에 생성되는 것을 억제하는 효과를 갖는다. 해당 효과를 발휘시키는 관점에서, Mn량은, 1.30질량% 이상, 바람직하게는 1.40질량% 이상, 보다 바람직하게는 1.45질량% 이상이다. 한편, Mn량이 과잉이면, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되어, 취성 파괴 기점으로서 작용함으로써 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 Mn량은, 1.95질량% 이하, 바람직하게는 1.90질량% 이하, 보다 바람직하게는 1.80질량% 이하이다.
P: 0질량% 초과 0.015질량% 이하
P는, 불순물 원소이며, 과잉으로 포함되면 입계가 취화되어 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 P량은, 0.015질량% 이하로 한다. P량은, 바람직하게는 0.008질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.007질량% 이하이다. 한편, 공업상, P량을 0질량%로 하는 것은 곤란하므로, P량의 하한은 0질량% 초과이다.
S: 0질량% 초과 0.005질량% 이하
S는, 불순물 원소이며, 과잉으로 포함되면 입계가 취화되어 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 S량은, 0.005질량% 이하로 한다. S량은, 바람직하게는 0.004질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.003질량% 이하이다. 한편, 공업상, S량을 0질량%로 하는 것은 곤란하므로, S량의 하한은 0질량% 초과이다.
Al: 0.005질량%∼0.070질량%
Al은, 탈산 원소이다. 충분한 탈산을 행하여 강 중 산소를 저감하여, 산화물에 의한 강도-인성 밸런스의 열화를 억제하기 위해, Al량은 0.005질량% 이상으로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.010질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.015질량% 이상이다. 한편, Al량이 과잉이면, 조대 산화물이 형성되어, 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서, Al량은 0.070질량% 이하, 바람직하게는 0.050질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.045질량% 이하이다.
Nb: 0.015질량%∼0.048질량%
Nb는, AF의 생성을 촉진시키는 원소이다. 미세한 AF 조직을 충분히 생성시켜 양호한 강도-인성 밸런스를 얻기 위해, Nb량은, 0.015질량% 이상, 바람직하게는 0.016질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.018질량% 이상으로 한다. 한편, Nb량이 과잉이면, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되고, 이 조직이 취성 파괴 기점으로서 작용함으로써 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서, Nb량은 0.048질량% 이하, 바람직하게는 0.045질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.040질량% 이하이다.
Ti: 0.005질량%∼0.024질량%
Ti는, TiN 형성에 의해 HAZ 인성 향상에 기여하는 원소이다. 해당 효과를 발휘시키는 관점에서, Ti량은, 0.005질량% 이상, 바람직하게는 0.007질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.009질량% 이상이다. 한편, Ti량이 과잉이면, 조대한 정출 TiN이 생성되어, 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 Ti량은, 0.024질량% 이하, 바람직하게는 0.022질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.020질량% 이하이다.
N: 0.0030질량%∼0.0080질량%
N은, TiN 형성에 의해 HAZ 인성 향상에 기여하는 원소이다. 해당 효과를 발휘시키는 관점에서, N량은 0.0030질량% 이상, 바람직하게는 0.0032질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.0035질량% 이상이다. 한편, N량이 과잉이면, 고용 N이 증가하여, 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 N량은, 0.0080질량% 이하, 바람직하게는 0.0075질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.0070질량% 이하이다.
Ca: 0질량% 초과 0.0040질량% 이하
Ca는 탈산 원소이며, 그 함유량은 0질량% 초과이다. 또한, 강 중 Mn량이 많은 경우, t/2 위치에서는 주조 시의 Mn 농화에 의해 조대한 MnS가 생성되기 쉬워져, t/2 위치의 인성이 저하되기 쉽다고 생각된다. 이 MnS의 형성 억제를 위해서, Ca량을 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하고, 0.0008질량% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 더 바람직하게는 0.0010질량% 이상이다. 한편, Ca량이 과잉이면, 조대 산화물이 형성되어, 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서, Ca량은 0.0040질량% 이하, 바람직하게는 0.0028질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.0025질량% 이하이다.
잔부는, Fe 및 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 반입되는 예를 들면, As, Sb, Sn 등의 미량 원소의 혼입이 허용된다. 한편, 예를 들면 P 및 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, 잔부를 구성하는 「불가피 불순물」이란, 별도 그 조성 범위가 규정되고 있는 원소를 제외한 개념이다.
본 발명의 실시형태에 있어서의 후강판은, 성분 조성에 있어서, 상기 원소를 포함하고 있으면 된다. 하기에 기술하는 선택 원소는, 포함되어 있지 않아도 되지만, 상기 원소와 함께 필요에 따라서 함유시키는 것에 의해, 고강도 등을 보다 용이하게 달성시킬 수 있다. 또한, 원하는 조직을 보다 용이하게 확보할 수 있어, 본 발명의 실시형태에서 요구하는 강도-인성 밸런스를 보다 용이하게 달성할 수 있다. 이하, 선택 원소에 대하여 기술한다.
Cu: 0질량% 초과 0.75질량% 이하, 및 Ni: 0질량% 초과 1.4질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
이들 원소는, 페라이트 변태 온도를 적절히 제어하여, 취성 파괴 기점으로서 작용하여 강도-인성 밸런스 열화의 원인이 되는 입계 페라이트가, AF 생성 전에 생성되는 것을 억제하는 효과를 갖는다. 해당 효과를 발휘시키는 관점에서, Cu를 함유시키는 경우에는, 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05질량% 이상, 더 바람직하게는 0.10질량% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.15질량% 이상이다. Ni를 함유시키는 경우에는, 0질량% 초과로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10질량% 이상, 더 바람직하게는 0.15질량% 이상, 보다 더 바람직하게는 0.20질량% 이상이다. 한편, 이들 원소가 과잉이면, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되고, 해당 조직이, 취성 파괴 기점으로서 작용하여, 강도-인성 밸런스의 열화를 초래한다. 따라서, Cu량은, 0.75질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.70질량% 이하, 더 바람직하게는 0.68질량% 이하이다. Ni량은, 1.4질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.2질량% 이하, 더 바람직하게는 1.0질량% 이하이다.
Mo: 0질량% 초과 0.50질량% 이하, V: 0질량% 초과 0.060질량% 이하, Cr: 0질량% 초과 0.8질량% 이하, 및 B: 0질량% 초과 0.0007질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
이들 원소는, 강도 향상에 유효한 원소이다. 해당 효과를 발휘시키는 관점에서, Mo를 함유시키는 경우는, 0질량% 초과인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05질량% 이상, 더 바람직하게는 0.10질량% 이상이다. V를 함유시키는 경우는, 0질량% 초과인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01질량% 이상, 더 바람직하게는 0.02질량% 이상이다. Cr을 함유시키는 경우는, 0질량% 초과인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10질량% 이상, 더 바람직하게는 0.20질량% 이상이다. B를 함유시키는 경우는, 0질량% 초과인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0003질량% 이상이다.
한편, 이들 원소의 함유량이 과잉이면, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되고, 해당 조직이 취성 파괴 기점으로서 작용하여, 강도-인성 밸런스의 열화를 초래한다. 따라서, Mo량은, 0.50질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.45질량% 이하, 더 바람직하게는 0.40질량% 이하이다. V량은, 0.060질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.050질량% 이하, 더 바람직하게는 0.045질량% 이하이다. Cr량은, 0.8질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.70질량% 이하, 더 바람직하게는 0.60질량% 이하이다. B량은, 0.0007질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하고 0.0006질량% 이하이다.
REM: 0질량% 초과 0.0060질량% 이하, 및 Zr: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
이들 원소는 탈산 원소이다. 해당 효과를 발휘시키기 위해서는, REM을 함유시키는 경우, 0질량% 초과인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010질량% 이상, 더 바람직하게는 0.0015질량% 이상이다. Zr을 함유시키는 경우, 0질량% 초과인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0010질량% 이상, 더 바람직하게는 0.0012질량% 이상이다. 한편, 이들 원소가 과잉이면, 조대 산화물이 형성되어, 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 REM량은, 0.0060질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0050질량% 이하, 더 바람직하게는 0.0045질량% 이하이다. Zr량은, 0.0050질량% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0045질량% 이하, 더 바람직하게는 0.0040질량% 이하이다. 상기 REM이란, 란타노이드 원소(La부터 Lu까지의 15원소), Sc(스칸듐) 및 Y(이트륨)를 포함하는 의미이다.
Di+10Nb: 1.20∼2.50(Di는 하기 식(1)로부터 구해진다)
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)···(1)
식(1)에 있어서, [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 나타내고, 포함하지 않는 원소는 제로로 한다.
Di+10Nb는, 페라이트 변태 온도에 영향을 미치는 파라미터이다. 페라이트 변태 온도를 적절히 제어함으로써, AF 생성 전의 입계 페라이트의 생성을 억제하고, 또한 AF 이외의 펄라이트 조직이나 마텐자이트 조직의 과잉된 생성을 억제하여, AF 생성을 촉진시킬 수 있다. 이들 관점에서, 본 발명의 실시형태에서는 Di+10Nb를 1.20∼2.50의 범위 내로 했다. Di+10Nb의 값이 지나치게 작으면, 입계 페라이트와 함께 펄라이트 조직이 생성되어, 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 Di+10Nb는, 1.20 이상으로 한다. Di+10Nb는, 바람직하게는 1.25 이상, 보다 바람직하게는 1.30 이상이다. 한편, Di+10Nb의 값이 지나치게 크면, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되어, 취성 파괴 기점으로서 작용함으로써 강도-인성 밸런스가 열화된다. 따라서 Di+10Nb는, 2.50 이하로 한다. Di+10Nb는, 바람직하게는 2.20 이하, 보다 바람직하게는 2.00 이하이다.
본 발명의 실시형태에 있어서의 후강판의 판 두께는, 16mm 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 30mm 이상, 더 바람직하게는 40mm 이상, 특히 바람직하게는 40mm 초과이다. 한편, 판 두께의 상한은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 80mm 이하인 것이 바람직하다.
본 개시의 후강판은, 하기의 특성을 갖고 있어, 예를 들면 대형의 LPG 탱크, 선박 등의 제조에 적절하다.
3. 특성
본 개시에 있어서, 강도와 종래보다도 낮은 온도에서의 인성의 밸런스의 평가에, 하기 식(2)로 나타나는 파라미터인 Y값을 이용한다. Y값은, 하기 식(2)에 나타나는 바와 같이, 항복 강도 YP, 취성 연성 천이 온도 vTrs를 포함하고 있다. 한편, 하기 식(2)에 있어서의 항복 강도 YP로서, SS 커브(「응력-변형 선도」라고도 한다)가, 항복점이 분명하지 않은 라운드형인 경우는 0.2% 내력(0.2YS)을 사용하고, 항복점을 갖는 경우는 YP를 사용한다.
본 발명의 실시형태에 따른 후강판은, 열간 압연 그대로이며, 압연 방향에 대해서 직각인 C 방향에 있어서, t/4 위치의 Y가 -5200 미만, 또한 t/2 위치의 Y가 -4700 미만을 만족시키는 경우를, 강도-인성 밸런스가 우수하다고 평가한다.
Y = 20×vTrs-7×YP···(2)
상기 t/4 위치에 있어서의 Y값은, 바람직하게는 -5300 이하, 보다 바람직하게는 -5400 이하이고, 또한 상기 t/2 위치에 있어서의 Y값은, 바람직하게는 -4800 이하, 보다 바람직하게는 -5000 이하이다. 이들 값이 낮을수록, 강도-인성 밸런스가 우수한 것을 의미한다.
본 발명의 실시형태에서는, 특성으로서 상기 파라미터를 달성하면 된다. 항복 강도 YP, 취성 연성 천이 온도 vTrs의 각각에 대해서는, 상기 파라미터를 달성하는 것을 전제로, 예를 들면 항복 강도 YP가 바람직하게는 350∼550MPa의 범위, 취성 연성 천이 온도 vTrs가 바람직하게는 -70℃ 미만의 범위, 보다 바람직하게는 -80℃ 미만의 범위로 하는 것을 들 수 있다. 또한 측정 위치별로, t/4 위치에서는, 상기 파라미터를 달성하는 것을 전제로, 예를 들면, 항복 강도 YP는 410MPa 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 430MPa 이상, 더 바람직하게는 460MPa 이상, 보다 더 바람직하게는 480MPa 이상, 특히는 500MPa 이상이며, 취성 연성 천이 온도 vTrs는, -90℃ 이하인 것이 바람직하고, -95℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, -100℃ 이하인 것이 더 바람직하고, 보다 더 바람직하게는 -110℃ 이하이다. 또한 t/2 위치에서는, 상기 파라미터를 달성하는 것을 전제로, 예를 들면, 항복 강도 YP는 400MPa 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 430MPa 이상, 더 바람직하게는 460MPa 이상, 보다 더 바람직하게는 480MPa 이상, 특히는 500MPa 이상이며, 취성 연성 천이 온도 vTrs는, -80℃ 이하인 것이 바람직하고, -90℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, -95℃ 이하인 것이 더 바람직하고, -100℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
4. 제조 방법
본 개시의 후강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강편을, 1020℃ 초과 1200℃ 미만으로 가열하는 공정과, 상기 가열 후의 열간 압연 공정을 포함하고, 상기 열간 압연 공정은, 압연 패스수를 3패스 이상으로 하고, 또한 하기 (a)∼(d)의 조건을 모두 만족시키도록, 열간 압연과 해당 열간 압연 후의 냉각을 행하는 후강판의 제조 방법이다.
(a) 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율이 40% 이상
(b) 최종 3패스의 압연의 평균 압하율이 5.5% 이상
(c) 마무리 압연 온도가 720∼830℃
(d) 열간 압연 후, 마무리 압연 온도∼690℃의 냉각 개시 온도부터, 320∼550℃의 냉각 정지 온도까지를, 평균 냉각 속도 0.5∼20℃/s로 냉각한다.
이하, 각 제조 조건에 대하여 상술한다.
[상기 성분 조성을 갖는 강편을, 1020℃ 초과 1200℃ 미만으로 가열하는 공정]
열간 압연의 가열에 있어서, 가열 온도가 1020℃ 이하이면, 주조 시에 생성된 NbC가 충분히 고용되지 않아, 고용 Nb에 의한 AF 생성의 촉진 효과가 얻어지지 않게 된다. 따라서 가열 온도는, 1020℃ 초과, 바람직하게는 1040℃ 이상, 보다 바람직하게는 1050℃ 이상, 더 바람직하게는 1060℃ 이상으로 한다. 한편, 가열 온도가 1200℃ 이상이면, 오스테나이트립이 조대화되어, 조직이 전반적으로 조대화된다. 따라서 가열 온도는, 1200℃ 미만, 바람직하게는 1180℃ 이하, 보다 바람직하게는 1150℃ 이하로 한다.
[상기 가열 후의 열간 압연 공정]
본 개시는, 후술하는 바와 같이, 최종 3패스의 압연의 평균 압하율을 제어하는 데에 특징이 있고, 상기 가열 후는, 압연 패스가 3패스 이상인 열간 압연을 행하지만, 총 패스수(압연 패스의 횟수)는 조직과 특성에 영향을 미치는 것은 아니며 한정되지 않는다. 상기 압연 패스는, 나아가서는 7패스 이상, 더 나아가서는 10패스 이상이고, 생산성의 관점에서 60패스 이하로 할 수 있다.
본 발명의 실시형태에서는, 하기 (a)∼(d)의 조건을 모두 만족시키도록 상기 열간 압연을 행하고, 또한 열간 압연 후의 냉각을 행한다.
(a) 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율: 40% 이상
충분한 AF 조직을 얻는 것을 목적으로, 오스테나이트상에 충분한 가공 변형을 도입하기 위해서는, 열간 압연에 있어서의 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율(「총 압하율」이라고도 한다)을 40% 이상으로 할 필요가 있다. 그런데 850℃ 이상의 압연에서의 압하율이 증가하면, 압연 중에 NbC가 석출되어, 고용 Nb가 감소한다고 생각된다. 이 850℃ 이상의 압연에서의 누적 압하율을 억제하는 관점에서도, 상기 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 40% 이상으로 한다. 상기 누적 압하율은, 바람직하게는 50% 이상, 보다 바람직하게는 55% 이상이다. 상기 누적 압하율의 상한은 생산성의 관점에서 80% 정도이다.
(b) 최종 3패스의 압연의 평균 압하율: 5.5% 이상
최종 3패스의 압하에서 도입된 전위 조직은, 비교적 회복이 진행되지 않은 채 냉각 공정으로 이행하기 때문에, AF 촉진 효과가 크다. 본 발명의 실시형태에서는, 상기 전위 조직 도입을 위해서 오스테나이트상에 충분한 가공 변형을 도입하도록, 최종 3패스의 압연에 있어서의 평균 압하율을 5.5% 이상으로 한다. 본 발명의 실시형태에서는, 최종 3패스의 압연의 평균 압하율을 제어하는 것에 의해, 강판 내부, 특히는 t/2 위치에 있어서도 AF 조직이 일정 이상인 원하는 조직이 얻어지는 점에서, 최종 3패스의 압연의 평균 압하율을 제어하고 있지 않는 종래의 방법과 상이하다. 상기 평균 압하율은, 바람직하게는 5.8% 이상, 보다 바람직하게는 6.0% 이상이다. 한편, 압연기 부하의 관점에서, 상기 평균 압하율의 상한은 20% 정도가 된다.
(c) 마무리 압연 온도(Finishing Rolling Temperature, FRT): 720∼830℃
강재의 온도가 850℃를 상회하면, 최종 3패스의 압연을 상기 평균 압하율로 행하더라도, 오스테나이트상에 충분한 가공 변형이 도입되지 않아, AF 조직량이 부족하다. 본 발명의 실시형태에서는, AF 조직량을 충분히 확보하기 위해, 마무리 압연 온도를 830℃ 이하로 한다. 마무리 압연 온도는, 바람직하게는 820℃ 이하, 보다 바람직하게는 810℃ 이하이다. 한편, 마무리 압연 온도가 720℃를 하회하면, 압연 중에 조대한 페라이트가 형성되어, 인성이 열화된다. 따라서 마무리 압연 온도는, 720℃ 이상, 바람직하게는 750℃ 이상, 보다 바람직하게는 760℃ 이상으로 한다.
(d) 열간 압연 후, 마무리 압연 온도∼690℃의 냉각 개시 온도부터, 320∼550℃의 냉각 정지 온도까지를, 평균 냉각 속도 0.5∼20℃/s로 냉각한다.
일정한 온도역을 평균 냉각 속도 0.5∼20℃/s로 냉각하는 것에 의해, AF 조직을 충분히 확보할 수 있다. 평균 냉각 속도가 20℃/s를 상회하면, AF 조직이 충분히 형성되지 않은 채 마텐자이트 변태가 일어나기 때문에 바람직하지 않다. 상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 15℃/s 이하, 보다 바람직하게는 12℃/s 이하이다. 전술한 바와 같이, 페라이트상으로의 변태 온도를 적절히 제어하여, AF 조직을 충분히 확보하기 위해서는, 성분 조성에 있어서의 C 함유량, Mn 함유량, 및 Cu와 Ni 중 적어도 어느 한쪽을 포함하는 경우에는 이들의 함유량, 및 Di+10Nb의 각 범위를 제어함과 함께, 상기 평균 냉각 속도를 0.5℃/s 이상으로 한다. 상기 평균 냉각 속도가 0.5℃/s를 하회하면, 냉각 시에 조대한 입계 페라이트가 생성되어, AF 조직량이 부족하다. 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 2.0℃/s 이상, 보다 바람직하게는 3.0℃/s 이상이다. 상기 평균 냉각 속도의 냉각 방법으로서, 예를 들면 수랭을 들 수 있다.
상기 냉각의 개시 온도는, 마무리 압연 온도∼690℃에 있어서의 임의의 온도로 한다. 강재의 온도가 710℃를 하회하면, 냉각 개시 전에 입계 페라이트가 생성되거나, 오스테나이트상에 도입된 가공 변형이 회복되는 것과 같은 문제가 생기기 쉬워진다. 그 결과, AF 조직량이 부족하기 쉽다. 본 발명의 실시형태에서는, AF 조직량을 충분히 확보하기 위해, 상기 평균 냉각 속도에서의 냉각 개시 온도(Start Cooling Temperature, SCT)를, 690℃ 이상으로 한다. 상기 냉각 개시 온도는, 바람직하게는 710℃ 이상, 보다 바람직하게는 720℃ 이상이다.
상기 냉각의 종료 온도(Finish Cooling Temperature, FCT)는, 320∼550℃에 있어서의 임의의 온도로 한다. 상기 평균 냉각 속도에서의 냉각, 예를 들면 수랭을, 550℃ 초과의 온도역에서 정지하면, 수랭 정지 후의 완냉각 시에 입계 페라이트가 생성되어, AF 조직을 충분히 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 상기 종료 온도는 550℃ 이하로 한다. 상기 종료 온도는, 바람직하게는 500℃ 이하, 보다 바람직하게는 480℃ 이하이다. 한편, 상기 평균 냉각 속도에서의 냉각을, 예를 들면 320℃를 하회하는 온도역까지 행하면, AF 조직이 충분히 형성되지 않은 채 마텐자이트 변태가 생긴다. 따라서, 상기 종료 온도는 320℃ 이상으로 한다. 상기 종료 온도는, 바람직하게는 340℃ 이상, 보다 바람직하게는 360℃ 이상이다.
본 개시의 제조 방법은, 상기 열간 압연 공정 이외에는, 특별히 한정되지 않고, 통상 행해지고 있는 조건에서 실시하면 된다.
이상으로 설명한 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법에 접한 당업자이면, 시행착오에 의해, 전술한 제조 방법과 상이한 제조 방법에 의해 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판을 얻을 수 있을 가능성이 있다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명의 실시형태를 보다 구체적으로 설명한다. 본 개시는 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전술 및 후술하는 취지에 합치할 수 있는 범위에서, 적절히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 개시의 기술적 범위에 포함된다.
1. 샘플 제작
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 150kg VIF(Vacuum Induction Furnace) 또는 실기 전로(轉爐)에서 용제하고, 주조하여 얻어진 슬래브를, 표 2에 나타내는 여러 가지 조건에서 열간 압연하여, 표 2에 나타내는 판 두께의 강판을 얻었다. 상기 열간 압연에 있어서, 총 패스수(압연 패스의 횟수)는 20회 초과로 했다. 표 1에 있어서 「-」은 의도적으로 첨가하고 있지 않는 것을 나타낸다. 표 2에 있어서, FRT는 마무리 압연 온도, SCT는 냉각 개시 온도, FCT는 냉각 종료 온도를 나타낸다. 상기 냉각 정지 온도 FCT는, 강판 표면을 긴 방향으로 1∼3점, 방사 온도계로 계측하여, 그 평균치를 산출했다. 또한 FRT, SCT는, 방사 온도계로 강재 표면의 1점을 계측하여 구했다.
2. 강 조직
상기 열간 압연재의 압연 폭 방향에 수직인 단면의 t/4(t: 판 두께) 및 t/2 위치에서, EBSD(Electron Back Scatter Diffraction) 측정을 실시했다. 측정 조건은 하기와 같다.
EBSD 측정 조건
· 장치: 니혼 전자제 JEOL-5410 또는 JSM-IT100
· 관찰 배율: 400배
· 측정 면적: 200μm×200μm
· 스텝(픽셀) 사이즈: 0.4μm
· 고려하는 상: 페라이트, 오스테나이트
얻어진 EBSD 데이터를, 주식회사 TSL 솔루션즈제 해석 소프트웨어 OIM Analysis에 의해 해석했다. 얻어진 데이터에 있어서, Confidence Index가 0.100 이하인 점을 제거하고, 인접하는 픽셀과의 결정 방위가 15° 이상인 입계를 대각 입계라고 정의했다. 이 대각 입계로 둘러싸인 유닛 중, 픽셀 사이즈가 10 이상인 유닛을 대각립으로 간주했다. 또한, 측정 시야의 단부에 걸리는 대각립은 해석으로부터 제외했다. 대각립의 평균 원 상당 직경을 구하여, 대각립의 합계 면적에서 차지하는, 해당 평균 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 대각립의 합계 면적 분율 SA를 산출했다.
3. 기계적 특성
(항복 강도 YS)
열간 압연 그대로의 강판의 t/4 위치 및 t/2 위치에 있어서, 판 폭 방향(C 방향)에 평행으로, ASTM 환봉 인장 시험편을 채취하고, ASTM의 요령으로 인장 시험을 행하여, 항복 강도 YS를 측정했다.
(모재의 저온 인성)
열간 압연 그대로의 강판의 t/4 위치 및 t/2 위치에 있어서, 판 폭 방향(C 방향)에 평행으로, V 노치 샤르피 시험편을 채취하고, ASTM의 요령으로 샤르피 충격 시험을 실시했다. 그리고 취성 파면율이 50%가 되는 온도 vTrs를 평가했다.
상기 측정하여 얻어진 항복 강도 YP, 취성 연성 천이 온도 vTrs를 하기 식(2)에 대입하여, t/4 위치, t/2 위치 각각의 위치의 Y값을 구했다. 그 결과를 표 2에 병기한다. 한편 표 2에 있어서, vTrs > -30℃의 경우는, Y값의 계산에 있어서 vTrs = -30℃로 하여 계산했다. 또한 vTrs < -130℃의 경우는, Y값의 계산에 있어서 vTrs = -130℃로 하여 계산했다.
Y = 20×vTrs-7×YP···(2)
표 1, 2로부터 다음의 것을 알 수 있다. 실험 No. 1∼11은, 본 발명의 실시형태에서 규정하는 성분 조성을 만족시키고, 또한 규정하는 조건에서 후강판을 제조했기 때문에, 얻어진 후강판은, 판 두께가 두꺼워도 강판의 내부에 걸쳐서, 강도-인성 밸런스가 우수하다. 특히는, 고강도를 나타냄과 함께 종래보다도 저온에서의 인성이 우수하다. 이에 반해서 실험 No. 12∼17은, 성분 조성, 제조 조건 중 적어도 어느 하나가 본 발명의 실시형태에서 규정하는 범위 내에 없기 때문에, 얻어진 후강판은, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
실험 No. 12는, 성분 조성은 본 발명의 실시형태의 범위 내에 있지만, 제조 조건에 있어서, 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율이 부족했기 때문에, t/4 및 t/2의 어느 위치에 있어서도 AF 조직이 부족하여, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
실험 No. 13 및 14는, 성분 조성은 본 발명의 실시형태의 범위 내에 있지만, 제조 조건에 있어서, 마무리 압연 온도가 높았기 때문에, t/4 및 t/2의 어느 위치에 있어서도 AF 조직이 부족하여, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
실험 No. 15는, Di+10Nb가 규정된 범위를 하회했기 때문에, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다. 이 실험 No. 15에서는, 상기 Di+10Nb가 규정된 범위를 하회한 것에 의해, 입계 페라이트와 함께 펄라이트 조직이 생성되었다고 생각된다. 그 결과, AF 조직이 부족하여 강도-인성 밸런스가 뒤떨어졌다고 생각된다.
실험 No. 16 및 17은, Di+10Nb가 규정된 범위를 상회했기 때문에, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다. 이 실험 No. 16 및 17에서는, 상기 Di+10Nb가 규정된 범위를 상회한 것에 의해, 경질인 마텐자이트 조직이 생성되었다고 생각된다. 그 결과, 이 경질인 마텐자이트 조직이 취성 파괴 기점으로서 작용함으로써, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어졌다고 생각된다.
실험 No. 18은, 성분 조성은 본 발명의 실시형태의 범위 내에 있지만, 제조 조건에 있어서, 열간 압연 전의 가열 온도가 낮고, 또한 마무리 압연 온도가 높기 때문에, 충분한 AF 조직을 확보할 수 없어, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
실험 No. 19는, 성분 조성은 본 발명의 실시형태의 범위 내에 있지만, 제조 조건에 있어서, 열간 압연 전의 가열 온도가 높기 때문에, 미세한 AF 조직을 일정 이상 확보할 수 없어, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
실험 No. 20은, B량이 0.0008%로, 상한의 0.0007%를 상회하고 있기 때문에, 경질인 마텐자이트가 생성되고, t/4 위치 및 t/2 위치의 SA가 부족하여, 특성이 나빠졌다.
실험 No. 21은, 성분 조성은 본 발명의 실시형태의 범위 내에 있지만, 제조 조건에 있어서, 열간 압연 시의 최종 3패스의 압연의 평균 압하율이 지나치게 낮았기 때문에, 미세한 AF 조직을 일정 이상 확보할 수 없어, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
실험 No. 22는, Nb량이 부족하고, 또한 제조 조건에 있어서, 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율과 최종 3패스의 압연의 평균 압하율도 낮기 때문에, 미세한 AF 조직을 일정 이상 확보할 수 없어, 강도-인성 밸런스가 뒤떨어지는 결과가 되었다.
도 1은, 상기 실시예를 바탕으로 작성한, 결정 방위차 15° 이상의 대각 입계에 둘러싸이는 결정립 중, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립의 합계 면적 분율 SA와, Y값의 관계를 나타내는 그래프이다. 한편, 도 1에 있어서의 하향 화살표는, 측정된 vTrs가 -130℃보다도 낮았기 때문에, Y값은, 플롯된 값보다도 낮은 값이라고 추측되는 것을 의미하고, 상향 화살표는, 측정된 vTrs가 -30℃보다도 높았기 때문에, Y값은, 플롯된 값보다도 높은 값이라고 추측되는 것을 의미한다.
이 도 1로부터, 강판에 있어서의 t/4 위치, t/2 위치 중 어느 것에 있어서도, 상기 합계 면적 분율 SA와 Y값 사이에는 상관이 있어, t/4 위치에 있어서, Y값을 -5200 미만으로 하기 위해서는, 상기 합계 면적 분율 SA를 34% 이상으로 할 필요가 있고, 또한 t/2 위치에 있어서, Y값을 -4700 미만으로 하기 위해서는, 상기 합계 면적 분율 SA를 27% 이상으로 할 필요가 있는 것을 알 수 있다.
본 출원은, 출원일이 2019년 4월 22일인 일본 특허출원, 특원 제2019-081271호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장, 및 출원일이 2020년 1월 21일인 일본 특허출원, 특원 제2020-007626호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반한다. 특원 제2019-081271호 및 특원 제2020-007626호는 참조하는 것에 의해 본 명세서에 원용된다.

Claims (3)

  1. 성분 조성이,
    C: 0.020질량%∼0.070질량%,
    Si: 0질량% 초과 0.40질량% 이하,
    Mn: 1.30질량%∼1.80질량%,
    P: 0질량% 초과 0.015질량% 이하,
    S: 0질량% 초과 0.005질량% 이하,
    Al: 0.005질량%∼0.070질량%,
    Nb: 0.015질량%∼0.048질량%,
    Ti: 0.005질량%∼0.024질량%,
    N: 0.0030질량%∼0.0080질량%, 및
    Ca: 0질량% 초과 0.0040질량% 이하
    를 만족시키고,
    Cu: 0질량% 초과 0.75질량% 이하, 및 Ni: 0질량% 초과 1.4질량% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 포함하고,
    잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지며,
    하기 식(1)로부터 구해지는 Di+10Nb: 1.20∼2.50을 만족시키고,
    결정 방위차 15° 이상의 대각 입계에 둘러싸이는 결정립 중, 원 상당 직경이 7.5μm 이하인 결정립의 합계 면적 분율 SA가, 판 두께의 1/4 위치에서 34% 이상, 또한 판 두께의 1/2 위치에서 27% 이상이고,
    판 두께의 1/4 위치에서의 하기 식(2)로부터 구해지는 Y가 -5200 미만이고, 또한 판 두께의 1/2 위치에서의 Y가 -4700 미만이며,
    판 두께는 40mm 이상인 후강판.
    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)···(1)
    식(1)에 있어서, [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 나타내고, 포함하지 않는 원소는 제로로 한다.
    Y = 20×vTrs-7×YP···(2)
    식(2)에 있어서, vTrs는 취성 연성 천이 온도(℃), YP는 항복 강도(MPa)이다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    이하의 (i) 및 (ii) 중 어느 하나 이상을 만족하는 후강판.
    (i) 추가로,
    Mo: 0질량% 초과 0.50질량% 이하,
    V: 0질량% 초과 0.060질량% 이하,
    Cr: 0질량% 초과 0.8질량% 이하, 및
    B: 0질량% 초과 0.0007질량% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 포함한다
    (ii) 추가로,
    REM: 0질량% 초과 0.0060질량% 이하, 및
    Zr: 0질량% 초과 0.0050질량% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 포함한다
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 판 두께가 40mm 이상인 후강판을 제조하는 방법으로서,
    제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을, 1020℃ 초과 1200℃ 미만으로 가열하는 공정과, 상기 가열 후의 열간 압연 공정을 포함하고,
    상기 열간 압연 공정은, 압연 패스수를 3패스 이상으로 하고, 또한 하기 (a)∼(d)의 조건을 모두 만족시키도록, 열간 압연과 해당 열간 압연 후의 냉각을 행하는 후강판의 제조 방법.
    (a) 850℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율이 40% 이상
    (b) 최종 3패스의 압연의 평균 압하율이 5.8% 이상
    (c) 마무리 압연 온도가 720∼830℃
    (d) 열간 압연 후, 마무리 압연 온도∼690℃의 냉각 개시 온도부터, 320∼550℃의 냉각 정지 온도까지를, 평균 냉각 속도 0.5∼20℃/s로 냉각한다.
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