KR0165151B1

KR0165151B1 - 취성균열전파정지특성과 저온인성이 우수한 후강판과 그 제조방법

Info

Publication number: KR0165151B1
Application number: KR1019950705345A
Authority: KR
Inventors: 도시에이 하세가와; 타다시 이시카와; 유지 노미야마
Original assignee: 다나카 미노루; 신닛봉세이데쓰 가부시끼가이샤
Priority date: 1994-03-29
Filing date: 1995-03-29
Publication date: 1999-01-15
Also published as: WO1995026424A1; EP0709480A1; DE69521264T2; JP3845113B2; DE69521264D1; EP0709480A4; EP0709480B1; US6090226A

Abstract

본 발명은 닉켈등과 같은 고가의 합금원소를 첨가하지 않아도 우수한 취성균열전파정지특성과 샤피 특성을 동시에 비약적으로 향시키도록 한 구조용 후강판의 제조 방법에 관한 것으로서, 중량%로 C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%와 잔부 Fe 및 불가피불순물을 함유하며, 각 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 가진 강판조직에서 평균 결정립 크기 d가 3㎛이하로 되게 하고, 이 조직을 제어된 빅카스경도를 가지도록 한 발명이다.

Description

취성균열전파정지특성과 저온인성이 우수한 후강판과 그 제조방법

제1도는 NDT온도와 페라이트 결정립 사이의 관계도.

제2도는 빅카스 경도(Hv)와 페라이트 결정립 사이의 관계도.

제3도는 냉각전의 950℃까지의 온도에서의 강의 압하율과 강의 오스테나이트 결정립 크기 사이의 관계를 나타낸 그라프이다.

제4도는 냉각전에 950℃까지의 온도에서의 강의 압하율과 표층부에서의 미세결정립층의 평균 결정립 크기사이의 관계를 나타낸 그라프이다.

제5도는 냉각전에 950℃까지의 온도에서의 강의 압하율과 NDT온도 사이의 관계를 나타내는 그라프이다.

제6도는 그 조직이 마샬 반응제(Mashall reagent)로 증명되는 본 발명상의 강의 금속조직의 사진이다.

본 발명은 니켈(Ni)등의 고가의 합금원소를 첨가하지 않고도 우수한 취성균열 전파전지 특성(brittle crack propagation arrest characteristics)과 샤피특성(charpy characteristics)을 동시에 비약적으로 향상시키도록 한 구조용 후강판(構造用厚鋼板)과 그 제조방법에 관한 것이다.

후강판의 취성균열전파정지특성을 향상시키는 야금학적 방법으로서는 결정립의 미세화와 니켈(Ni)량의 증가가 주가 되는 방법이 있다. Ni량의 증가는 마이크로 조직에 의하지 않고 취성균열전파정지특성을 향상시키긴 하나, 이에 따라 코스트가 증가되기 때문에 제조방법을 달리 연구하여 결정립을 보다 미세화하는 것이 바람직하다. 후강판 전체의 취성균열전파정지거동으로부터 실제로 취성균열전파정지특성의 향상에 크게 기여하는 것은, 취성균열전파시에 후강판 표층부에 발생하는 쉬어립(shearilp)라고 부르는 소성변형영역이고, 이 쉬어립이 형성되면, 취성균열이 가지는 전파에너지의 흡수능이 증대하여 취성균열전파정지특성이 비약적으로 향상되는 데 쉬어립의 형성도 결정립의 미세화로 달성된다.

따라서, 종래의 취성파괴 전파특성의 향상을 결정립의 미세화로 측정하려는 시도가 여러번 있어왔다. 일반적으로는, 열간압연에서의 제어압연을 강화하기도 하고, 다시 제어압연을 용이하게 하기 위해 니오븀(Nb)을 첨가하는 방법이 취해지고 있는데, 제어압연의 강화는 생산성의 저하를 초래하고 또한, Nb의 첨가는 용접부의 인성열화를 생기기 쉽게 하는 외에 이들 방법으로는 대폭적인 세립화를 바랄 수 없고, 얻어지는 취성균열전파정지특성의 향상이 적다. 최근에는 예컨대, 특개소 61-235534호 공보에 있어서는, 주표면으로부터 중심부에로의 판두께의 1/8이상의 거리에 걸쳐 Ar₃변태점이하에서 냉각하고, 주편의 두께방향으로 온도차를 둔 그대로 압연을 개시하고 압연중 또는 압연후에 주편두께의 전역을 AC₃변태점이상으로 복열(復熱)함으로써, ESSO 시험에 의한 -20℃에서의 취성균열전파정지특성을 나타내는 KCa가 460~960kgf·mm^-3/2정도의 후강판을 제조하는 방법을 제안한 바 있다.

그러나, 최근의 구조물의 사용환경이 가혹화지는 경향에 따라, 강재에도 새로이 높은 취성균열전파정지특성이 요구되기에 이르렀고, 상기 방법에 의해 달성되는 특성으로는 충분치 않을 경우가 생기고 있다. 상기 특개소 61-235534호 공지의 방법으로는, 주편 전역을 AC₃변태점이상으로 단순히 복열시키는 공정이고, 최종적으로 γ-α 변태로 얻어지는 α입경은 대략 5㎛ 이상이기 때문에 일층 취성균열전차정지특성의 개선을 도모하는데는 전혀 새로운 기술이 요구되고 있다.

극히 최근에는, 특개편 4-141517 호 공보에서 보는 나와 같이, 표층부를 냉각한 후 복열중의 압연에 의해 표층부의 결정립을 현저히 세립화 또는 미립화하여 취성균열전파정지특성을 향상시키는 방법이 제안되어 왔다. 이 방법에 의하면, 평균적으로는 표층부가 초세립(ultra fine grains)화 하여 표층부의 쉬어립의 형성에 의해 -50℃에서도 우수한 취성균열전차정지특성이 얻어진다. 그러나, 복열 중에 주로 페라이트의 가공재결정에 의해 초세립화 시키기 위해 미묘한 열이력의 변동(delicate variation of the heat cycle)에 의해 조직과 재질의 불균일성을 생기기 쉽게 한다는 문제가 있음이 확인되었다. 따라서 강판의 표층부가 결정립 크기 3㎛ 수준에 이르게 되더라도 이 수준은 종래 강판의 결정립의 1/3~1/10 크기로 미세한 것이어서, 강판이 사용되는 온도범위에서는 취성균열을 완전히 방지할 수가 없기 때문에, 결정립의 미세화에는 일층 새로운 기술이 요구되기에 이르렀다.

본 발명에서는 재료의 항복강도와 현미경적 파괴응력에 관하여 취성파괴가 어떻게 이루어지는 가에 대하여 주의를 기울였다. 즉, 취성파괴 현상에 대해 조사하고 이를 상세히 규명하였다. 그 결과, 본 발명에 따라 결정립은 미세한 결정립을 얻을 수 있도록 그 크기를 줄이면 헬-펫치관계(Hall-Petch relationship)에 따라 항복강도가 증가된다고 하는 종래의 개념을 바꾸어 놓게 되었다. 즉, 내취성파괴특성(brittle fracture-resistant characteristics)은 결정립을 미립화하여 현미경적 내파괴응력을 증가시킨다 해도 크게 향상되지 않는다. 본 발명은 현미경적 파괴응력을 향상시키는데는 효과적이고 항복강도를 증가시키는데 비효과적인 결정립크기를 형성함으로써 내취성파괴특성을 향상케 하는 강판을 제공함을 목적으로 한다.

구체적으로 말하면, 페라이트의 결정화에 있어, 앞서의 조직상의 결정립 크기는 조압연조건을 제어함으로써 충분히 미세화할 수 있고, 페라이트의 재결정은 다음에 이루어지는 온도상승중에서의 압연에 의해 충분히 진행 가능하다. 그 결과 재결정에 의해 형성되는 결정립계에서의 전이상태(state of disolcation)가 제거가능하게 되고, 항복응력을 증가시키는 데는 비효과적이고 현미경적 파괴응력을 증가시키는데에는 효과적인 결정립계가 생성된다. 따라서, 본 발명은 표층부에서 내취성파괴특성(brittle fracture-resistant characteristics)을 크게 향상시킬 수 있는 조직을 가진 강판을 제조함에 특징이 있다.

취성균열전파정지특성을 향상시키기 위한 제조방법에 있어, 전술한 특개평 4-141517호 공보에 실린 종래기술은 표층부를 냉각후 복열중의 압연에 의해 표층부의 결정립을 현저히 세립화하는 것이나, 표층부의 초세립화 조직을 상세히 검토한 결과, 특개평 4-141517호 공보에 나타나 있는 바와 같이 결정립계를 초세립화하는 것만으로는 내취성파괴특성의 향상에 한계가 있음을 알 수 있게 되어 본 발명에 이르게 되었다.

즉, 결정립계가 세립화하면, 결정립의 초세립화에 의해 한계현미경적 취성파괴응력이 증대하고 내취성파괴특성이 향상하며, 결정립의 초세립화에 따라 항복강도도 상승하기 때문에 균열선단에서의 소성변형이 일어나기 어렵게 되고 따라서 내취성파괴특성의 향상에는 한도가 있음을 확인하게 된 것이다.

따라서, 본 발명자 등은 초세립화한 결정립계에 대해, 새로이 상세한 해석을 가해본 결과, 결정립계에는 여러 가지 종류가 있고, 결정립계의 성직에 의해서, 입경화 소성변형능을 나타내는 항복강도의 관계가 서로 다른 것임을 알아내었다. 다시 말해, 통상의 오스테나이트/페라이트 변태에 대해 생성된 페라이트 결정립에서, 입경과 소성변형능을 나타내는 항복강도 사이에는 헐-펫치관계(Hall-Petch relationship)가 있음을 알게된 것이다. 그러나, 오스테나이트/페라이트 변태(變態)에 의하지 않고 재결정 가공에 의해 생긴 결정립계는 전이(dislocation)의 재배열에 의하여 형성되고, 오스테나이트/페라이트 변태에 의해 생긴 결정립계에 의하여 나타난 것과 서로 다른 항복응력과 결정립크기 사이에서의 관계를 나타내고 있다. 더욱이 취성파괴로 인한 파괴상태를 관찰해 본 결과, 파괴부분은 결정립크기와 현미경적 파괴응력이 증가됨에 따라 미세화 또는 세립화되고 있음을 발견하게 되었다.

현미경적 파괴응력은 카바이드(carbides)등의 취약한 제2상조직(brittle secondary structure)에 관련되어 있음이 알려졌다. 결정립 크기와 이 취약한 제2상조직과의 사이에는 통산 긍정적인 상관관계가 있기 때문에 결정립이 세립화되면 현미경적 파괴응력이 증가된다.

페라이트의 재결정에 의해 생성되는 초세립은 또한 취약한 제2상조직을 미세화하면 이에 따라 동반되고, 또한, 결정립계가 전이의 재배열로 형성되면, 인접결정립의 슬립방향(slip directions)이 서로 근접되고, 결정립계로 인해 일어나는 슬립장해(slip hindrance)의 정도는 통상의 오스테나이트/페라이트 변태에 의해 일어나는 것보다는 적게된다. 그 결과, 현미경적 파괴응력이 증가되는 데 반해 항복응력의 증가는 억제되는 결정립계를 생성할 수 있게된다.

전술한 바와 같은 결정립계의 특성은 TEM으로 그리고 상세히 결정립 방향등으로 전이를 관찰하면 얻어지는 것을 알 수 있다. 그러나, 이들 방법들은 매우 복잡하고 산업상 제 문제를 갖고 있다.

따라서, 본 발명자들은 결정립계의 특성을 산업적으로 평가하기 위한 방법을 별도로 창안해 내었다.

본 발명자들은 결정립 크기와 항복응력사이의 차이를 결정립계의 특성에 의해 초래되는 이들 사이의 관계변화를 이용하여 오스테나이트/페라이트 변태(Austenite/Ferrite Transformation)에 의해 형성되는 통상의 결정립사이의 관계로부터 조사 연구하여 왔다.

그 결과, 이들은 현미경적 파괴응력을 향상시키고 항복응력의 증가를 억제하는 결정립계의 특성을 보여주는 함수를 고안해내었다.

항복응력은 결정립계의 변형을 전달하는 능력을 나타내는 값으로서 결정립크기보다 큰 움푹패인 자국을 형성하여 경도를 측정함으로써 측정가능하다.

한편, 결정립 크기를 측정하는 것도 본 발명상 중요하다. 통산 오스테나이트/페라이트 변태에 의해 형성되는 결정립계 뿐아니라 가공재결정에 의해 형성되는 결정립계도 본 발명에서는 처리되는데, 종래의 질화물 엣칭제로서는 결정립계를 노정케하는 것이 불충분하다. 본 발명자들은 마샬반응제(Marshall reagent)가 수산용액, 과산화수소용액, 황산용약등을 조로 포함하는 엣칭제(etchant)가 가공조직에까지도 결정립계를 분명하게 나타내게 하는데 매주 적합한 것을 알게되었다. 이러한 반응제로 엣칭시켜 결정립계의 크기를 측정하였던 바, 매우 우수한 내취성파괴특성을 가지는 조직은 상술한 평가방법으로 측정해본 결과 다음 식(1)을 만족시킨다는 결론을 얻었다.

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1)

여기에서 「Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6(%는 중량%) 또는,

Hv≤200[Cep%}+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (2)

이되 여기에서

[Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5이고 여기에서 %는 각기 중량을 나타낸다.

상기식은 결정립계의 전이조직들 끼리의 차이에 근거를 둔 것이다. 또한 극히 복잡한 결정립계의 특성이 현미경적 특성과 같이 경도와 결정립계사이의 관계로 나타나 있다.

상기와 같은 결정립계를 가지는 조직은 내취성파괴성능이 우수하게 되나, 공업적으로 종래의 강재조직과 비교하여 현저히 양호한 성능을 가지게 되는 것은 결정립경이 초미세화 즉 초세립화된 경우이다. 본 발명자들은 (1)식 또는 (2)식을 만족시키는 조직은 결정립의 크기가 3㎛이하 일 때 내취성파괴특성이 극히 우수하게 되는 조직임을 알게 되었다.

본 발명상의 조직은 오스테나이트조직으로부터 페라이트 조직으로 되는 종래의 변태에 의해 생성되는 것이 아니고 페라이트 조직속으로 상당량의 전이를 유도하고 직접 페라이트 조직을 회복재결정하여 결정립계를 생성시킴으로써 형성되는 것이다. 본 발명상의 미리 지정된 조직은 다음의 방법으로 얻어진다. 덧붙이면 여기에서 결정립계를 노정시키기 위해 아래의 마샬 반응제를 사용하여 결정립계를 현출하는 방법을 소개한다.

마샬반응제 또는 마샬시약은 수산수용액, 과산화수소, 황산액을 주제로 하는 부식액으로서, 통산 8% 수산수용액 50㎖, 과산화수소 50㎖, 50% 황산용액 7㎖으로 이루어진다.

시료를 먼저 5% 염산액에 3~4초 침지한 후, 수세, 건조시켜 수산수용액, 과산화수소, 황산수용액을 주제로 하는 마샬시약을 사용하여, 실온에서 3~5초 부식시키고, 수세, 건조시켜서 결정립계를 현출시키는 방법이 있다. 이 부식방법은 대표적인 예로서, 부식액의 성분을 다소 변화시켜도 입계의 관찰은 어려우므로, 관찰하고자 하는 입계는 부식, 현출되므로 본 발명의 범위에 있다.

본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지게 함으로써 각각 판두께의2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 가진 강판이 조직에서 평균 결정립크기 d가 3㎛이하로 되게 하고, 이 조직의 빅카스경도가 다음의 (1)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온취성이 우수한 후강판 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1)

여기에서 「Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si Mn의 중량%이다.

(2)중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%를 함유하고, 또한 Cr≤0.5%, Ni≤1.0%, Mo≤0.5%, V≤0.1%, Nb≤0.05%, B≤0.0015%. Cu≤1.5%로 이루어지는 그룹중 하나 또는 둘 이상의 성분조성이 선택적으로 포함되며, 잔부는 Fe 및 불가피불순물로 이루어지게 함으로써 각각 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 가진 강판의 조직에서 평균 결정립 크기 d가 3㎛이하로 되게 하고, 이 조직의 빅카스경도가 다음의 (2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온취성이 우수한 후강판:

Hv≤200[Cep%}+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (2)

여기에서 [Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량%이다.

(3)중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%, 나머지는 Fe 및 불가피불순물로 이루어지는 가열된 슬라브를 AC₃변태점이상, 1150℃까지의 온도로 가열하고, 950℃ 이하에서의 누적압하율이 10~50%로 되는 압연을 행한 후, 이 단계에서의 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점이상의 온도로부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하고, Ar₃, 변태점이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경유시키는 경과로, 최후의 냉각후의 복열이 종료할 때까지의 사이에, 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50% 미만의 조직에서 30%이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 끝내게 하고, 이 압연완료후의 강판의 상기 상·하표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열하고 또한 강판을 냉각함으로써 강판의 각각 판두께의 2~33%에 상당하는 영역을 가진 각 표층부 조직에서 평균 결정립 크기 d가 3㎛이하로 되게 하고, 이 조직의 빅카스경도는 다음의 (1)식을 만족하는 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d)… (1)

여기에서 「Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, %는 각각 C, Si, Mn의 중량 %이다.

(4)중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%을 함유하고, 또한 Cr≤0.5%, Ni≤1.0%, Mo≤0.5%, V≤0.1%, Nb≤0.05%, B≤0.0015%. Cu≤1.5%로 이루어지는 그룹중 하나 또는 2이상의 성분 원소가 선택되어 추가 함유되고, 잔부 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지는 강판을 AC₃변태온도이상, 1150℃까지의 온도로 가열하고, 950℃이하에서의 누적압하율이 10~50%로 되는 압연을 행한 후, 이 단계에서의 판두께의 2~33%에 상당하는 상하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점이상의 온도로 부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하고, AC₃변태점미만으로 복열하고 강판을 냉각하므로써 강판의 각각 판두께의 2~33%에 상당하는 영역을 가진 표층부의 조직에서 평균결정립 크기 d가 3㎛이하로 되게 하고, 이 조직의 빅카스 경도는 다음의 (2)식을 만족시키는 조직을 가진 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1)

여기에서

[Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5이고, C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량%이다.

(5)중량%로,

C:0.04~0.03%

Si≤0.5%

Mn≤2.0%

Al≤0.1%

Ti:0.001~0.10%

N:0.001~0.10%

잔부 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지는 강판을 AC₃변태점이상, 1150℃까지의 온도로 가열하고, 950℃이하에서의 누적압하율이 10~50%로 되는 압연을 행한 후, 그 단계에서 판두께의 2~33%에 대응하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점 이상의 온도로부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하며, Ar₃변태점 이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경유시키는 경과를 두어, 최후의 냉각후의 복열이 종료할 때까지의 사이에, 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50%미만이 되는 조직에서 30%이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 완료시키고, 이 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층 역을 AC₃변태점 미만으로 복열시키고, 그 후 냉각함으로써 강판의 판두께 표·리층부에 각각 판두께의 2~33%에 대응하는 영역에서의 조직의 평균결정립경 d가 3㎛이하이고, 또한 이 조직의 빅카스 경도가 다음 (1)식을 만족하며, 상기 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시킨 후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지성능과 저온취성이 우수한 후강판의 제조방법

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1)식

단, [Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si Mn의 중량%임.

(6)중량%로,

C:0.04~0.03%

Si≤0.5%

Mn≤2.0%

Al≤0.1%

Ti:0.001~0.10%

N:0.001~0.10%

또한,

Cr≤0.5%

Ni≤1.0%

Mo≤0.5%

V≤0.1%

Nb≤0.05%

B≤0.0015%

Cu≤1.5%

의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부 FE 및 불가피함유불순물로 이루어지는 강판을 AC₃변태점이상, 1150℃ 이하의 온도로 가열하고, 950℃이하에서의 누적압하율이 10~50%로 되는 압연을 행한 후, 그 단계에서의 판두께의 2~33%에 대응하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점 이상의 온도로부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하며, Ar₃변태점 이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경유시키는 경과를 두어, 최후의 냉각후의 복열이 종료할 때까지의 사이에, 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50%미만이 되는 조직에서 30%이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 완료시키고, 이 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점미만으로 복열시키고, 그 후 냉각함으로써 강판의 판두께 표·리층부에 각각 판두께의 2~33%에 대응하는 영역에서의 조직의 평균결정립계 d가 3㎛ 이하이고, 또한 이 조직의 빅카스 경도가 다음(1)식을 만족하며, 상기 압연완료후의 강판의 사기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시킨 후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지성능과 저온취성이 우수한 후강판의 제조방법

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) …(2)식

단, [Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5 이고, C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량% 임.

(7)중량%로

C:0.04~0.03%

Si≤0.5%

Mn≤2.0%

Al≤0.1%

Ti:0.001~0.10%

N:0.001~0.10%

상기 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시킨 후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃이하의 온도까지 냉각하고, 다음 AC₁변태점 이하에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지성능과 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) …(1)식

단, [Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si Mn의 중량% 임.

(8) 중량%로,

C:0.04~0.03%

Si≤0.5%

Mn≤2.0%

Al≤0.1%

Ti:0.001~0.10%

N:0.001~0.10%

또한,

Cr≤0.5%

Ni≤1.0%

Mo≤0.5%

V≤0.1%

Nb≤0.05%

B≤0.0015%

Cu≤1.5%

상기 압연완료후의 강판의 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시킨 후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 다음 650℃이하의 온도까지 냉각하고, 다음 AC₁변태점 이하에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지성능과 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) …(2)식

결정립계를 생성하는 방법을 여러 가지로 변화시켜서 결정립 크기와 내파괴특성 사이의 관계를 규명해 본 결과 극히 이 특성이 양호한 조직이 존재함을 알게되었다.

본 발명에 의해 결정립계를 가진 강판과 통상의 결정립계를 가진 강판사이의 내파괴특성상의 차이를 설명한다.

결정립계를 다음과 같이 생성하였다. 페라이트(A)을 종래 이용되어온 γ/α 변태에 의해 생성하였다.

그리고 페라이트 조직에 가공에 의해 전위의 대량으로 도입해가면서 승온시켜서 페라이트 조직을 회복재결정으로 직접 미세화시킨 조직을 만들고, 상기 페라이트 조직 (A), (B)를 전술한 마샬시약으로 부식시켜 현출시킨 조직의 입경, 경도 및 내파괴특성을 조사하였다. 내 파괴특성으로서는 NKL 낙중시험(落重試驗)을 이용하였다.

그 결과 제1도 및 제2도에서 보는 바와 같이 제1도는 페라이트 입경 또는 결정립 크기(㎛)와 NDT 온도(℃)사이의 관계를 도시한 것이고, 제2도는 Ceq가 0.34%와 같이 된 강을 이용하여 페라이트 입경(㎛)과 빅카스 경도(Hv)와의 관계를 도시한 것이다. 이로부터 조직(B)는 조직 (A)보다 동일입경으로 비교해 볼 때 경도가 낮은 것이 판명되었다. 이는 조직(B)가 조직 (A)보다 변형을 겪을 때 소성적으로 보다 쉽게 변형되기 쉽다는 것을 나타낸다.

다시 말하면, 크랙을 가지는 조직 (B)는 크랙선단에서 현미경적 파괴응력이 걸리더라도 이미 응력이 걸리기 전에 소성적으로 변형된다는 것을 의미한다. 이에 따라 조직 (B)는 취성파괴를 일으키지 않고, NDT온도는 낮은 온도측으로 이동해 간다.

다시 말하면, 다음과 같은 결론을 지을 수 있다.

즉, 조직 (B)는 그러한 결정립계를 갖고 있으므로, 조직(B)는 결정립이 초미세 또는 초세립화되더라도 항복하기 쉽게 된다는 것이고, 본 발명상의 강판과 종래의 강판사이의 내파괴특성상의 차이는 바로 경도와 결정립 크기사이의 관계로부터 결정된다는 것을 알 수 있다.

여러가지 화학성분을 가진 화학성분을 가진 강판상에 여러가지 실험을 행한 결과, 마샬시약으로 부식시켜 형출시킨 조직의 결정립 크기와 빅카스 경도 Hv와의 사이에는 (1)식의 관계가 성립하는조직이 종래 γ/α변태로 형성된 조직보다도 내파괴특성이 우수하다는 것을 알게되었다.

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1)

여기에서 [Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si Mn의 중량%임.

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (2)

여기에서

[Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5 이고, C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량%임.

본 발명에 있어 가장 중요한 요구사항은, 미리 결정된 결정립계특성을 확실히 보장하여야 한다는 것이다.

따라서, 이러한 요구를 만족시키기 위해서는, 페라이트의 재결정으로 결정립계를 적절한 위치로 형성되게 할 것이 필요하다.

일본특서공개공부 4-141517호에서 페라이트의 재결정에 의한 초세립의 생성방법이 개시되어 있긴 하지만, 페라이트 초세립생성 뿐아니라 결정립게의 미리 지정된 성질을 보장하는 것이 본 발명에 있어서는 필요하고, 이점에서 위 공개된 종래기술은 불충분하게 되어있는 셈이다.

결정립계를 생성하는 공정에 대한 상세한 연구결과, 본 발명자들은 가열단계에서 페라이트의 재결정에 있어 전술한 조직의 결정립 크기(입경)는 뒤이어 형성되는 결정립계에 극히 중요한 것임을 발견하였다.

볼 발명에서의 조압연조건이 상기 조직에서의 결정립크기를 보장할 수 있음을 발견한 데 대해 설명한다.

먼저, 조압연의 필요성에 대해 설명하면, 강판을 열간압연하기 전에 강판의 가열된 오스테나이트 결정립을 충분히 미세하게 만들어 주는 것이 필요하다. 본 발명에서는, Ti, N 함유량을 정함으로서, 가열시에 Tin의 분산에 의한 오스테나이트 결정립의 핀고정효과(Pining effects)를 이용함과 아울러 강판의 가열온도를 1150℃이하로 한정함으로써 오스테나이트 결정립이 미세화를 도모한다. 가열온도의 하한은 AC₃변태점이상으로 하는데, 이는 가열온도가 AC₃변태점 미만이 되면 용체화가 불충분하기 어려워지기 때문이다.

다음, 950℃이하의 온도에서 누적압하율(accumulative draft)을 조사하고, 냉각전의 오스테나이트의 결정립크기에 대해 조사하였다. 또한 표층부에서 미세결정립 역의 평균입경과 내파괴특성을 압연후 NRL 낙중시험으로 측정하고, 이어서 다시 냉각하여 냉각후의 가공조건이 일정히 유지되도록 하였다. 각 시험은 2회이상 되풀이하였고, 이 시험의 분포도 동시에 행하였다. 그 결과는 제3도~제5도에 도시하였다.

제3도는 냉각전의 950℃에서의 압하율(%)과 오스테나이트 결정립 크기(㎛)와의 관계를 도시한 것이다. 제4도는 압하율(5)과 표층부에서의미세결정립층의 평균결정립 입경(㎛)사이의 관계를 나타낸다. 제5도는 압하율(5)과 NDT온도(℃)와의 관계를 나타낸 것이다. 온도 950℃이하에서 누적압하율 10~50%가 결정립 세립화에 가장 좋은 것으로 나타났다. 950℃이하에서의 압하율을 규정한 것은 재결정화된 오스테나이트 결정립 크기의 효과와 재결정화 없는 오스테나이트 결정립에서의 누적스트레인(accumulating strain) 효과가 950℃ 이하의 열간압연에 의해서 현저해지기 때문이다. 950℃이하에서의 압하율이 10%미안이 되면, 압연효과는 불충분해지고, 결정립 크기의 분포는 넓어진다. 제조기술은 이와 같이 불안정해진다. 따라서 압하율의 하한치는 10%로 한다. 압하율을 더욱 증가시키면 복열가공전의 조직미세화는 유리하지만, 이 압하율이 너무 커지면, 그 후의 복열중에서의 압연에 있어 페라이트 미세화에 충분한 압하량이 확보될 수 없게 되는 경우가 생기기 때문에, 최종적인 표층부의 조직미세화에 적정한 압하율로서 기초 실험결과에 따라 결정하여 50%로 하였다.

다음 복열중의가공 효과가 조직형성에 미치는 영향에 대해 설명한다.

강판은 다음의 공정으로 압연한다. : 적절한 두께를 가진 강판의 각 표층부를 열간압연중에 한번 냉각하든가 또는 열간압연 과정에서 수냉하든가 하여 Ar₃변태점이하로 냉각시키므로써 표층부와 내부사이에서의 온도차를 만든다. 그리고 주로 페라이트로 구성되는 조직을 가진 표층부는 내부의 예민한 열로 복열되는 동안 가공된다. 표층부에서의 페라이트 결정립은 다음 복열동안 적당한 가공조건을 만들므로써 매우 미세하게 된다 또한, 강판이 표층부가 내부보다 다욱 낮은 온도로 되는 동안 압연되는데, 내부는 표층부보다 변형저항성이 낮다.

따라서, 효과적인 가공효과는 균일한 분포를 가진 강판에서 보다 내부에서의 경우에 보다 영향을 미친다. 그 결과, 변태에 따른 내부조직도 역시 미세해진다. 강판도 결국 취성균열전파정지특성 뿐아니라 중앙부에서 낮은 온도항장력도 매우 향상시키게 된다. 본 발명자들은 전술한 제조 방법으로 표층에 형성되는 매우 미세한 페라이트 조직층의 조직특성과 취성균열전파정지특성사이의 관계를 상세히 분석하여 보았다. 그 결과, 강판에 안정하게 취성균열전파시에 표층에서의 취성파괴 없이도 쉬어립(shear rip)을 형성하고 또한 어떠한 파괴조건하에서도 양호한 취성균열전파정지특성을 갖기 위해서는 복열가공후 각기 강판 두께의 2~33%에 상당하는 두께를 가진 상·하 표층부에서의 페라이트 조직이 전술한 바와같은 결정립계 특성을 가진 초세립의 조직으로 되어야 한다.

위와같은 요구조건을 만족시키기 위하여, 본 발명자들은 Ar₃변태점 온도 이하의 온도로 표층부를 냉각하기 전에 가열 및 압연조건을 만들 필요가 있음을 알게 되었다.

다음, 조압연후에 냉각조건을 제한하는데 대한 이유를 이하에 설명한다.

상기 조건으로 오스테나이트 결정립을 충분히 미세화하고, 미재결정역 압연을 실시한 다음, 이 강재의 상·하 표층부의 영역을 수냉등의 수단으로 냉각하고, 이 강재의 수냉전의 열간압연시점에서의 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점 이하까지 냉각함과 아울러, 표층부와 내부의 온도차를 생기게 하는데, 이때 이 강재의 수냉전 열간압연시점에서의 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역의 냉각속도는 2℃/sec 이상으로 할 필요가 있다. 이것은 냉각속도가 2℃/sec 미만에서는 냉각전의 열간압연에 의해 오스테나이트를 미세화하여도 냉각후의 변태조직이 조대하게 되고, 그 후의 복열중의 압연으로 균일한 초미세 페라이트 조직을 얻기 어렵기 때문이다.

또한, 압연중의 조직분율과 압하율을 규정한 것은 다음의 이유에 의한 것이다.

후판압연에는 오스테나이트와 페라이트의 변형저항을 측정하면오스테나이트의변형저항 쪽이 높다. 따라서, 같은 온도로 오스테나이트와 페라이트의 분율을 변화시킨 기초실험을 행한 결과, 오스테나이트가 존재하면 페라이트 결정립이 안정적으로초세립화된다는 결론에 도달하였다. 이 결과로부터 오스테나이트 분율이 50% 미만이면 초세립화기 현저해지고, 또한 이때의 압하율은 30%이상이면 안정되게 초세립화되는 것임이 판명되었다. 이때의 오스테나이트는 마무리 압연전에 냉각에 의해 변형하여 남았으면 미변태 오스테나이트가 되든 냉각후에 역변태하는 오스테나이트가되든 상관이 없다.

오스테나이트의 변형저항이 페라이트에 비해 높은 이유는 합금원소등이 농화되기 때문이라 생각되고 있다.

판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역조직이 매우 미세하게 만들어지는 강판의 제조방법에 있어 제한을 가하는 이유는 설명하였지만, 본 발명상의 방법에 의하여, 표층부에서는 물론이고 내부에서도 강판을 높이고 인성화(toughening)하는 것이 가능하게 되었다. 다시 말하면, 판두게 2~33%에 상다하는 상·하표층부의 영역을 냉각할 때에는, 적어도 Ar₃변태점 온도이상의 온도에서 냉각개시하여 2℃/sec이상의 속도로 냉각하고, Ar₃변태점 온도이하에서 냉각을 정지하므로써 표층부가 복열되도록 하면 이 표층부는 보다 큰 변형저항성을 갖도록 되는데, 그 이유는 내부와 비교하여 낮은 온도와 미세한 결정립크기를 갖기 때문이다. 강판을 이러한 조건으로 압연가공하면, 낮은 변형저항성을 가진 내부는 보다 큰 스트레인을 받게 된다. 그 결과, 변태후의 페라이트 조직이 보다 미세화되고, 동시에 쉬어립(shear rip)센터 포로시티(center porosities)가 내부에서 압연에 의하여 압착이 쉬워진다. 이렇게 되면, 결국 내부의 인성(toughness)이 현저히 향상된다.

다음, 결정립이 초세립화되는 표층부의 두께를 제한하는데 대한 이유를 설명한다.

취성파괴에서의 균열전파로부터 강판이 쉬어립에 의해 불충분한 에너지 흡수효과와 취성균열전파정지특성은 판두께의 상·하 각 표층부의 조직 변경된 층이 판두께의 2%이상의 두께를 가지지 못하면 실질적으로 달성되지 못한다. 표층의 세립부분의 두께가 두꺼워지면 두꺼워질수록, 취성균열전파정지특성은 개선되나, 33%를 넘으면 효과가 포화된다. 쉬어립(shear rip) 센터 포로시티(center porsities) 더욱이, 강판이 각 표층부의 각 세립부분의 두께를 강재내부의 현열을 이용하여 보열시키 경우 33%이상으로 하게 되는 조건으로 냉각하면, 강재자체의 현열이 없어지기 때문에 판두게 중심부의 온도가 너무 내려가서 인성이 열화된다. 따라서 후강판의 휘선균열 전파정지특성의 향상과 판두께 중심부의 인성의 두가지 모두를 만족시킬 수 있는 범위로서 표층부의 세립화 부분의 두께는 상·하 각 표층부의 2~33% 범위가 적절하다.

본 발명상의 제한이유를 상술한 바와같이 설명한 바, 압연, 복열이 종료된 단계에서 소망하는 조직을 얻을 수가 있다. 복열종료 후의 냉각은 방냉 또는 강제 냉각등의 인성을 얻을 수 있으나, 강도의 향상등, 용도에 따라서는 복열 종료후의 강판을 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃이하까지 냉각하기도 하고, 60℃/sec 이하의 냉각 속도로 650℃ 이하까지 냉각하고, 이어서 Ac₁변태점온도 이하로 템퍼링 할 수도 있다.

이상이 본 발명의 요점이며, 취성균열전자정지특성, 저온인성에 대해서는 결정립계이외의 인자도 영향을 미치므로, 화학성분에 대해서도 배려가 필요하다. 이하에 화학성분의 한정이유를 설명한다.

탄소성분(C)은 강재의 강도를 확보하는데 중요한 원소이나, 과도히 첨가하면 용접성을 열화시키므로 0.04~0.30 중량%를 함유 범위로 한다.

실리콘 성분(Si)은 탄산에 필요한 원소이나, 과잉으로 첨가하면 특히 용접부의 인성을 열화시키기 때문에 상한치를 0.5 중량%로 한다.

Mn은 강도와 인성의 향상을 목적으로 첨가하나, 과잉으로 첨가하면 용접크랙을 만들기 쉬우므로 2.0%이하로 한정한다.

Al은 Si과 같이, 탈산에 필요한 원소이고 AlN을 형성하면 결정립을 미세화하고 인성의 향상에 기여하나 과잉으로 첨가하면 인성열화를 만들고 강중의 게재물의 증가를 초래하기 쉬워 0.1중량%이하로 첨가한다.

Ti은 TiN으로 가열오스테나이트 결정립 미세화를 통하여 강재 전체의 인성향상에 기여하며, 후술하는 바와 같이 표층부의 미세조직을 안정적이고도 균일히 얻을 수 있게 위한 필요한 표층부의 복열전의 조직미세화에 필요한 원소이다. 그러나, 0.001중량%미만으로 첨가하면 결정립 미세화 효과가 작고 0.10중량%를 초과하면 효과가 포화됨과 아울러 형성되는 TiN이 조대하게 되므로 인성을 열화시킬 염려가 있어 0.001~0.10 중량%의 범위가 바람직하다.

N은 Al과 Ti과 질화물을 형성하기 위해서 적당량 함유시킬 필요가 있으나 과잉으로 첨가하면 고용 N가 증가하여 열화시키므로, 적정한 범위로서 0.001~0.01중량%로 한다.

Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, B는 어느 것이나 모재의 강도상승에 유효하고, 소망하는 강도를 얻기 위해 1종 또는 2종이상 조합시켜 적당량 첨가할 수가 있다. 다만, 어느 것이나 과잉 첨가하면 인성, 용접성 및 용접부인성의 열화를 초래하므로, 상한치를 정하고 있다.

이상의 이유에 의해 한정된 화학성분을 가지고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판을 AC₃변태점이상 1,150℃이하의 온도로 가열하고, 950℃이하에서의 누적압하율이 10~50%되는 압연을 행한 후, 그 단계에서의 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점 이상의 온도로부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하고, AR₃변태점이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경유시키는 경과를 두어, 최후의 냉각후의 복열이 종료될 때까지의 사이에 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50% 미만의 조직에서 30%이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 끝내고, 이 압연완료후의 강판의 각 표층역을 Ar₃변태점과 그 상·하온도역으로 복열하므로써 취성균열전차전지특성과 저온인성이 우수한 후강판을 제조할 수가 있게 되는 것이다.

본 발명을 실시예에 의해 보다 상세히 설명한다.

표1에서 나타나 있는 화학성분을 가진 공시재를 이용하여 표2 및 표3에서 보는 바와 제조조건으로 제조한 후강판의 샤피 충격시험으로 인성(파면천이온도 vTrs : fractur appearance tansition temperature에서)과 ESSO 시험으로 측정한 취성균열전파정지특성(Kca 값이 600Kgf·mm^-3/2으로 되는 온도에서)을 표에 나타내었다.

본 발명상의 화학성분을 가지는 강종 1~12을 이용하여 본 발명의 제조방법으로 제조한 시험기호 제 21-35번의 후강판은 -50℃Kca 값이 550~1400Kgf·mm^-3/2라는 매우 우수한 취성균열전파정지특성을 나타냄과 아울러 인성도 vTrs로 -110℃이하라는 우수한 인성을 나타내었다.

제6도는 마샬시약으로 현출한 금속조직배율(1000배)을 광학현미경으로 나타낸 것이다. 여기에서 본 발명의 실시예 상의 조직이 대표적으로 나타나있는데, 즉, 본발명강에서의 해당부의 페라이트 조직이 입경 3㎛이하의 것으로 나타나 있어 그 결정립계가 매우 치밀하고 미세한 것임을 알 수 있다.

그 반면, 강종 36~42의 비교강에서, 본 발명을 벗어나는 범위의 화학성분 조성 또는 본 발명의 그것과 맞지않는 제조방법등이 열화된 취성균열전파정지특성과 샤피특성을 확실하게 나타내고 있다. 표4에서 잘 알 수 있는 바와 같이 비교강 강종 41, 42은 단지 종래의 제어압연으로 제조되고 압연후 제어냉각한 것만으로는 충분한 특성을 얻어지지 않으며, 비교강 제 36~40에서와 같이, 마무리 압연전에 표층부를 급냉, 복열하여도 다른 조건이 본 발명을 만족하지 않으면, 본 발명강과 같은 우수한 취성균열전파정지특성을 얻을 수 없는 것임을 아주 분명히 알수 있다.

주) (1) Ceg=C%+Si/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5

(2) Ar변태점온도와 Ac변태점온도는 모두 열간가공복제장치로 측정한 것이다.

주) * 냉각복열하는 상하 각 표층부 중에서 가장 늦은 부분의 냉각개시로부터 최저온도까지의 평균냉각속도(추정치)

# 냉각복열하는 상하각표층부의 대략중앙의 온도(표면온도로부터의 추정치)

** 역변태 또는 미변태의 오스테나이트분율이 50%미만일 때의 압하율

주) *냉각속도는 400℃로 냉각개시할 때의 두께방향으로의 중앙부에서의 평균 냉각속도를 나타냄(추정치) 냉각정지온도는 판 표면상에서 측정함

** 비교강 41번 및 42번의 복열단계를 갖고 있지 않아서, 표에 실린 각 온도 단일 냉각단계에서의 온도를 가리킴

본 발명은 종래에는 Ni을 다량 첨가하여서만 얻어졌던 취성균열전파정지특성의 향상을 종래에 없었던 제조법으로 안정되게 달성할 수 있도록 한 것으로, 구조물로서 안정성이 높은 후강판을 경제적 및 생산성을 해치지 않고 제조할 수 있는 방법으로서 산업상으로 극히 중요한 효과를 가지고 있다.

Claims

중량 %로 C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%와 잔부 Fe 및 불가피불순물을 이루어지게 하므로써 각각 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 가진 강판의 조직에서 평균 결정립크기 d가 3㎛이하로 되게 하고, 이 조직을 제어된 빅카스 경도가 다음식 (1)을 만족하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온취성이 우수한 후강판 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1), 여기에서

[Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si Mn의 중량%임.
중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%를 함유하고, 또한, Cr≤0.5%, Ni≤1.0%, Mo≤0.5%, V≤0.1%, Nb≤0.05%, B≤0.0015%. Cu≤1.5%로 이루어지는 그룹 중 하나 또는 둘 이상의 성분원소를 선택적으로 포함하며, 잔부는 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지게 하므로써 각각 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 강판의조직에서 평균 결정립 크기 d가 3㎛이하로 되게 하고 이 조직의 빅카스 경도가 다음의 (2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온취성이 우수한 후강판 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (2)

여기에서

[Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5이고 각각 C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량%임.
중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10% 잔부는 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지는 가열된 강판을 AC₃변태 온도이상 1,150℃까지 가열하고, 950℃이하의 온도에서 누적압하율이 10~50% 되도록 압연을 행한 후 그 단게에서 판두께의 2~33%에 대응하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점 이상의 온도로 부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하고, Ar₃변태점 이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경우시키는 경과를 두어, 최후 냉각후의 복열이 종료할 때까지의 사이에, 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50%미만되는 조직에서 30% 이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 끝내게 하고, 이 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열하고 또한 강판을 냉각시켜서 강판의 각각 판두께의 2~33%에 상당하는 영역을 가진 각 표층부 조직에서 평균결정립 크기가 3㎛이하로 되게 하며, 이 조직의 빅카스 경도는 다음의 (1)식을 만족하는 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1),

여기에서 [Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si Mn의 중량%임.
중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10%를 함유하고, 또한 Cr≤0.5%, Ni≤1.0%, Mo≤0.5%, V≤0.1%, Nb≤0.05%, B≤0.0015%. Cu≤1.5%로 이루어지는 그룹 중 하나 또는 2이상의 상분원소를 선택적으로 포함하며, 잔부는 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지는 강판을 AC₃변태점 이상, 1,150℃ 이하의 온도로 가열하고, 950℃이하에서의 누적압하율이 10~50%로 되는 압연을 행한 후, 이 단계에서의 판두께의 2~33%에 상당하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점 이상의 온도로부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하고, Ar₃변태점 이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경유시키는 경과를 두어, 최후의 냉각후의 복열이 종료할 때까지의 사이에 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50% 미만되는 조직에서 30%이상의 압연을 행하여 열간압연을 완료시키며, 이 압연완료후의 강판이 상기 상하 표층역을 Ar₃변태점 이하에서의 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경우시키는 경과를 두어, 최후의 냉각후의 복열이 종료될 때까지의 사이에 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50% 미만의 조직에서 30%이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 끝내고, 이 압연완료 후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점미만으로 복열하며, 강판을 냉각하므로써 강판의 각각 판두께의 2~33%에 상당하는 영역을 가진 각 표층부 조직에서 평균 결정립 크기 d가 3㎛이하로 되게 하고, 이 조직의 빅카스 경도는 다음의 (2식을 만족시키는조직을 가진 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온취성이 우수한 후강판의 제조방법 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (2)

여기에서

[Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5이고 각각 C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량%임.
중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10% 잔부 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지는 강편을 AC₃변태점 이상, 1,150℃ 이하의 온도로 가열하고, 950℃이하에서의 누적압하율이 10~50%되도록 압연을 행한 후, 그 단계에서의 판두께의 2~33%에 대응하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점이상의 온도로부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하며, Ar₃변태점 이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회이상 경유시키는 경과를 두어, 최후의 냉각후의 복열이 종료할때까지의 사이에, 역변태 또는 미변태의 오스테나이트의 분율이 50%미만이 되는 조직에서 30%이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 완료시키고, 이 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시키고, 그 후 냉각하므로서 강판의 판두께의 2~33%에 대응하는 영역에서의 조직의 평균 결정립경 d가 3㎛이하이고, 또한 이 조직의 빅카스 경도가 다음 (1)식을 만족하며, 상기 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역의 AC₃변태점 미만으로 복열시킨 후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지특성과 저온취성이 우수한 후강판의 제조방법 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1),

단 [Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si, Mn의 중량%임.
중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10% 또한, Cr≤0.5%, Ni≤1.0%, Mo≤0.5%, V≤0.1%, Nb≤0.05%, B≤0.0015%. Cu≤1.5%의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피함유불순물로 이루어지는 강편을 AC₃변태점 이상, 1,150℃ 이하의 온도로 가열하고, 950℃이하에서의 누적압하율이 10~50%되도록 압연을 행한 후, 그 단계에서의 판두께의 2~33%에 대응하는 상·하 각 표층부의 영역을 Ar₃변태점 이상의 온도로부터 2℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하며, Ar₃변태점 이하에서 냉각을 정지하여 복열시키는 것을 1회 이상 경유시키는 경과를 두어, 최후의 냉각후의 복열이 종료할때까지의 사이에, 역변태 또는 미변태의오스테나이트의 분율이 50%미만이 되는조직에서 30%이상의 압연을 행하여 마무리 압연을 완료시키고, 이 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시키고, 그 후 냉각하므로서 강판의 판두께 표·리층부에 각각 판두께의 2~33%에 대응하는 영역에서의 조직의 평균결정립계 d가 3㎛이하이고, 또한 이 조직의 빅카스 경도가 다음 (1)식을 만족하며, 상기 압연완료후의 강판의 상기 상·하표층역의 AC₃변태점 미만으로 복열시킨 후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지성능과 저온취성이 우수한 후강판의 제조방법 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (2)

단

[Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5이고 각각 C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량%임.
중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10% 상기 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시킨후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 다음 AC₁변태점 이하에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지성능과 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (1),

단 [Cep%] = C%+Si%/24+Mn%/6 이고, C%, Si%, Mn% 는 각각 C, Si, Mn의 중량%임.
중량%로, C:0.04~0.03%, Si≤0.5%, Mn≤2.0%, Al≤0.1%, Ti:0.001~0.10%, N:0.001~0.10% 또한, Cr≤0.5%, Ni≤1.0%, Mo≤0.5%, V≤0.1%, Nb≤0.05%, B≤0.0015%. Cu≤1.5% 상기 압연완료후의 강판의 상기 상·하 표층역을 AC₃변태점 미만으로 복열시킨후, 이어서 60℃/sec 이하의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 다음 AC₁변태점 이하에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파정지성능과 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법 :

Hv≤200 [Cep%]+20+(9[Cep%]+3.7)/√(d) … (2)

단

[Cep%]=C%+Si%/24+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/15+(Cr%+Mo%+V%)/5이고 각각 C%, Si%, Mn%, Cu%, Ni%, Cr%, Mo%, V%은 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V의 중량%임.