KR100260655B1

KR100260655B1 - 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법

Info

Publication number: KR100260655B1
Application number: KR1019970009014A
Authority: KR
Inventors: 도오루 하야시; 미츠히로 오카츠; 후미마루 가와바타; 겐이치 아마노
Original assignee: 에모토 간지; 가와사키 세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 1996-03-18
Filing date: 1997-03-17
Publication date: 2000-07-01
Also published as: CA2241127A1; CA2241127C; US5989366A; EP0796921A1; DE69724023T2; EP0796921B1; JPH09310117A; JP3465494B2; DE69724023D1; KR970065742A

Abstract

본 발명은 강재간에 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도고인성 후강재의 제조방법에 관한 것으로서,

C : 0.001∼0.025wt%

Mn : 1.0∼3.0wt%

Ti : 0.005∼0.20wt%

Nb : 0.005∼0.20wt%

B : 0.0003∼0.0050wt% 및

Al : 0.01∼0.100wt%

을 함유하며, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고, 또 변태개시온도(Bs)가 670℃이하인 강소재를, Ac점∼1,350℃의 온도로 가열한 후, 열간압연을 실시하고, 계속해서 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다.

Description

재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법

본 발명은 건축, 해양구조물, 파이프, 조선, 저장조, 토목, 건설기기 등의 분야에서 사용되는 후강판, 강대, 형강 또는 봉강 등의 강재, 특히 재질의 분산이 적고, 또 용접성이 우수한 고강도고인성인 후강재의 제조방법에 관한 것이다.

후강판으로 대표되는 두께가 두꺼운 후강재는 상기한 바와 같이, 여러 가지 분야에서 사용되며, 고강도화와 고인성화 등의 특성의 개선이 도모되고 있다. 특히 최근에는 이것들의 특성이 두께 방향에 있어서 균일하며, 또 강재 사이에서의 분산도 작은 것이 요구되고 있다.

그 이유로서 예를들면, 「철과 강, 제74년(1988) 제 6호」의 제11∼21페이지에 건축물의 고층화가 진행됨에 따라 대지진에 대해 건축물의 변형에 의해 진동 에너지를 흡수하여 도괴를 방지하는 설계가 취해지고 있다는 것이 보고되어 있다.

구체적으로는 지진발생시에 건축물의 골조를 소정 형상으로 붕괴시켜 이 골조재의 소성화에 의해서 건물의 도괴를 방지하는 것이다. 즉, 지진 발생시에 건축물의 골조가 설계자가 의도한 거동을 나타내는 것이 전제가 되며, 건축물의 기둥과 들보 등의 강재의 내력비를 설계자가 완전히 파악하고 있는 것이 필요하다. 따라서, 기둥과 들보 등에 사용하는 강판과 H형강 등의 강재는 균질해야 하므로, 강재의 강도 분산은 큰 문제가 된다.

건축과 조선 등에 사용되는 강재는 고장력이고 고인성이 요구되기 때문에 이 종류의 강재는 강재제어압연냉각법(TMCP법 : Thermo-Mechanical Control Process)에 따라 제조되는 것이 통례이다. 그러나, 이 TMCP법에 의해서 후강재를 제조하면 압연후의 냉각처리에 있어서 냉각속도가 두께방향 또는 각 강재사이에서 다르기 때문에 조직이 변화한다. 이것은 냉각시에 강재표면 근방의 냉각속도가 빠른 것에 비해 판두께 중심부의 냉각 속도가 늦기 때문이다. 이 때문에, 얻어진 강재의 두께방향 또는 각 강재사이에서 재질의 분산이 발생하는 것이다. 재질의 분산으로서는 특히 후강판에서 두께방향으로 나타는 것 이외에 H강판에서의 웹(web) 및 플랜지 사이에서의 냉각이 불균일해져 웹 및 플랜지 사이에 나타나는 것, 또는 각로트 사이에 나타나는 것 등이 있다.

따라서, 이 과제를 해결하기 위하여 일본국 특개소 63-179020호 공보에는 성분, 압하율, 냉각속도 및 냉각종료온도를 제어함으로써 판두께 방향 단면에서의 경도차를 작게하는 방법이 개시되어 있다. 그런, 후강판, 즉 50㎜를 초과하는 극후강판을 제조하는 경우, 판두께 방향의 냉각속도분포가 필요적으로 생기기 때문에 상기 방법에 의해 판두께 방향 단면에서의 경도차를 억제하는 것은 어렵다.

또한, 일본국 특개소 61-67717호 공보에는 극저탄소(C)로 함으로써 판두께방향의 강도차를 대폭으로 감소시키는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 동일 공보의 도3에 나타나 있는 바와 같이, 특히 극후강판에 있어서는 불가피하게 생기는 냉각속도의 변화에 따른 강도의 분산이 해소되어 있지 않다.

또한, 일본국 특개소 58-77528호 공보에는 Nb 및 B의 복합 첨가에 의해 안정된 경도 분포를 얻을 수 있는 것이 기재되어 있다. 그러나, 조직을 베이나이트로 하기 위하여 냉각속도를 15∼40℃/s의 범위로 제어할 필요가 있으며, 냉각속도를 판두께 중심부에서도 정밀하게 제어하는 것이 어렵기 때문에 판두께 방향에 균일한 조직이 얻어지지 않아 강도가 분산되거나 섬형상 마르텐사이트가 생성되어 연성이나 인성이 열화하는 문제가 있었다.

또한, 상기한 용도의 강재는 특히 인장 강도가 570㎫ 이상의 강도를 가지고 또 높은 인성을 가지는 것이 중요하다. 이 때문에 종래에는 재가열 경화 템퍼링처리에 의해서 미세한 템퍼링 마르텐사이트조직을 얻는 방법이 주로 이용되었다.

그러나, 이 방법은 재가열 경화 템퍼링 처리에 요하는 비용이 높고, 또한 경화성을 증대시키기 위하여 용접성이 지표인 용접 깨어짐 감수성지수(이하 P㎝이라고 함)가 높아지며, 용접성이 나쁘게 되는 경향이 있었다.

이에 대해, 일본국 특개소 62-158817호 공보에서는 Nb 및 Ti의 석출을 이용하고 또 급냉후의 템퍼링 처리를 실시함으로써 비교적 낮은 P㎝으로 높은 강도의 후강판을 얻는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 이 방법은 경화 템퍼링처리의 비용이 높은데다가 불균일한 냉각에 의해 뒤틀림이 발생하는 것도 염려된다.

마찬가지로, 일본국 특개소 55-100960호 공보에는 P㎝을 규제하고, 또 C, N 및 S량을 제한함으로써 용접성을 향상시킨 강이 개시되어 있지만 이 강의 판두께 방향의 강도 분산을 억제하는 것이 어렵다.

또한, 용접성을 향상하는 방법으로서 일본국 특개소 54-132421호 공보에는 라인파이프용 소재로서 극저 탄소로 함과 동시에, 높은 인성을 얻기 위하여 마무리 온도가 800℃이하인 열간압연을 실시함으로써 고장력베이나이트강을 제조하는 것이 개시되어 있다. 그러나, 이 방법은 저온영역에서 열간압연을 종료하기 때문에 예를들면 후판 등에 있어서 판의 길이방향으로 짧게 절단할 필요가 있는 경우에는 짧은 절단에 따르는 뒤틀림이나 휘어짐이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라 이와같은 저온 영역의 압연을 실시하면 압연방향(L방향)의 강도와 이 L방향에 직각방향(C방향)의 강도 사이에 강도 분산이 생기는 문제가 있었다.

본 발명은 상기 문제점을 해소한, 즉 압연후의 냉각속도에 있어서 제약이 없고, 두께방향 및 강재사이 등에서의 재질 분산이 적고, 또한 용접성이 우수하며 인장 강도가 570㎫ 이상이고 고인성인 강재의 제조방법에 대해서 제안하는 것을 목적으로 한다.

제1도는 미세한 그래뉼러베이나이틱페라이트조직을 나타낸 현미경조직 사진.

제2도는 후강판에 있어서의 냉각속도와 강도와의 관계를 나타낸 도면이다.

두께가 두꺼운 후강재로 그 전형적인 예인 후강판의 재질 분산은 냉각공정에 있어서 강판 표면에서 중심부까지의 두께방향 냉각속도의 대폭적인 변화, 또는 제조조건의 변화에 의한 냉각속도의 변화로부터 조직변동이 발생하는 것에 기인하고 있다. 이 조직변동을 방지하기 위해서는 넓은 냉각속도범위로 균질한 조직을 얻는 것이 중요하다.

따라서, 본 발명자들은 제조조건이 변화해도 균질한 조직을 얻는 방법에 대해서 검토를 거듭한 바, 성분조성을 새롭게 설계하는 것에 의해서 냉각속도의 변화에 관계없이 두께방향의 조직을 일정하게 한, 재질 분산이 적은 강판이 얻어지는 것을 발견하는데 도달했다. 즉, 극저탄소 및 고Mn하에 Nb 및 B를 적정량 첨가함으로써 조직을 냉각속도에 의존하지 않고 베이나이트 단상조직으로 하였다.

본 발명에서 강 성분은 극저탄소(C)이기 때문에 높은 냉각속도라도 마르텐사이트가 생성되지 않고, 또 Mn, Nb, B등의 첨가 때문에 낮은 냉각속도라도 페라이트가 생성되지 않기 때문에 넓은 범위의 냉각속도에서 베이나이트 단상이 된다. 이 때문에 강의 조직 및 강도는 냉각속도의 영향을 받기 어려워 각 강재사이마다의 강도차는 작아진다.

또한, C량을 극단으로 적게 하여 P㎝을 작게 했기 때문에 양호한 용접성이 얻어지는데다가 베이나이트 단상조직에 의해 충분한 강도가 얻어진다. 또한, 성분 조성을 연구하는 것에 의해 종래의 저탄소 베이나이트 조직과 비교하여 경압하라도 미세화가 도모되며, 그래뉼러베이나이틱페라이트 조직으로 하는 것에 의해서 충분한 인성이 얻어지는 것도 발견하여 이것들을 총합하여 상기 과제를 해결했다.

즉 본 발명은,

C : 0.001∼0.025wt%

Mn : 1.0∼3.0wt%

Ti : 0.005∼0.20wt%

Nb : 0.005∼0.20wt%

B : 0.0003∼0.0050wt% 및

Al : 0.01∼0.100wt%

을 함유하며, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고, 또 변태개시온도(Bs)가 670℃이하인 강소재를, Ac₃점∼1,350℃의 온도로 가열한 후, 열간압연을 실시하고, 계속해서 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 또 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법이다.

그 외의 수단에 대해서는 본 발명의 명세서 및 특허청구범위에서 명확해질 것이다.

다음으로, 본 발명의 강재의 각 화학성분의 한정 이유에 대해서 설명한다.

C : 0.001∼0.025wt%

C는 강도를 확보하기 위하여 0.001wt%이상의 함유량이 필요하지만, 0.025wt%를 넘으면 용접부 인성을 현저하게 저해하는데다가 마이크로 조직을 미세한 그래뉼러베이나이틱 페라이트 조직으로 하는 것이 어렵게 되기 때문에 0.001∼0.025wt%로 하였다.

Mn : 1.0∼3.0wt%

Mn은 변태개시온도를 저하하여 미세한 그래뉼러베이나이틱 페라이트 조직을 얻기 위하여 1.0wt% 이상은 필요하지만, 3.0wt%를 초과하면 인성을 열화하기 때문에 1.0∼3.0wt%의 범위로 한다.

Ti : 0.005∼0.20wt%

Ti는 베이나이트 조직을 형성하고, 또 용접열 영향부(이하, HAZ라고 한다)의 인성을 향상하기 위하여 0.005wt%의 이상 필요하지만, 그 효과는 0.20wt%를 초과하면 포화하기 때문에 비용 삭감의 관점에서 0.20wt%을 상한으로 한다.

Nb : 0.005∼0.20wt%

Nb는 변태개시온도를 저하하여 미세한 그래뉼러베이나이틱 페라이트 조직을 얻기 위하여 0.005wt% 이상은 필요하지만, 0.20wt%를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에 0.20wt%의 이하로 한다.

B : 0.0003∼0.0050wt%

B는 미량의 첨가에 의해서 구 Υ 입계의 입계 에너지를 감소하여 페라이트의 핵 생성을 억제하는데 유효하며, 미세한 그래뉼러베이나이틱 페라이트 조직을 얻기 위하여 0.0003wt% 이상은 필요하다. 한편, 0.0050%를 초과하면 BN등의 B 화합물을 형성하여 인성을 열화하기 때문에 0.0003∼0.0050wt%로 한정한다.

Al : 0.01∼0.100wt%

Al은 탈산재로서 0.01wt% 이상 필요하게 되지만, 0.01wt%를 초과하면 강의 청정도가 열화하기 때문에 0.10wt%이하로 한다.

또한, 상기 성분 조성은 변태 개시 온도(Bs)가 670℃ 이하인 것이 중요하다.

즉, 본 발명자들이 극저탄소강의 인성과 조직의 관계에 대해서 세세하게 검토한 바, 극저탄소강 조직중에서도, 도 1에 나타낸 미세한 그래뉼러베이나이틱 페라이트 조직이 가장 인성이 풍부한 것을 새롭게 발견했다. 이 조직을 제어함으로써 압연 마무리 온도를 높게 해도 인성의 열화가 종래 강과 비교하여 현격하게 작아진다.

그리고, 이 조직을 얻기 위한 방법을 구명한 바, 마이크로 조직과 변태 개시 온도사이에 좋은 상관이 있다는 것을 발견했다. 따라서, C : 0.002∼0.020wt%, Mn : 1.2∼2.0wt%, Ni : 0.0∼2.0wt%, Ti : 0.01wt%, Nb : 0.005∼0.08wt%, B : 0.0010∼0.0018wt%, Cu : 0.0∼1.22wt% 및 Al : 0.01∼0.100wt%의 범위에 있는 여러 가지 성분계의 강에서 압연조건을 변화시켜 얻은 강재에 대해서, 그 압연후, 냉각중의 변태개시온도(Bs)와 조직의 관계를 조사한 바, Bs를 670℃ 이하로 하면 미세한 그래뉼러베이나이틱 페라이트 조직이 얻어지는 것이 판명되었기 때문이다.

또한, 상기 성분 조성은 하기(1)식 또는 하기(2)식을 만족하는 것이 바람직하다.

130Mn+2500Nb≥296…(1)

130Mn-13Ni+2500Nb+55Cu≥296…(2)

여기서, 변태개시온도(Bs)는 성분 조성에 영향을 받기 때문에 특히 Bs를 크게 변화하는 Mn, Ni, Nb 및 Cu의 양에 관해서 중히귀분석을 실시한 바, Bs=966-130Mn+13Ni-2500Nb-55Cu의 관계를 얻을 수 있었다. 한편, 전술한 바아 같이, 변태개시온도(Bs)를 670℃ 이하로 하면 미세한 그래뉼러베이나이틱 조직이 얻어지기 때문에 다음식

966-130Mn+13Ni-2500Nb-55Cu≤670

상기 식을 정리하면 130Mn-13Ni+2500Nb+55Cu≥296 …(2)

을 만족시키는 것이 중요하게 되는 것이다.

(2)식에 있어서 성분 조성에 Ni 및 Cu를 함유하지 않는 경우는 다음(1)식을 얻을 수 있다.

130Mn+2500Nb≥296…(1)

또한, 변태개시온도(Bs)를 670℃를 초과하면 미세한 그래뉼러베이나이틱 조직이 얻어지지 않는데다가 압연후의 냉각속도가 늦어지면 페라이트가 석출하여 강도가 부족하게 된다.

본 발명은 상기 기본 조성에 성분을 조정함으로써 특히 압연후의 냉각 속도에 거의 의존하지 않고, 균질인 조직, 구체적으로는 90% 이상이 그래뉼러베이나이틱 페라이트의 조직이 얻어지는 것에 특징이 있다. 이 특징은 도2에 결과를 나타내는 실험으로 명확해진다.

즉, 본 발명에 따른 성분에 조정한 강(발명예)과 건축재료에 사용되는 종래의 강(종래예)에 관해서 제조공정에 있어서의 냉각속도를 0.1∼50℃/s 사이에서 여러 가지로 변화시켜 얻은 강판의 인장 강도를 조사한 결과에 대해 도2에 나타낸다.

제2도에서 본 발명에 따른 성분으로 조정함으로써 냉각속도에 의존하지 않고 일정한 강도가 얻어진다는 것을 알 수 있다. 특히, 종래에는 예측할 수 없었던 만큼 광범위한 냉각속도에서 Y. S. 및 T. S값의 분산이 적어진다. 이것은 상기한 바와 같이, Mn, Ti 및 B를 적정량 첨가한 것이 기여하는 것이다. 따라서, 후강판의 두께 방향으로 냉각속도가 변화해도 냉각속도에 의존하여 강도가 변화하지 않아 두께 방향으로 재질 분산이 적은 후강판이 얻어지는 것이다.

또한, 발명예는 C : 0.13wt%, Mn : 1.60wt%, Ti : 0.01wt%, Nb : 0.065 B : 0.0015wt%, 및 Al : 0.035wt%를 포함하며, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어진 성분 조성이 된다. 한편, 종래예는 C : 0.14wt%, Si : 0.4wt%, Mn : 1.31wt%, Al : 0.024wt%, Nb : 0.015wt%, Ti : 0.013wt%이다. 그리고, 동일 제조공정에 있어서 냉각속도를 변화시켜 두께 : 50㎜의 후강판을 다수 제조하여 각각 후강판에서 채취한 시험편으로 인장 강도를 측정하였다.

또한, 상기 기본 성분에 더해 V : 0.04∼0.15wt% 및 : N : 0.0035∼0.0100wt%를 동시에 함유하는 것에 의해서 베이나이트의 미세화를 촉진할 수 있다. 즉, V는 N과 병용하면 VN석출물을 생성하여 베이나이트 변태핵을 증대하는 작용이 있으며, 그 때문에 V를 0.04wt% 이상 및 N을 0.0035wt% 이상 각각 필요하게 된다. 한편, V가 0.15wt%를 초과하고, 또 N이 0.0100wt%를 초과하면 베이나이트의 미세화를 촉진하는 효가가 포화할뿐만 아니라 용접 금속 및 용접열 영향부에서의 인성을 열화시키기 때문에 V : 0.04∼0.15wt% 및 N : 0.0035∼0.0100wt%의 범위로 첨가한다.

또한, 본 발명에 있어서는 상기 기본 성분에 소정의 화학성분을 첨가함으로써 강도와 인성의 레벨을 자유롭게 제어할 수 있다. 이때, 이미 획득한 균질한 조직은 새로운 성분에 첨가에 영향받는 일이 적기 때문에, 재질 분산이 적은 고강도 및/또는 고인성의 후강판이 용이하게 얻어지는 것이다.

우선, 강도 향상을 도모하기 위하여 Si : 0.60wt%이하, Cr : 0.2wt%이하, Ni : 0.05∼2.0wt%, Mo : 0.5wt%, W : 0.5wt%이하, V : 0.005∼0.04wt% 및 Cu : 0.05∼0.7wt%의 1종류 또는 2종류 이상을 첨가할 수 있다. 이 성분들은 미량이라도 효과가 있기 때문에 V이외의 하한에 대해서는 적절하게 설정할 수 있다. 또한, V는 상기한 베이나이트의 미세화를 목적으로 하여 0.04∼0.15wt%의 범위로 첨가되는 경우, 이하에 나타내는 것과 동일한 작용도 기대할 수 있다.

Si : 0.60wt%이하

Si는 함유량이 0.60wt%를 초과하면 용접성을 저해하기 때문에 0.60wt% 이하 범위로 한정한다.

Cr : 0.20wt%이하

Cr은 모재 및 용접부의 강도를 높이는데 유효하지만, 0.2wt%를 초과하여 첨가하면 용접성과 HAZ의 인성이 열화하기 때문에 0.2wt% 이하의 범위로 첨가한다. 또한, 충분한 강도 상승 효과를 얻기 위하여 0.05wt%이상으로 함유하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.05∼2.0wt%

Ni는 강도 및 인성을 향상하고, 또 Cu를 첨가한 경우에는 압연시의 Cu 균열을 방지하는데 0.05wt% 이상 필요하지만 고가인데다 과잉으로 첨가해도 그 효과가 포화하기 때문에 2.0wt% 이하의 범위로 첨가한다.

Mo : 0.5wt%이하

Mo는 상온 및 고온에서의 강도를 상승하는데 효과가 있지만 0.5wt%를 초과하면 용접성이 열화하기 때문에 0.5wt%이하의 범위로 첨가한다. 또한, 하한은 0.05wt%로 하는 것이 바람직하다.

W : 0.5wt%이하

W는 고온 강도를 상승하는 효과가 있지만 고가인데다가 0.5wt%를 초과하면 인성이 열화하기 때문에 0.5wt%이하의 범우로 첨가한다. 또한, 하한은 0.05wt%로 하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.05∼0.7wt%

Cu는 강을 석출강화 및 고용강화하고, 또 변태개시온도(Bs)를 저하하는데 유효하며, 0.05wt%이상이 함유가 필요하다. 한편, 0.7wt%를 초과하면 비용이 상승을 초래하기 때문에 0.7wt%이하로 한다.

V : 0.005∼0.04wt%

V는 석출강화를 위해, 또는 VN 또는 VC로서 구 Υ입자를 피닝하기 위하여 0.005wt%이상 첨가하지만, 0.04wt%를 초과하여 첨가해도 그 효과가 포화하기 때문에 0.04wt%를 상한으로 한다.

또한, HAZ의 인성 향상을 도모하기 위하여 Ca 및 REM중에서 선택한 적어도 1종류를 첨가할 수 있다.

Ca : 0.006wt%이하

Ca는 황화물계 개재물을 형태 제어하여 HAZ의 인성을 향상하는데 유효하지만 0.006wt%를 초가하면 조대한 강중 개재물을 형성하여 강의 성질을 열화하기 때문에 0.006wt% 이하로 한다.

REM : 0.02wt%이하

REM은 옥시설파이드가 되어 오스테나이트입자의 입자 성장을 억제하여 HAZ의 인성을 향상하지만, 0.02wt%를 초과하여 첨가하면 강이 청정도를 손상하기 때문에 0.02wt%이하로 한다.

또한, Ca 및 REM은 0.001wt% 미만의 첨가로는 상기 HAZ 인성 향상 효과가 불충분하기 때문에 첨가량은 0.001wt%이상으로 하는 것이 바람직하다.

상기 성분 조성의 강판은 상기한 기본 조성에 성분 조정을 하는 것에 의해 균질인 그래뉼러베이나이틱페라이트 조직이 얻어지기 때문에 제조조건을 엄밀하게 제어할 필요는 없다. 이 종류의 강판을 제조할 때의 통상적인 예에 따라서 제조해도 좋지만 재질 분산이 억제 및 고인성화와 더불어 고강도 및 용접성을 확보하는데는 다음에 나타낸 제조공정에 유리하게 적합하다.

즉, 상기한 기본 조성에 성분을 조정한 강 슬래브를 Ac₃∼1350℃의 온도로 가열한 후 10℃/s 이하로 냉각을 실시하는 공정, 또는 마찬가지로 Ac₃∼1350℃의 온도로 가열한 후 최종 마무리 온도 : 800℃이상으로 열간압연을 종료하고, 계속해서 10℃/s 이하로 냉각을 실시하는 공정이 각각 고강도화 및 용접성의 향상에 유효하다.

여기서, 가열온도를 Ac₃점 이상으로 하는 것을 일단 오스테나이트로서 균질화를 도모하기 위해서이며, 한편 가열온도가 1350℃를 초과하면 강재의 표면 산화가 심해지기 때문에 1350℃이하로 한다.

계속해서 10℃/s 이하로 냉각을 실시하는 것은 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 미세한 그래뉼러베이나이틱페라이트 조직이 얻어지지 않아 인성을 열화하기 때문이다.

또한, 열간압연을 실시하는 경우는 그 최종 마무리 온도를 800℃이상으로 하는 것이 유리하다. 즉, 종래의 Si-Mn강에 있어서 인성을 확보하기 위하여 마무리 온도를 낮게 하면 압연방향(L방향)의 강도와 이 L방향에 직각인 방향(C방향)의 강도에 차(이하, L-C강도차라고 함)가 생기는 문제가 있었다. 이 L-C 강도차를 작게 하기 위해서는 마무리온도를 높게 하거나 또는 압연의 압하율을 작게 하는 것이 유효하다. 그러나, 상기한 바와 같이 마무리 온도를 높게 하든지 또는 압하율을 낮추면 마이크로 조직이 미세화하지 않아 인성이 열화하는 문제가 발생한다.

이에 대해, 본 발명에 따른 성분 조직은 압연을 실시하지 않아도 인성에 유리한 미세한 그래뉼러베이나이틱 조직이 얻어지기 때문에 마무리 온도를 높게 하고 또 압하율을 작게 해도 인성이 열화하지 않으며, 또한 조질(調質)을 실시하지 않아도 균질하며 미세한 조직이 얻어진다. 따라서, 본 발명은 마무리 온도를 높게 해도 종래와 같은 악영향을 받는 일이 없기 때문에 마무리 온도를 높게 하는 것에 의해서 인성을 희생하는 일 없이 L-C 강도차를 작게 할 수 있는 것이다.

여기서, C : 0.13wt%, Mn : 1.60wt%, Ni : 0.3wt%, Nb : 0.045wt%, B : 0.0015wt% 및 Cu : 0.5wt%를 함유하는 발명 강(A), C : 0.15wt%, Si : 0.3wt%, Mn : 1.4wt%, V : 0.05wt% 및 : Nb : 0.015wt% 종래 강(B), 그리고 C : 0.022wt%, Si : 0.30wt%, Mn : 1.75wt%, Nb : 0.043wt%, Ti : 0.0015wt% 및 B : 0.0012wt%를 함유하는 비교 강의 3종류의 강에 대해서 주조에 의해 두께 100㎜의 슬래브를 얻었다. 이 슬래브를 1150℃로 1h 가열하고, 계속해서 여러 가지 마무리 온도로 30%의 압연을 실시한후 공냉하여 70㎜ 두께의 강판으로 하였다. 이와같이 하여 얻어진 강판의 판두께의 1/2 및 1/4인 곳에서 채취한 시험편에 대해 각종 기계적 성질을 조사하였다.

그 결과를 표 1에 나타낸다. 표1에서 알 수 있는 바와 같이 발명 강은 마무리 온도를 L-C 강도차가 작아지는 800℃이상으로 해도 인성이 열화하는 일은 없다.

[표 1]

[실시예]

표 2-1 및 표 2-2에 나타낸 여러 가지 성분 조성으로 조정한 강 슬래브를 이용하여 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸 조건에 따라서 제조했다.

이와같이 하여 얻어진 각 후강판에 대해서 인장시험 및 샤피(Charpy) 시험을 실시하여 그 기계적 성질을 조사하였다.

[표 2-1]

[표 2-2]

또한, HAZ의 인성을 평가하기 위하여 강판을 1400℃로 가열한 후 800℃에서 500℃까지 15s로 냉각하는 열사이클(50㎜ 후강판을 45kJ/㎝의 입열량으로 용접했을 때의 HAZ의 열이력에 해당)을 실시하고 나서 샤피 서험편을 채취하여 0℃에서의 샤피 흡수 에너지를 측정하였다. 또한, 최고 경도시험은 실온에서 용접하고나서 JISZ3101에 준거하여 측정했다. 또한, 두께방향의 강도이 분산을 평가하기 위하여 강판 단면의 경도를 표면에서 2㎜ 피치로 측정하여 판두게 방향의 경도 분포를 조사하였다.

이 각 조사결과를 표 4에 나타낸다. 표 4에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명에 따라서 얻어진 후강판은 570㎫이상의 인장 강도를 가지며, 인성도 양호하고 또 조직이 균일해지기 때문에 두께 방향의 경도의 분산이 매우 작다는 것을 알 수 있다.

본 발명에 의해서 얻어지는 강재는 공업적 규모의 생산에 있어서 냉각 공정으로 사용되는 모든 냉각 속도에 의해서도 재질이 분산되는 일이 없다. 따라서, 금후 수요 증가가 예상되는 두께 방향이 재질 분산이 매우 적고, 또 용접성이 우수한 고강도 고인성 강재를 공업적으로 안정되게 공급할 수 있다. 또한, 본 발명은 형강의 분야에도 유리하게 적합하다.

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 4-1]

[표 4-2]

Claims

C : 0.001∼0.025wt% Mn : 1.0∼3.0wt%

Ti : 0.005∼0.20wt% Nb : 0.005∼0.20wt%

B : 0.0003∼0.0050wt% 및 Al : 0.01∼0.100wt%

을 함유하며, 또한

Si≤0.60wt% Cr≤.02wt%

Ni : 0.05∼2.0wt% Mo≤0.5wt%

W≤0.5wt% Cu : 0.05∼0.7wt%

중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하며, 또한 하기 식을 만족하는 조성으로 이루어지며,

130Mn-13Ni+2500Nb+55Cu≥296

변태개시온도(Bs)가 670℃이하인 강소재를, Ac₃점∼1,350℃의 온도로 가열한 후, 최종 마무리 온도를 800℃이상으로 열간압연을 실시하고, 계속해서 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 강재가 또한 V : 0.04∼0.15wt% , N : 0.0035∼0.0100wt%를 함유하는 조성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 강재가 또한 V : 0.05∼0.04wt%를 함유하는 조성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 강재가 또한, REM : 0.02wt%이하 및 Ca : 0.006wt%이하중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 강재가 V : 0.04∼0.15wt% , N : 0.0035∼0.0100wt%를 함유하며, 또한 Si : 0.60wt%이하, Cr : 0.2wt%이하, Ni : 0.05∼2.0wt%, Mo : 0.5wt%, W : 0.5wt%이하, 및 Cu : 0.05∼0.7wt%중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성으로 이루어지며, 하기(2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.

130Mn-13Ni+2500Nb+55Cu≥296 …(2)
제1항에 있어서, 상기 강재가 또한 V : 0.05∼0.04wt%를 함유하며, 또한 Si : 0.60wt%이하, Cr : 0.2wt%이하, Ni : 0.05∼2.0wt%, Mo : 0.5wt%, W : 0.5wt%이하 및 Cu : 0.05∼0.7wt%중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 강재가 V : 0.04∼0.15wt% , N : 0.0035∼0.0100wt%를 함유하며, 또한 REM : 0.02wt%이하 및 Ca : 0.006wt%이하 중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.
1항에 있어서, 상기 강재가 V : 0.05∼0.04wt%를 함유하며, 또한 REM : 0.02wt%이하 및 Ca : 0.006wt%이하 중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 강재가 V : 0.04∼0.15wt% N : 0.0035~0.0100wt%를 함유하며, 또한 Si : 0.60wt%이하, Cr : 0.2wt%이하, Ni : 0.05∼2.0wt%, Mo : 0.5wt%, W : 0.5wt%이하 및 Cu : 0.05∼0.7wt%중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하며, 또한 REM : 0.02wt%이하 및 Ca : 0.006wt%이하 중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성으로 이루어지며, 하기(2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.

130Mn-13Ni+2500Nb+55Cu≥296 …(2)
제1항에 있어서, V : 0.05∼0.04wt%를 함유하며, 또한 Si : 0.60wt%이하, Cr : 0.2wt%이하, Ni : 0.05∼2.0wt%, Mo : 0.5wt%, W : 0.5wt%이하, 및 Cu : 0.05∼0.7wt%중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하며, 또한 REM : 0.02wt%이하 및 Ca : 0.006wt%이하 중에서 선택된 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성으로 이루어지며, 또 하기(2)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 재질의 분산이 적고 용접성이 우수한 고강도 고인성 후강재의 제조방법.

130Mn-13Ni+2500Nb+55Cu≥296 …(2)