KR100660229B1

KR100660229B1 - 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은용접구조용 극후물 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100660229B1
Application number: KR1020050130057A
Authority: KR
Inventors: 김상호; 이재기; 서인식; 박충재
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-26
Filing date: 2005-12-26
Publication date: 2006-12-21
Also published as: DE112006003553B4; WO2007074989A9; JP5701483B2; DE112006003553B9; JP2009521601A; DE112006003553T5; CN101346483B; WO2007074989A1; CN101346483A

Abstract

본 발명은 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 두께 방향 경도편차가 적은 용접구조용 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강판의 용접성을 확보하기 위하여 합금원소의 첨가량을 제한하면서도, 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 두께 방향 경도편차가 적은 고강도 후강판의 제조방법에 관한 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 극후물 강판은, 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10중량%, Si : 0.10 ~ 0.5중량%, Mn : 1.3 ~ 1.7중량%, B : 0.0005 ~ 0.0025중량%, Ti : 0.005 ~ 0.03중량%, N : 0.010중량% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.03중량%, Sol. Al : 0.005~0.055중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Ti와 N의 함량비율 Ti/N이 2.0 이상이며, 하기 관계식 1로 표현되는 성분지수(CP)가 40 내지 50 사이인 것을 특징으로 한다.

[관계식 1]

CP = 165×%C + 6.8×%Si + 10.2×%Mn + 80.6×%Nb + 9.5×%Cu + 3.5×%Ni + 12.5×%Cr + 14.4×%Mo

용접성, 인성, 고강도, 후강판, 극후물

Description

두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판 및 그 제조방법{THICK STEEL PLATE FOR WELDED STRUCTURE HAVING HIGH STRENGTH AND EXCELLENT TOUGHNESS AT THE CENTER OF THICKNESS AND SMALL VARIATION OF PROPERTIES ALONG WITH THROUGH-THICKNESS AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}

도 1은 성분지수(CP)에 따른 표층부 마르텐사이트 면적분율과 중심부 폴리고날 페라이트의 면적분율을 나타내는 그래프, 그리고

도 2는 성분지수(CP)에 따른 두께에 따른 경도편차 분포를 나타내는 그래프이다.

본 발명은 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 두께 방향의 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강판의 용접성을 확보하기 위하여 합금원소의 첨가량을 제한하면서도, 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 두께 방향의 재질편차가 적은 고강도 후강판의 제조방법에 관한 것이다.

종래, 고강도 강판을 제조하기 위해서는 다량의 합금원소를 첨가하여 이른바, 강의 소입성을 향상시키는 방법이 많이 사용되어 왔다. 이러할 경우에는 강의 조질 처리 등의 냉각처리를 통하여 강재의 내부에 마르텐사이트나 베이나이트 등의 저온조직이 다량생성되어 강의 강도가 향상될 수 있다.

그러나, 선박 건조, 해양 구조물, 건축 구조물 등에 사용되는 강판의 경우에는 필수적으로 용접공정을 거치게 되는데, 상기와 같은 용접공정을 거치는 용접용 강판이 합금원소를 다량 함유할 경우에는 용접부의 저온인성이 극히 열화된다는 문제를 야기할 수 있다.

상기의 문제를 해결하기 위하여, 일본특허공개공보 특개소62-170459호에는 강의 탄소당량(Ceq)을 제한하고, 그와 더불어 TiN 개재물을 이용하여 용접열영향부(HAZ)의 조직조대화를 방지할 수 있도록 하고 압연후 급냉함으로써 강도를 확보하는 기술이 제안되었다.

이와 유사한 기술로서, 일본특허공개공보 특개평7-268540호에는 C, Si, Mn 등의 원소의 양을 제한함과 동시에 Ti, Al 등의 원소 함량을 제어하여 Ti-Al계 비금속 개재물을 강중에 다량 형성 시켜 용접시 조직조대화를 방지하여 인성을 향상 시키는 기술이 제안되어 있다.

상기의 기술들은 모두 용접성을 확보하기 위하여 합금원소의 양을 극력억제하고, 강재 내부에 조직의 변태석출핵이 되고, 조직 조대화를 방지하는 피닝(pinning) 효과를 부여할 수 있는 비금속 개재물을 다량 분산분포 시켜 용접성을 우선 향상시킨 후, 강도는 급냉하여 저온변태조직을 다량형성하는 기술이다. 즉, 상기 기술에 의할 경우 1)합금원소의 양을 제한하고, 미세 개재물을 분포시켜 용접성을 향상시키기 위한 조건을 우선 확보하고, 2)강도를 확보하기 위하여 냉각속도를 증가시킴으로써 강재의 강도와 용접성을 모두 향상시킬 수 있다.

그러나, 상기 종래의 기술들은 두께가 50mm 이상인 후물 강판에는 적용하기가 곤란하다. 이는 강판의 두께가 두꺼워질수록 강판 표면과 내부의 냉각속도는 크게 차이가 나고, 상기 냉각속도의 차이로 인하여 비록 표면에는 저온변태조직이 다량 생성되더라도 강판의 내부, 특히 강판 두께 중심부에는 폴리고날 페라이트 또는 펄라이트와 같은 연질 저온변태조직이 주로 생성되어 강판의 전체 강도가 박강판에 비하여 감소하게 되기 때문이다.

상기의 문제를 해결하기 위하여, 대한민국 특허등록공보 10-0266378호에는 탄소를 극저탄소 영역인 C:0.001~0.010wt%로 그 함량을 조절하고, 그 밖에 Si : 0.60wt%이하, Mn : 0.20~3.00wt%, Ti : 0.005~0.20wt%, Nb : 0.01~0.20wt%, B : 0.0003~0.0050wt% 및 Al : 0.100wt% 이하를 포함하는 조성으로 이루어진 강소재를 열간압연 할 때에, 1100~1350℃의 온도로 가열한 후, 1100~900℃의 온도역에서 행하는 압연패스 사이에서 5~300초 등온유지 또는 1℃/초 이하의 냉각속도로 냉각하고, 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료하고 그 후 냉각하여 베이나이트 강재를 제조하는 방법에 관한 발명이 개시되어 있다.

상기 발명에서 대상으로 하는 강재는 탄소함량이 0.010wt% 이하인 극저탄소강재인데, 이러한 강재 내부에 생성되는 베이나이트 조직은 통상의 베이나이트 조직과는 조금 다른 형태의 조직으로서 통상 ULCB(Ultra Low Carbon Bainite)라고 부르는 조직이다.

상기 ULCB조직은 모재 인성이 양호하고, 두께 방향 경도편차가 낮아 재질편차가 적은 고강도, 고인성 강재로 사용되기에 적합하다. 그러나, 이러한 ULCB 조직은 상기 공보 실시예에서도 확인할 수 있듯이, t/4 지점의 항복강도가 400MPa급으로서 이를 두께 중심부의 항복강도로 유추해 보면 350MPa 정도인데, 이는 본 발명에서 목표로 하는 두께 중심부 항복강도 390MPa 이상과 비교하면 미흡한 수준이다. 또한, 상기 ULCB 재는 용접부 인성이 열악하여 그 보증온도가 0℃에 불과한 실정이다.

상기 ULCB강재의 강도를 향상시키기 위해서는 Cu, Ni, Cr, Mo등을 단독 또는 복합으로 다량 첨가하거나 또는 Cu를 다량 첨가하고 후속의 열처리를 실시하는 등 복잡한 처리공정을 거쳐야 하는데, 이러할 경우 제조비용이 상승할 뿐만 아니라 합금원소 다량첨가에 의해 용접부 인성이 극히 열화될 우려가 있다.

본 발명은 상기 문제를 해결하기 위한 것으로, 50mm 이상의 두께를 가지고, 두께 중심부의 인장강도와 항복강도가 각각 530MPa 이상 및 390MPa 이상인 고강도이며, 연성-취성 천이온도가 -50℃ 이하일 뿐만 아니라, 두께 방향의 경도 편차도 50Hv 이하인 저합금 용접구조용 극후물 강판을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

[관계식 1]

이때, 상기 조성외에 중량%로 Cu : 0.5중량% 이하, Ni : 0.5중량% 이하, Cr : 0.15중량% 이하 및 Mo : 0.15중량% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.012% 및 S : 0.005% 이하로 제어된 것이 바람직하다.

보다 불순물에 의한 악영향을 감소시키기 위해서는, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.010% 및 S : 0.003% 이하로 제어된 것이 좋다.

본발명의 극후물 강판은, 상기 특징에 더하여 두께 중심부(전체 두께를 t라 했을때, t/4~3t/4 범위)의 폴리고날 페라이트의 면적분율이 10% 이하이고, 표층부(표층하 1mm에서 t/4 범위, 반대편도 동일) 마르텐사이트의 면적분율이 10% 이하인 것이 좋다.

그리고, 상기 강판은 두께 방향의 경도편차가 Hv 50 이내인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명은 50~100mm 인 두께를 가지는 강판을 대상으로 할 때 효과적이다.

상기의 유리한 효과를 가지는 본 발명의 강판을 제조하기 위한 방법은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10중량%, Si : 0.10 ~ 0.5중량%, Mn : 1.3 ~ 1.7중량%, B : 0.0005 ~ 0.0025중량%, Ti : 0.005 ~ 0.03중량%, N : 0.010중량% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.03중량%, Sol. Al : 0.005~0.055중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Ti와 N의 함량비율 Ti/N이 2.0 이상이며, 하기 관계식 2로 표현되는 성분지수(CP)가 40 내지 50 사이인 강 스라브를 1000 ~ 1250℃의 온도범위로 재가열하여, 압하량 30%이상의 마무리 압연을 Ar3 ~ 오스테나이트 재결정온도의 온도범위에서 실시한 후, Ar3 이상의 온도에서 강판 중심부 기준으로 1.5℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하여 350 ~ 550℃ 온도에서 냉각을 정지하는 것을 특징으로 한다.

[관계식 2]

이때, 본 제조방법의 대상으로 하는 스라브는 상기의 유리한 조성외에 중량 %로 Cu : 0.5중량% 이하, Ni : 0.5중량% 이하, Cr : 0.15중량% 이하 및 Mo : 0.15 중량% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.012% 및 S : 0.005% 이하로 제어된 것이 좋다.

또한, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.010% 및 S : 0.003% 이하로 제어된 것이 좋다.

그리고, 상기 제조되는 강판은 두께가 50~100mm가 일 때 본 발명의 유리한 효과를 얻을 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

(강판의 조직)

본 발명에서 대상으로 하는 강판은 내부에 폴리고날 페라이트 또는 마르텐사이트를 가능한 한 포함하지 않는 액시큘라 페라이트(acicular ferrite) 또는 베이나이트 조직을 가지는 것이 바람직하다. 특히, 두께 중심부(전체 두께를 t라 하였을 때 t/4 ~ 3t/4 두께 범위, 즉 두께 중심(t/2)±t/4)의 폴리고날 페라이트의 함량이 10% 이하로 억제되어야 본 발명에서 목적하는 강판의 강도와 인성을 얻을 수 있므며 표층부(표층하 1mm에서 t/4 범위, 반대편도 마찬가지임)에서 마르텐사이트의 함량이 10% 이하로 억제되어야 본 발명에서 목적하는 강판의 두께 방향 경도 편차를 얻을 수 있다.

이러할 경우, 상술한 본 발명의 강조성을 만족시키는 강판은 표층하 1mm와 두께 중심 편석부를 제외한 두께 방향 모든 부위에서 액시큘라 페라이트(acicular ferrite)를 주체로 하고 기타 베이나이트(bainite)를 포함하는 조직이 얻어질 수 있다.

(강의 조성)

본 발명에서 대상으로 하고 있는 강판의 조성은, 중량 백분율로 C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.10 ~ 0.5%, Mn : 1.3 ~ 1.7%, P : 0.012% 이하, S : 0.005% 이하, B : 0.0005 ~ 0.0025%, Ti : 0.005 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.03%, Sol. Al : 0.005~0.055%, N : 0.01% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 그 특징으로 한다. 또한 Ti/N 비가 2.0 이상이고 하기 관계식 1로 표현되는 지수(CP)가 40~50 범위에 있어야 한다.

[관계식 1]

이하에서 본 발명에서 대상으로 하는 강판의 조성 한정이유를 설명한다.

C : 0.05 ~ 0.10중량%

C는 고용강화를 일으키고 강의 소입성을 향상시켜서 강도상승에 유효한 원소로서 두께 중심부에서 목적하는 인장강도를 확보하기 위해서는 0.05중량% 이상은 투입하여야 한다. 또한 용접부에서 저온 인성을 확보하기 위해서는 용접 후 냉각 중 붕탄화물을 형성시킴으로써 액시큘라 페라이트와 같은 연질조직이 형성될 수 있도록 0.05중량% 이상은 투입하여야 한다. 그러나, 과다하게 투입하면 표면부의 경도를 증가시킴으로써 두께 방향 경도 편차를 증대시킬 뿐만 아니라 모재의 인성을 감소시키고 용접부에 MA(Martensite-Austenite Consitituent; 도상 마르텐사이트)의 분율을 증가시켜 오히려 용접부 인성이 극히 열화되므로 탄소의 상한은 0.1중량%로 한다.

Si : 0.10 ~ 0.5중량%

Si는 알루미늄을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하므로 0.10중량% 이상 투입할 필요가 있다. 그러나 Si가 과다하게 투입될 경우에는 용접 HAZ에서 형성된 도상 마르텐사이트가 분해되지 않기 때문에 취성 파괴가 일어날 위험성이 현저히 높아지는 문제가 있으며 모재의 인성도 감소시킴으로 0.5중량%를 초과하여 투입하면 불리하다.

Mn : 1.3 ~ 1.7중량%

Mn은 강의 강도를 상승시키면서 항복비를 낮추는 역할을 하고 특히 강의 경화능을 증가시킴으로써 폴리고날 페라이트 분율을 억제하는 효과가 있기 때문에 1.3중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, Mn이 과도하게 첨가될 경우에 강도는 높으나 인성이 저하하며 또한 용접 열영향부(HAZ, Heat Affected Zone)의 인성을 감소시키는 원소이므로 1.7중량% 이하로 그 함량이 제어되어야 한다.

B : 0.0005 ~ 0.0025중량%

B은 본 발명의 핵심적인 원소로써 소량의 첨가에 의해서 강의 경화능을 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 목적하는 극후 강판의 두께 중심부에서 폴리고날 페라이트가 거의 없는 액시큘라 페라이트 조직을 얻고 목적하는 강도를 확보하기 위해서는 0.0005중량% 이상의 첨가가 필요하지만 0.0025중량%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우에는 두께 중심부에서의 경화능을 감소시켜 강도 저하를 일으키며 두께 방향의 경도 편차를 증대시킬 수 있기 때문에 그 첨가량은 0.0025중량% 이하로 제어되어야 한다.

Ti : 0.005 ~ 0.03중량%

본 발명에서 Ti은 B과 더불어 매우 중요한 원소인데, B의 경화능 향상 효과를 위해서는 압연 완료 후에 B은 원자 상태로 존재해야 하며 이를 위해서는 B과 친 화력이 강한 N이 압연 재가열 또는 압연 중에 고용 N 상태로 존재하면 BN 화합물을 형성함으로써 B의 경화능 증대 효과는 사라지게 된다. 따라서 B에 비해서 N과 친화력이 더 강한 Ti을 첨가함으로써 TiN을 먼저 형성시킴으로써 BN 형성을 억제할 필요가 있다. 이와 같은 목적을 위해서는 Ti은 최소 0.005중량% 이상 첨가되어야하며 0.03중량%을 초과하는 경우에는 그 효과는 포화되며 지나치게 많이 첨가될 경우에는 연속주조 조업 중의 노즐 막힘 또는 조대한 개재물이 다량 형성됨으로써 강재의 인성 저하를 일으킬 수 있으므로 0.03중량% 이하로 제어할 필요가 있다.

N : 0.010중량% 이하

N은 강을 제조하는 제강 공정에서 피할 수 없는 원소이지만 Ti 및/또는 Al과 반응하여 질화물을 형성하고, 그 결과 조직을 미세화 시키는 효과를 가진다. 그러나, N을 0.010중량% 이상 투입하기 위해서는 제강과정에서 질화망간이나 시안화화합물 등을 과다하게 투입하는 등 특별한 가질 처리가 필요할 뿐만 아니라 강중의 고용 N가 존재함으로써 B의 경화능 향상 효과를 해치는 등의 문제가 있으므로 상기 N은 0.010중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 보다 바람직하게는 Ti과 N의 함량은 그 함량비를 고려해서 제어되는 것이 필요하다. 즉, Ti과 N의 중량비(Ti/N 비)를 2.0 이상으로 제어해야 Ti으로 고용 N을 효과적으로 제어할 수 있기 때문에 Ti 함량은 Ti/N 중량비 2.0 이상으로 첨가되어야 한다.

Nb : 0.005 ~ 0.03중량%

Nb은 B 및 Ti과 함께 본 발명에서 중요한 원소인데, B의 경화능 향상 효과를 충분히 활용하기 위해서는 Nb을 동시에 첨가하는 것이 필요하다. 또한, Nb는 오스테나이트 입경을 미세화 시키며, 미재결정영역을 넓게 하는 동시에 최종 조직의 미세화 및 강도향상에도 기여한다. 이와 같은 목적을 위해서는 0.005중량% 이상 투입할 필요가 있지만 고가의 합금원소이고 0.03중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 그 효과가 크게 증대되지 않을 뿐만 아니라 용접부의 인성을 해치기 때문에 그 상한을 0.03중량%로 한다.

Sol. Al : 0.005~0.055중량%

Al은 강의 주요한 탈산제이므로 그 유효 성분인 Sol. Al이 0.005중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나 0.055중량%를 초과하여 함유될 경우에는 탈산효과가 포화되므로 그 상한을 0.055중량%로 한다.

상기의 강조성은 고강도, 고인성의 우수한 성질을 가질 뿐만 아니라, 두께 방향의 재질편차를 저감하는데 유리한 조성인 것이다. 다만, 상기 강조성에 더하여 보다 유리한 효과를 얻기 위해서는 하기하는 Cu, Ni, Cr 또는 Mo 중 1종 이상을 추가로 포함시키는 것이 바람직하다.

Cu : 0.5중량% 이하 및 Ni : 0.5중량% 이하

Cu와 Ni는 용접부 인성을 크게 저하시키지 않고 강의 경화능을 증가시켜서, 결과적으로 강 조직내에 폴리고날 페라이트가 생성되는 것을 억제하는 역할과 고용강화에 의해서 강도 향상에도 효과적 이다. 그러나 상기 Cu 및 Ni는 고가의 원소이고 일정량 이상 첨가할 경우 그 효과가 포화되기 때문에 각각의 상한을 0.5중량%로 한다.

Cr : 0.15중량% 이하

Cr은 강의 경화능을 대폭 향상시킬 수 있는 원소이기 때문에 Cr의 함량이 증가할 수록 폴리고날 페라이트 형성을 억제하여 강의 강도는 향상될 수 있다. 하지만 과다하게 첨가될 경우 용접성을 해칠 뿐만 아니라 마르텐사이트가 형성될 수 있으며 매우 고가이기 때문에 0.15중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.15중량% 이하

Mo도 Cr과 같은 효과가 있기 때문에 폴리고날 페라이트의 억제와 강도 증가에 효과적인 원소지만 과다하게 첨가될 경우 용접성을 해치고 마르텐사이트가 형성될 수 있으며 매우 고가 원소이기 때문에 0.15중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

기타, 본 발명의 강은 제강과정에서 완전한 제거가 불가능한 P, S 등의 불순 물을 포함할 수 있으며, 그들은 강의 물성을 더욱 향상시키기 위하여 하기의 조건으로 제한되는 것이 더욱 바람직하다.

P : 0.012중량%이하(바람직하게는 0.010중량% 이하)

P는 입계편석을 일으킴으로써 강을 취화시키는 원소로서 본 발명과 같이 액시큘라 페아이트 및/또는 베이나이트가 주요 조직인 강에서는 인성을 향상시키기 위해서 적극 저감하여야 할 필요가 있으나, P을 극한까지 저감하기 위해서는 제강 공정부하가 심화되고 0.012중량%이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로 그 상한을 0.012중량%로 한다. 이러한 P함량은 0.010중량% 이하로 하는 것이 상기와 같은 P의 악영향을 배제하기 위해서 보다 바람직하다.

S : 0.005중량%이하(바람직하게는 0.003중량% 이하)

S는 강의 적열취성을 일으키는 원소로서, 상기 P와 마찬가지로 제강 공정 부하를 고려하여 그 상한을 0.005중량%, 바람직하게는 0.003%이하로 한정한다.

상기 조성에 더하여 본 발명에 의한 강은 하기 관계식 2로 표현되는 성분 지수(CP)가 40~50 범위이어야 한다. 상기 성분 지수는 두꺼운 강판을 수냉각 할 경우에 두께 중심부에서는 폴리고날 페라이트를 어느 정도 억제할 수 있는가를 결정할 수 있으며 표층부에서는 마르텐사이트를 어느 정도 억제할 수 있는가를 동시에 결정할 수 있는 척도이다.

[관계식 2]

본 발명에서 상기 CP를 제안한 이유는 다음과 같다.

본 발명의 발명자들의 연구결과에 의하면, 현재까지 제안된 강판의 냉각방식을 사용하여 강판을 냉각할 때, 본 발명에서 대상으로 하는 두께 50mm 이상 100mm 정도의 극후물재의 두께 중심부에서 얻을 수 있는 최대 냉각속도는 강판의 두께와 냉각방법에 따라 변하지만 대략 3~6℃/sec 정도이다. 한편, 상기의 중심부 최대 냉각속도를 얻기 위해 표층부 1mm 직하에서 얻어지는 냉각속도는 20~40℃/sec 정도로서 두께 중심부와 표층부 직하의 냉각속도는 큰 차이가 난다.

따라서, 통상의 강판에서는 냉각속도가 빠른 표층부는 마르텐사이트가 형성되기 쉬우며, 반대로 냉각속도가 느린 중심부는 폴리고날 페라이트가 형성되기 쉬운 경향을 가지는 것이다. 이러한 경향을 억제하지 못할 경우 강판 표층부에는 마르텐사이트의 분율이 높아지고 중심부에는 폴리고날 페라이트의 분율이 높아지게 되는데, 마르텐사이트는 대표적인 경질조직으로서 강의 강도는 향상시키지만 인성을 취약하게 하는 조직이며, 반대로 폴리고날 페라이트는 대표적인 연질조직으로서 인성 확보에는 효과적이지만 강의 고강도화에는 적합하지 않다. 따라서, 이러한 조직 편차를 가지는 강은 표층부는 인성이 열악하고, 반대로 중심부는 강도가 낮은 재질편차가 심한 강재가 되는 것이다. 또한, 이러할 경우 중심부와 표층부의 경도차이도 극심하게 되어 본 발명에서 목적하는 경도편차 저감효과를 달성하기가 어렵다.

따라서, 상기 CP는 본 발명의 발명자들이 이러한 문제를 해결하기 위해서 장기간 연구한 끝에 도출한 변수로서, 상기 CP가 일정한 범위에 유지될 경우 표층부의 마르텐사이트와 중심부의 폴리고날 페라이트가 형성되는 경향이 억제될 수 있어, 강판 전체의 재질편차가 최소화 될 수 있다. 본 발명의 목적을 달성하기 위해서는 강판의 이상부위를 제외한 나머지 부위 폴리고날 페라이트와 마르텐사이트의 면적분율이 각각 10% 이하로 억제될 필요가 있다. 강판의 이상부위라 함은 강판 내부에 형성된 중심편석 부위와 표층부부터 표층부 직하 1mm 깊이까지의 부위를 말하는데, 중심편석 부위는 비정상적으로 고용원소들이 다량 편석된 부위로서 통상의 강재의 성질을 확보하기 곤란한 위치를 말하며, 표층부부터 표층부 직하 1mm 깊이까지의 위치는 냉각속도에 의한 영향을 극단적으로 받는 부위이기 때문이다.

물론 상술하였듯이, 본 발명에서 목적하는 강도와 인성 및 강재의 용접성을 확보하기 위하여 각 성분의 상한과 하한을 엄격히 규정하였고, 상기와 같이 각 성분의 상하한에 의해 정해지는 많은 부분의 강판 조성에서 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 그러나, 비록 상술한 바와 같이 본 발명의 강판 조성을 만족시키는 경우 라 하더라도 본 발명의 목적을 달성하지 못하는 경우가 일부 발견되었다. 따라서, 본 발명자들은 본 발명의 강판조성의 범위 내에서 본 발명을 만족시키는 경우와 만족시키지 못하는 일부 경우에 대하여 비교 분석한 결과 상술한 CP라는 값에 의해 그 경향을 설명할 수 있었고 따라서 본 발명에서 규정하고 있는 조성범위 내에서 상기 CP를 일정 범위로 제어하면 본 발명의 목적을 달성할 수 있음을 확인할 수 있었던 것이다.

상기의 실험 결과를 그림 1에 나타내었는데, 하기 표 1에 나타낸 CP를 변화시킨 합금들에 대해서 상기 이상부위를 제외한 부위의 폴리고날 페라이트와 마르텐사이트 면적율을 점산법으로 측정한 결과를 도시하였다. 그림 1에서 폴리고날 페라이트의 면적율은 상술한 바와 같이 50~100mm 두께의 강판을 가속냉각할 경우에 중심부에서 통상적으로 얻을 수 있는 최대 냉각속도인 3℃/sec의 50%에 해당하는 1.5℃/sec에서 측정하였으며 마르텐사이트의 면적율은 상술한 바와 같이 50~100mm 두께의 강판을 가속냉각할 경우에 표층하 1mm에서 통상적으로 제어할 수 있는 냉각속도인 40℃/sec에서 측정하였다.

도 1에서 알 수 있듯이 상기 (1)식으로 표현되는 지수(CP)가 40 이상에서는 폴리고날 페라이트의 면적율이 10% 이하이며 이는 CP가 40 이상인 경우에는 1.5℃/sec(50~100mm 두께의 중심부의 통상적인 냉각속도인 3℃/sec보다 느린 냉각속도임)에서도 폴리고날 페라이트의 면적율은 10% 이하로 유지할 수 있음을 의미한다. 한편, 상기 CP가 50 이하에서는 마르텐사이트의 면적율이 10% 이하이며 이는 CP가 50 이하인 경우에는 50~100mm 두께의 표층하 1mm에서의 통상적인 냉각속도인 40℃/sec에서도 마르텐사이트의 면적율을 10% 이하로 유지할 수 있음을 의미한다.

도 2에는 상술한 CP를 변화시킨 합금들의 100mm 두께의 강판에 대해서 두께 방향 2mm 간격으로 측정된 비커스 경도의 최대값과 최소값의 차이를 나타내었다. 상술한 바와 같이 본 발명의 CP 범위인 40~50 사이의 경우에 경도차이를 50Hv 이하로 제어할 수 있음을 알 수 있다. 상술한 바와 같이 이는 표층부에서는 마르텐사이트가 10% 이하로 억제되고 두께 중심부에서는 폴리고날 페라이트가 10% 이하로 억제된 결과이다.

또한 상술한 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 극후물 강재는 50~100mm인 두께를 가지면서도 두께 방항의 경도편차가 Hv 50 이내로 제어된 극후물 강재인 것이다.

상기와 같은 조건의 극후물강은 하기와 같은 엄격한 제조조건에 의해 제조되는 것이 바람직하다.

(압연 및 냉각조건)

본 발명은 본질적으로 후강판 제조에서 일반적으로 통용되고 있는 제어압연 과 가속냉각 공법에 있어서 상술한 성분과 조직이 제어되는 것에 의해서 발명의 효과가 발휘될 수 있다. 하지만 발명의 효과를 더욱 높이기 위해서는 압연과 냉각조건이 통상적인 방법보다 더 정밀하게 제어할 필요가 있다.

재가열 온도 :1000℃ ~ 1250℃

상술한 성분으로 구성된 강 스라브를 열간압연하기 위해서는 소정의 온도로 가열하는 것이 필요하다. 본 발명의 목적을 달성하기 위해서는 후속의 압연 완료 후에 B이 원자상태로 존재해야 한다. 이를 위해서는 가열 중에 B은 고용 상태로 유지시키는 한편 N은 TiN으로 석출시킴으로써 고용 N을 낮춤으로써 압연 후 냉각 중에 BN이 석출하지 않도록 제어하는 것이 필요하다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는 스라브는 1000℃ 이상 가열함으로써 응고 중에 형성된 BN을 강 중에 다시 고용시켜야 한다. 한편, 1250℃ 이상으로 가열하는 경우에는 TiN 석출물이 용해됨으로써 강 중에 고용 N이 다량 포함된다.

따라서 스라브의 재가열 온도는 1000℃ 이상 1250℃ 이하로 제어하는 것이 필요하다.

마무리 압연 온도 : Ar3 ~ 오스테나이트 재결정온도

마무리 압연 온도는 본 발명의 목적을 달성하기 위한 중요한 구성수단 중 하나이다. 페라이트 변태온도인 Ar3 이하에서 마무리 압연이 이루어질 경우에는 폴리 고날 페라이트가 형성됨으로써 본 발명에서 목적하는 폴리고날 페라이트 분율을 10% 이하로 하는 것이 어렵게 된다. 따라서 마무리 압연은 Ar3 온도 이상에서 실시되어야 한다. 한편, 마무리 압연온도가 너무 높아서 오스테나이트 재결정온도 이상이 될 경우에는 결정립이 조대해짐으로써 인성이 나빠질 뿐만 아니라 표층부에서의 강의 경화능이 너무 커져서 마르텐사이트 분율이 10% 이상으로 높아질 수도 있기 때문에 그 상한은 오스테나이트 재결정온도 이하로 하는 것이 바람직하다.

따라서, 마무리 압연 개시온도는 오스테나이트 재결정 온도 이하 Ar3 변태온도 이상인 것이 바람직하다.

마무리 압연시 압하량 : 30% 이상

마무리 압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키는 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 마무리 압연시 압하량은 30% 이상인 것이 바람직하며 보다 바람직하게는 45% 이상으로 하는 것이 오스테나이트 결정립 미세화에 매우 효과적이다. 만일 상기 마무리 압연시의 압하량이 30% 미만일 경우에는 오스테나이트 결정립 미세화 효과가 충분하지 못하여 강재의 인성이 저하되고 강도향상 효과가 미흡하게 되기 때문이다.

냉각개시온도 : Ar3 이상

강재가 Ar3 이상에서 마무리 압연을 완료했다고 해고 Ar3 이상의 온도에서 수냉각이 개시되지 못할 경우에는 공냉 중에 조대한 폴리고날 페라이트가 형성되게 된다. 이러한 경우에는 본 발명에서 목적하고 있는 조직을 얻을 수 없을 뿐만 아니라 강도와 인성도 저하하게 된다. 따라서 강재의 온도가 페라이트 생성영역에 진입하기 전, 즉 Ar3에 도달하기 전에 냉각을 개시하여야 본 발명에서 제공하는 소기의 목적을 달성할 수 있게 된다.

냉각속도 : 1.5℃/sec 이상

통상적인 방법으로 가속냉각을 실시하는 경우에는 상술한 성분 범위에서 본 발명의 목적을 달성 할 수 있다. 그렇지만 강재의 냉각속도가 매우 느린 경우, 예로서 압연 완료 후 공냉을 실시하는 경우는 강판 전체에 걸쳐 폴리고날 페라이트가 다량 생성됨으로써 그 목적을 달성할 수 없게 된다. 따라서 본 발명의 목적을 효과적으로 달성하기 위해서는 두께 중심부에서 폴리고날 페라이트가 억제될 수 있을 정도로 냉각하는 것이 필요하게 된다.

즉, 이러한 목적을 위해서는 강재의 중심부 냉각속도는 1.5℃/sec 이상일 필요가 있다.

냉각정지온도 : 350 ~ 550℃

강재의 냉각이 550℃ 이상의 온도에서 정지될 경우에는 두께 중심부에서 폴리고날 페라이트가 생성될 수 있으며 본 발명에서 목적하는 침상 페라이트의 형성 에 방해가 된다. 또한, 강재의 냉각이 350℃ 미만의 온도에서 정지될 경우에는 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온조직의 분율이 높아지게 되는데, 상기 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온조직은 응력-변형률 곡선에서 확인할 수 있는 항복거동이 항복점이 나타나지 않는 소위 연속항복을 일으키게 되므로 일정수준까지는 그 비율이 증가할수록 오히려 항복강도가 감소하는 현상을 초래한다.

따라서, 본 발명과 같이 강판의 전체 두께에 저온조직을 생성시키는 것이 곤란한 후물 강판의 경우에는 상기 저온조직의 분율이 높아지는 것을 방지하는 것이 항복강도를 더욱 향상시키는데 효과적일 수 있다. 그러므로, 강재의 냉각정지온도는 350 ~ 550℃인 것이 바람직하다.

(실시예 1)

본 발명에 따라 제공되는 강판의 물성을 확인하기 위하여 하기 표 1에 기재된 강 조성의 슬라브를 조압연 한 후 각 조성별로 미재결정역 온도와 Ar3 사이의 온도에서 40%의 누적 합하율로 열간압연을 행하였으며 이때 강판 두께는 50mm와 100mm 이었다. 압연 후 Ar3+10℃ 이상의 온도에서 냉각을 개시하였으며 냉각시 강판 중심부의 냉각속도가 3℃/sec가 되도록 냉각 조건을 조절하였다.

번호	C	Si	Mn	P	S	B	Ti	Nb	Cu	Ni	Cr	Mo	N	Ti/N	CP
비교강1	0.024	0.34	1.53	0.007	0.003	0.0011	0.012	0.030	0.30	0.30	0	0	0.0038	3.16	40.7
발명강1	0.050	0.32	1.56	0.012	0.004	0.0012	0.013	0.020	0.10	0.10	0	0	0.0037	3.51	41.8
발명강2	0.075	0.31	1.55	0.008	0.002	0.0011	0.013	0.019	0	0	0	0	0.0036	3.61	44.3
발명강3	0.100	0.30	1.52	0.005	0.002	0.0011	0.012	0.018	0	0	0	0	0.0036	3.33	48.0
비교강2	0.110	0.25	1.54	0.010	0.002	0.0014	0.011	0.021	0	0	0	0	0.0031	3.55	49.8
발명강4	0.084	0.10	1.58	0.012	0.003	0.0012	0.012	0.020	0	0	0	0	0.0036	3.33	44.8
발명강5	0.070	0.50	1.54	0.008	0.002	0.0010	0.015	0.021	0	0.10	0	0	0.0049	3.06	45.2
비교강3	0.095	0.63	1.43	0.011	0.003	0.0012	0.012	0.020	0	0	0	0	0.0035	3.43	48.7
발명강6	0.082	0.33	1.30	0.009	0.004	0.0012	0.016	0.023	0	0	0	0	0.0038	4.21	43.4
발명강7	0.077	0.28	1.70	0.007	0.002	0.0009	0.012	0.020	0	0	0	0	0.0036	3.33	46.1
비교강4	0.072	0.29	1.21	0.009	0.003	0.0006	0.012	0.020	0	0	0	0	0.0033	3.64	40.3
비교강5	0.093	0.28	1.82	0.011	0.002	0.0012	0.013	0.010	0	0	0	0	0.0033	3.94	49.1
비교강6	0.091	0.35	1.56	0.018	0.003	0.0013	0.012	0.019	0	0	0	0	0.0036	3.33	47.3
발명강8	0.082	0.31	1.57	0.008	0.005	0.0005	0.015	0.030	0	0	0	0	0.0029	5.17	46.6
발명강9	0.082	0.27	1.57	0.008	0.002	0.0025	0.013	0.018	0	0	0	0	0.0036	3.61	45.3
비교강7	0.074	0.31	1.51	0.009	0.003	0	0.012	0.017	0	0	0	0	0.0029	4.14	43.6
비교강8	0.086	0.31	1.53	0.009	0.003	0.0038	0.025	0.011	0	0	0	0	0.0039	6.41	45.3
발명강10	0.083	0.30	1.58	0.005	0.002	0.0012	0.005	0.024	0	0	0	0	0.0025	2.00	46.3
비교강9	0.082	0.32	1.57	0.008	0.002	0.0013	0	0.022	0	0	0	0	0.0034		46.0
비교강10	0.083	0.31	1.58	0.009	0.002	0.0012	0.007	0.015	0	0	0	0	0.0046	1.52	45.6
발명강11	0.085	0.29	1.59	0.007	0.003	0.0012	0.030	0.024	0	0	0	0	0.0101	3.00	46.7
발명강12	0.073	0.35	1.58	0.007	0.004	0.0013	0.012	0.005	0	0	0	0.04	0.0037	3.24	44.0
비교강11	0.079	0.32	1.54	0.006	0.002	0.0011	0.012	0	0	0	0	0	0.0033	3.64	43.4
발명강13	0.060	0.19	1.40	0.006	0.001	0.0011	0.012	0.020	0	0.16	0	0	0.0038	3.16	40.1
비교강12	0.051	0.12	1.32	0.006	0.003	0.0011	0.012	0.006	0	0	0	0	0.0035	3.43	35.7
발명강14	0.055	0.31	1.56	0.009	0.002	0.0014	0.014	0.018	0.50	0.50	0	0	0.0039	3.59	47.6
발명강15	0.074	0.32	1.56	0.007	0.002	0.0012	0.012	0.019	0	0	0.15	0	0.0034	3.53	44.5
발명강16	0.079	0.27	1.54	0.007	0.001	0.0013	0.012	0.011	0	0	0.05	0.15	0.0034	3.53	46.2
발명강17	0.082	0.36	1.66	0.006	0.003	0.0011	0.014	0.024	0.15	0.15	0.05	0.05	0.0037	3.78	50.1
비교강13	0.079	0.43	1.69	0.008	0.002	0.0013	0.012	0.028	0.30	0.30	0	0	0.0037	3.24	54.8

단, 상기 표 1 중 각 원소의 함량은 중량%를 의미하며 언급되지 않은 sol. Al의 함량은 본 발명의 범위(0.005~0.055중량%)를 만족하도록 첨가되었다.

상기한 조건으로 두께 50mm와 100mm의 강판을 제조하였다. 100mm 두께의 강판에서는 미세조직과 경도차를 측정하였으며 50mm와 100mm 각 강판의 중심부에서 채취한 시편(시편의 두께방향 중심선과 강판의 두께 방향 중심선을 일치시켜 채취)의 물성을 측정하였다. 또한, 300kJ/cm의 입열량으로 용접한 용접부의 용융선(fusion line)에서 충격인성을 측정하였으며 이 모든 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

단, 여기서 VF는 폴리고날 페라이트의 면적분율로 두께 중심부(강판의 두께를 t라고 할때, 표면으로부터 t/4 ~ 3t/4 범위)의 0.01mm 제곱밀리미터 당 점산법으로 측정된 폴리고날 페라이트의 면적율이고, VM은 표층하 2mm에서 두께의 t/4 범위에서 동일한 방법으로 측정된 마르텐사이트의 면적율 이다. 경도차이는 표면에서 표층하 2mm 범위와 두께 중심부의 편석부를 제외한 지역에서 비커스 경도로 측정된 최고 경도와 최소 경도의 차이이다. 모재와 용접부의 DBTT는 상온(20℃)에서 -140℃ 범위에서 20℃ 간격으로 측정된 Charpy V-noch 충격시험 결과로부터 측정된 연성-취성 천이온도로써 200J을 에너지값을 보이는 온도 이다.

상기 표 2의 실시예에서 알 수 있듯이 본 발명으로 조성된 강들은 100mm 두께의 강판의 두께 중심부에서는 폴리고날 페라이트가 10% 이하로 억제되고 표층부에서는 마르텐사이트가 10% 이하로 억제됨으로써 결과적으로 두께 방향의 경도 차이가 50Hv 이하로 제어될 수 있다. 또한 50mm와 100mm 두께의 강판의 두께 중심부의 항복강도는 399 MPa 이상이며 인장강도도 536 MPa 이상이며 DBTT 또한 -52℃ 이하로써 본 발명이 목적하는 바가 달성됨을 알 수 있다. 한편, 용접부 인성을 측정한 결과에서도 본 발명으로 조성된 상들은 -20℃에서의 충격인성이 132J 이상이며 DBTT도 -35℃ 이하로 매우 우수한 것을 알 수 있다.

이에 반해서 대한민국 등록특허공보(B1) 10-0266378의 대표적인 성분인 비교강1을 보면, 두께 방향 조직 분율과 경도 편차는 본 발명과 유사하게 그 목적을 달성하고 있으나 상술한 바와 같이 C 함량이 지나치게 낮음으로 인해서 100mm 두께의 중심부 강도는 상당히 낮을 뿐만 아니라 용접부 인성도 상당히 낮음을 알 수 있다.

한편, C의 함량이 너무 높은 비교강2의 경우에는 강도는 상당히 높으나 표층부의 마르텐사이트 분율 증가와 C의 고용강화 증가에 의해서 경도차가 50Hv 이상이며 특히 모재의 DBTT도 -50℃ 보다 높으며 용접부의 인성 또한 본 발명의 목적에 적합하지 않음을 알 수 있다.

Si의 함량이 본 발명의 상한을 초과한 비교강3의 경우에도 상술한 바와 같이 경도 편차와 강도는 본 발명의 목적에 적합하다고 할 수 있으나 모재와 용접부의 인성이 매우 낮음을 알 수 있다.

한편, Mn의 함량이 본 발명의 하한보다 적은 비교강4는 경화능이 낮기 때문에 100mm 두께의 강판에서 두께 방향의 조직과 경도 편차 및 두께 중심부 강도가 본 발명의 목적에 적합하지 않으며 Mn의 함량이 본 발명의 상한보다 많은 비교강5는 모재와 용접부의 충격인성이 너무 낮기 때문에 본 발명의 목적에 적합하지 않음을 알 수 있다.

P 함량이 본 발명의 상한보다 높은 비교강6의 경우에는 모재와 용접부의 충격인성이 낮기 때문에 본 발명에 적합하지 않다.

B이 첨가되지 않은 비교강7은 두께 중심부에서 폴리고날 페라이트 분율이 10% 이상으로 높으며 결과적으로 100mm 강판의 두께 중심부에서 강도가 저하됨으로써 본 발명이 목적하는 바를 충족하지 못함을 알 수 있다. 한편, B이 과도하게 첨가된 비교강8의 경우에도 상술한 바와 같이 B의 붕탄화물등의 석출로 인하여 오히려 B 효과가 반감됨으로써 경도편차가 50Hv 이상일 뿐만 아니라 100mm 강판의 두께 중심부 강도와 인성도 본 발명의 목적에 적합하지 않음을 알 수 있다.

Ti을 첨가하지 않은 비교강 9와 Ti/N비가 2 이하인 비교강10의 경우에는 상술한 바와 같이 강중의 고용 N을 충분히 낮추지 못했기 때문에 BN이 형성됨으로써 두께 중심부에서 폴리고날 페라이트의 분율이 10% 이상이며 두께 방향 경도차이도 50Hv 이상이고 두께 중심부의 인장강도도 본 발명에서 목적하는 수준 이하임을 알 수 있다.

비교강11은 Nb가 첨가되지 않은 경우로써 Nb에 의한 B의 경화능 향상 효과가 발현되지 않았기 때문에 두께 중심부의 폴리고날 페라이트 분율이 10%를 초과하며 경도 편차도 50Hv 이상일 뿐만 아니라 100mm 두께 강판의 두께 중심부의 강도가 본 발명에서 목적하는 수준 이하임을 알 수 있다.

비교강12와 비교강13은 각자의 성분이 본 발명의 범위에 있으나 본 발명에서 제안한 CP가 본 발명의 범위를 초과하는 경우에 대한 결과이다. CP가 본 발명의 하한보다 적은 비교강12는 두께 중심부의 폴리고날 페라이트가 10%를 초과하며 경도 편차도 50Hv를 초과할 뿐만 아니라 50mm와 100mm 강재의 두께 중심부 강도가 본 발명의 목적하는 바에 훨씬 못 미치는 것을 알 수 있다. 한편, CP가 본 발명의 상한을 초과하는 비교강13은 표층부의 마르텐사이트 분율이 10%를 초과하며 경도편차도 50Hv를 초과하는 것을 알 수 있다. 또한 비교강13의 경우에는 지나친 강도 상승으로 인하여 모재와 용접부의 충격인성이 본 발명이 목적하는 바에 미치지 못함을 알 수 있다.

이상의 결과로부터, 본 발명에 따른 강판의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

(실시예 2)

본 발명의 조건에 따른 조성인 상기 표 1의 발명강1 내지 발명강17의 조성을 가지는 강 슬라브를 이용하여 조압연을 실시한 후 하기 표 3에 기재된 조건으로 압연 및 냉각을 실시하여 100mm 두께를 가지는 후강판을 각각 제조하였다.

구분	번호	Tnr (℃)	Ar3 (℃)	재가열온도 (℃)	T4 (℃)	T5 (℃)	마무리 압하율(%)	냉각개시 온도(℃)	냉각정지 온도(℃)	냉각속도 (℃/sec)
발명재1	발명강2	876	785	1100	875	822	50	808	443	3.1
발명재2	발명강2	876	785	1000	842	816	45	803	452	3.2
발명재3	발명강2	876	785	1250	841	814	45	801	446	3.1
비교재1	발명강2	876	785	900	835	811	45	796	448	3.1
비교재2	발명강2	876	785	1320	842	816	45	810	462	3.2
발명재4	발명강2	876	785	1102	821	807	30	794	428	3.3
발명재5	발명강2	876	785	1098	840	817	45	790	438	3.2
비교재3	발명강2	876	785	1104	953	887	45	876	437	3.4
비교재4	발명강2	876	785	1105	871	843	20	812	404	3.3
비교재5	발명강2	876	785	1089	780	753	45	737	474	3.2
발명재6	발명강2	876	785	1100	838	809	45	785	444	3.1
비교재6	발명강2	876	785	1097	826	786	45	747	437	3.4
발명재7	발명강2	876	785	1111	864	838	45	821	379	1.5
비교재7	발명강2	876	785	1079	846	825	45	804	405	0.4
발명재8	발명강2	876	785	1112	840	821	45	803	350	2.8
발명재9	발명강2	876	785	1101	842	818	45	801	550	4.3
비교재7	발명강2	876	785	1100	844	819	45	801	279	3.1
비교재8	발명강2	876	785	1106	851	825	45	806	626	2.8
발명재10	발명강1	864	784	1097	835	815	45	801	429	3.3
발명재11	발명강3	896	780	1100	834	813	45	800	464	3.1
발명재12	발명강4	958	780	1101	835	816	45	802	417	3.3
발명재13	발명강5	815	782	1103	815	802	45	781	419	3.3
발명재14	발명강6	891	803	1105	845	824	45	812	439	3.4
발명재15	발명강7	890	772	1098	835	812	45	804	454	3.2
발명재16	발명강8	929	781	1100	832	805	45	791	463	3.3
발명재17	발명강9	889	781	1111	837	810	45	805	445	3.1
발명재18	발명강10	897	780	1113	843	816	45	801	432	3.2
발명재19	발명강11	924	779	1103	836	813	45	794	442	3.3
발명재20	발명강12	815	778	1102	815	793	40	779	431	3.5
발명재21	발명강13	915	793	1100	841	816	45	804	442	3.3
발명재22	발명강14	863	753	1102	836	806	45	795	452	3.1
발명재23	발명강15	871	782	1089	835	802	45	786	443	3.3
발명재24	발명강16	860	772	1095	832	804	45	789	432	3.1
발명재25	발명강17	883	758	1101	837	811	45	801	457	2.9

단, 여기서 Tnr은 오스테나이트 재결정온도, Ar3는 오스테나이트 → 페라이트 변태개시온도를 나타낸다. 또한 T4와 T5는 마무리 압연 개시온도와 종료온도를 나타낸다.

상기 표 3의 방법으로 제조한 강판으로부터 상기 실시예 1과 동일한 방식으로 채취한 시편의 물성을 측정한 결과를 하기 표 4에 기재하였다.

구분	조직/경도			기계적 성질
구분	VF (%)	VM (%)	경도차 (Hv)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	DBTT (℃)
발명재1	4.5	1.8	40	413	547	-76
발명재2	4.6	1.4	39	412	555	-69
비교재1	17.4	0	52	388	497	-79
비교재2	6.8	7.3	47	412	542	-31
발명재3	0	9.5	48	401	568	-55
발명재4	4.1	1.4	34	415	551	-74
발명재5	3.9	1.7	36	411	554	-72
비교재3	0	21.6	84	389	589	-32
비교재4	4.3	1.9	39	387	558	-33
비교재5	13.5	64.3	57	447	486	-39
발명재6	4.2	1.5	37	422	548	-75
비교재6	10.4	12.7	42	376	474	-47
발명재7	6.8	0	43	418	532	-67
비교재7	12.3	12.8	29	343	453	-44
발명재8	3.1	1.5	38	395	571	-62
발명재9	6.8	0	42	424	534	-61
비교재8	0	12.3	45	378	602	-48
비교재9	10.8	0	51	419	506	-62
발명재10	8.6	0	41	399	543	-84
발명재11	0.8	4.2	45	425	564	-60
발명재12	3.2	4.4	35	410	558	-73
발명재13	2.1	3.7	24	406	561	-64
발명재14	4.6	1.9	43	411	554	-66
발명재15	0	8.3	38	425	572	-62
발명재16	2.4	6.1	33	418	557	-69
발명재17	1.9	4.8	28	424	561	-66
발명재18	6.5	2.3	37	419	558	-68
발명재19	5.4	2.8	33	415	559	-58
발명재20	2.8	3.9	28	413	554	-65
발명재21	9.6	0	48	401	536	-69
발명재22	0.6	8.2	43	412	578	-68
발명재23	3.4	1.6	38	418	561	-68
발명재24	2.9	2.1	39	419	567	-66
발명재25	0	9.9	49	447	599	-52

단, 여기서 DBTT는 연성-취성파괴 천이온도(Ductile-Brittle Transition Temperature)를 의미한다.

상기한 바와 같이 본 발명에 압연과 냉각 조건에 따른 발명재1 내지 발명재25의 경우에는 모두 두께 중심부의 폴리고날 페라이트 분율이 10% 이하이고 표층하 2mm 제외한 나머지 부위에서는 마르텐사이트의 분율이 10% 이하의 값을 나타내고 있었으며 결과적으로 본 발명이 목적하는 바와 같이 경도차는 50Hv 이하인 것을 알 수 있다. 또한, 두께 중심부의 항복강도는 395 MPa 이상, 인장강도는 532 MPa 이상이고 취성파괴 천이온도(DBTT)가 -52℃ 이하로서 우수한 저온인성을 나타내고 있음을 알 수 있다.

그러나, 재가열 온도가 본 발명의 범위를 벗어난 비교재1의 경우에는 고용 N이 다량 존재하였기 때문에 B의 경화능 향상 역할이 충분하지 않아서 두께 중심부에 폴리고날 페라이트 분율이 본 발명의 범위를 초과하였으며 결과적으로 경도 차이가 50Hv를 초과하였으며 두께 중심부의 항복강도와 인장강도도 목적하는 바에 미치지 못한 낮은 값을 나타내었다.

한편, 재가열 온도가 지나치게 높은 비교재2의 경우에는 경도 차이와 강도는 본 발명의 목적에 부합하지만 오스테나이트 결정립이 너무 커짐으로써 두께 중심부의 DBTT가 매우 높음으로써 본 발명의 목적에 적합하지 않음을 알 수 있다.

오스테나이트 재결정온도 이상에서 마무리 압연을 실시한 비교재3의 경우는 표층부의 경화능이 지나치게 높아짐으로써 표면부에 다량의 마르텐사이트가 형성되고 결과적으로 큰 경도차이를 나타내었다. 또한 압연에 의한 결정립 미세화가 거의 일어나지 못하였기 때문에 DBTT가 -32℃로서 발명재에 비하여 미흡한 결과를 나타내고 있었다.

그리고, 페라이트 변태가 이미 개시된 온도인 Ar3 이하의 온도에서 마무리 압연을 실시한 비교재5는 표면부와 두께 중심부 모두 폴리고날 페라이트가 다량 형성됨으로써, 경도 편차도 50Hv를 초과할 뿐만 아니라 강재 두께 중심부의 인장강도가 486 MPa, DBTT는 -39℃로 본 발명에서 목적하는 값보다 우수하지 못함을 알 수 있다.

한편, 마무리 압연은 Ar3 이상온도에서 실시되었으나 냉각이 Ar3 이하에서 실시된 비교재6의 경우도 비교재5와 유사하게 강판 전체에 걸쳐 폴리고날 페라이트의 분율이 10%를 초과하고 있으며 결과적으로 강도가 낮은 결과를 나타내었다.

비교재4는 마무리 압연시의 압하량이 20%로서 본원의 조건에 부합하지 않는 경우인데, 이로 인한 결정립 미세화 효과가 미흡하여 DBTT가 -33℃로서 저온인성이 양호하지 못하였으며 항복강도도 387 MPa로 약간 미흡하였다.

비교재7은 압연 조건은 본원의 발명에 부합하지만 냉각속도가 공냉에 가까울 정도로 매우 느린 경우인데, 매우 느린 냉각속도로 인하여 두께 전 범위에 걸쳐 폴리고날 페라이트의 분율이 10%를 초과하고 있으며 그로 인하여 강도는 물론 DBTT 특성도 발명재에 비해서 매우 미흡함을 나타내었다.

비교재8은 냉각종료온도가 279℃로서 본 발명에서 규정한 온도 범위보다 낮은 경우이다. 이 경우는 두께 중심부에서도 마르텐사이트의 분율이 10%를 초과하는 등 저온 조직이 과다하게 생성되어 인장시험시 소재 내부에서 연속항복이 일어나고 그 결과 항복강도가 감소하는 결과를 나타내었다.

비교재9는 냉각종료온도가 626℃로서 본 발명에서 규정한 온도범위보다 높은 온도에서 냉각이 종료된 경우이다. 이러할 경우 내부에 폴리고날 페라이트로의 변태가 다량 발생되어 경도 차이가 50Hv를 초과할 뿐만 아니라 두께 중심부의 인장강도가 저하함으로써 본 발명의 목적에 적합하지 않음을 알 있다.

상기에서 살펴본 바와 같이 본 발명의 성분 범위와 미세조직 제어를 통하여 본 발명의 목적을 달성할 수 있으며 본질적으로는 통상적인 후강판의 제어 압연과 제어 냉각 조건을 적용하는 경우에 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 그러나 본 발명에서 규정하고 있는 조건, 즉 강판을 구성하고 있는 성분들에 의해서 결정되는 강판 제조조건을 만족하는 것 또한 본 발명에서 목적하고 있는 미세조직 제어는 물론 두께 방향 경도 차이 제어 및 강판 중심부의 강도와 인성이 향상된 용접구조용 극후물 강판을 제조할 수 있다는 사실을 확인할 수 있었다.

본 발명에 의할 경우, 두께 50mm 이상인 용접구조용 극후물 강판으로서 용접 성을 위해서 성분 첨가를 최소화하면서 두께 중심부의 강도와 인성이 매우 우수하고 두께 방향의 경도 차이가 적은 용접구조용 극후물 강판 및 이를 제조할 수 있는 방법을 제공할 수 있다.

Claims

중량%로, C : 0.05 ~ 0.10중량%, Si : 0.10 ~ 0.5중량%, Mn : 1.3 ~ 1.7중량%, B : 0.0005 ~ 0.0025중량%, Ti : 0.005 ~ 0.03중량%, N : 0.010중량% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.03중량%, Sol. Al : 0.005~0.055중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Ti와 N의 함량비율 Ti/N이 2.0 이상이며, 하기 관계식 1로 표현되는 성분지수(CP)가 40 내지 50 사이인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.

[관계식 1]

CP = 165×%C + 6.8×%Si + 10.2×%Mn + 80.6×%Nb + 9.5×%Cu + 3.5×%Ni + 12.5×%Cr + 14.4×%Mo
제 1 항에 있어서, 중량%로 Cu : 0.5중량% 이하, Ni : 0.5중량% 이하, Cr : 0.15중량% 이하 및 Mo : 0.15중량% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
제 1 항에 있어서, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.012% 및 S : 0.005% 이하로 제어된 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
제 3 항에 있어서, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.010% 및 S : 0.003% 이하로 제어된 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 두께 중심부(전체 두께를 t라 했을때, t/4~3t/4 범위)의 폴리고날 페라이트의 면적분율이 10% 이하이고, 표층부(표층하 1mm에서 t/4 범위, 반대편도 동일) 마르텐사이트의 면적분율이 10% 이하인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은 두께 방향의 경도편차가 Hv 50 이내인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
제 6 항에 있어서, 상기 강판의 두께는 50~100mm 인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
중량%로, C : 0.05 ~ 0.10중량%, Si : 0.10 ~ 0.5중량%, Mn : 1.3 ~ 1.7중량%, B : 0.0005 ~ 0.0025중량%, Ti : 0.005 ~ 0.03중량%, N : 0.010중량% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.03중량%, Sol. Al : 0.005~0.055중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Ti와 N의 함량비율 Ti/N이 2.0 이상이며, 하기 관계식 2로 표현되는 성분지수(CP)가 40 내지 50 사이인 강 스라브를 1000 ~ 1250℃의 온도범위로 재가열하여, 압하량 30%이상의 마무리 압연을 Ar3 ~ 오스테나이트 재결정온도의 온도범위에서 실시한 후, Ar3 이상의 온도에서 강판 중심부 기준으로 1.5℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하여 350 ~ 550℃ 온도에서 냉각을 정지하는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판의 제조방법.

[관계식 2]

CP = 165×%C + 6.8×%Si + 10.2×%Mn + 80.6×%Nb + 9.5×%Cu + 3.5×%Ni + 12.5×%Cr + 14.4×%Mo
제 8 항에 있어서, 중량 %로 Cu : 0.5중량% 이하, Ni : 0.5중량% 이하, Cr : 0.15중량% 이하 및 Mo : 0.15중량% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판의 제조방법.
제 8 항에 있어서, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.012% 및 S : 0.005% 이하로 제어된 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
제 10 항에 있어서, 상기 불순물로 존재하는 P와 S는 각각 중량%로 P : 0.010% 및 S : 0.003% 이하로 제어된 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판.
제 8 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 두께가 50~100mm가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하 고 재질편차가 적은 용접구조용 극후물 강판의 제조방법.