KR100660230B1

KR100660230B1 - 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100660230B1
Application number: KR1020050130078A
Authority: KR
Inventors: 서인식; 김상호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-26
Filing date: 2005-12-26
Publication date: 2006-12-21

Abstract

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

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 강판은 중량 백분율로 C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.10 ~ 0.35%, Mn : 1.35 ~ 1.6%, Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하, Mo : 0.2% 이하, Sol. Al : 0.005~0.055%, Nb : 0.005 ~ 0.05%, Ti : 0.005 ~ 0.017%, N : 0.01% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용접구조용 극후물 강판으로서, 강판 두께를 t라 하였을 때 t/4 ~ 3t/4 두께 범위에서의 폴리고날 페라이트의 면적율이 10% 이하인 것을 특징으로 한다.

용접성, 인성, 고강도, 후강판, 극후물, 애시큘라 페라이트

Description

두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판 및 그 제조방법{THICK STEEL PLATE FOR WELDED STRUCTURE HAVING HIGH STRENGTH AND EXCELLENT TOUGHNESS AT THE CENTER OF THICKNESS AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}

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 향상시키는 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.

이러한 현상은, 용접성을 향상시키기 위하여 합금원소의 첨가량을 제한한 용접용 강판에서 더욱 두드러지게 나타난다. 그 이유는 합금원소의 첨가량이 제한되었기 때문에, 강의 소입성이 현저하게 감소되고, 그 결과 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온변태조직을 형성할 수 있는 임계 냉각속도가 크게 증가하기 때문이다.

그러므로, 후강판의 강도와 인성을 전체적으로 향상시키기 위해서는 특히 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하여야 하는데, 본 발명은 이러한 문제를 해결하기 위해서 두께 50mm 이상의 용접구조용 극후물 강판으로서 두께 중심부의 인장강도가 500MPa 이상, 취성파괴 천이온도가 -50℃ 이하인 고강도 고인성 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 극후물 강판은, 중량 백분율로 C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.10 ~ 0.35%, Mn : 1.35 ~ 1.6%, Sol. Al : 0.005~0.055%, Nb : 0.005 ~ 0.05%, Ti : 0.005 ~ 0.017%, N : 0.01% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용접구조용 극후물 강판으로서, 강판 두께를 t라 하였을 때 t/4 ~ 3t/4 두께 범위에서의 폴리고날 페라이트의 면적율이 10% 이하인 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 조성에 더하여 하기 관계식으로 표현되는 Di가 74 이상인 것이 좋다.

Di = 48.8 + 49log(%C) + 35.1×(%Mn) + 25.9×(%Si) + 14.5×(%Ni) +

9.6×(%Cu) + 76.5×(%Cr) + 105.9×(%Mo) + 1325×(%Nb)

단, 여기서 %C, %Mn, %Si, %Ni, %Cu, %Cr, %Mo, %Nb 등은 각각 해당원소의 중량%를 나타내는 것이다.

그리고, 상기 강판의 상기 Di는 100 이하인 것이 효과적이다.

보다 유리한 효과를 얻기 위해서는 상기 조성에 더하여, 중량%로 Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하 및 Mo : 0.2% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 좋다.

그리고, 상기 강재에 불가피하게 포함되는 불순물 중 P(인)과 S(황)의 함량은 중량%로 P : 0.015%이하, S : 0.005%이하로 제한되는 것이 효과적이다.

보다 유리한 효과를 얻기 위해서는, 상기 강재에 불가피하게 포함되는 불순물 중 P(인)과 S(황)의 함량은 중량%로 P : 0.010%이하, S : 0.003%이하로 제한되는 것이 좋다.

본 발명의 목적을 달성하기 위한 극후물강판의 제조방법은 중량 백분율로 C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.10 ~ 0.35%, Mn : 1.35 ~ 1.6%, Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하, Mo : 0.2% 이하, Sol. Al : 0.005~0.055%, Nb : 0.005 ~ 0.05%, Ti : 0.005 ~ 0.017%, N : 0.01% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가진 강 슬라브를 가열하고 조압연한 후, 오스테나이트 재결정온도 ~ Ar3(냉각시 오스테나이트 → 페라이트 변태개시온도) 온도에서 압하율 30% 이상의 마무리 압연을 실시하고, Ar3 이상의 온도에서 3℃ 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하며, 350 ~ 550℃ 사이의 온도에서 상기 냉각을 정지하는 것이 좋다.

이때, 상기 강슬라브의 조성은 하기 관계식으로 표현되는 Di가 74 이상을 만족시키는 것이 좋다.

Di = 48.8 + 49log(%C) + 35.1×(%Mn) + 25.9×(%Si) + 14.5×(%Ni) +

9.6×(%Cu) + 76.5×(%Cr) + 105.9×(%Mo) + 1325×(%Nb)

또한, 상기 강슬라브의 상기 Di는 100 이하인 것이 좋다.

보다 유리한 효과를 얻기 위해서는 상기 조성에 더하여, 중량%로 Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하 및 Mo : 0.2% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 효과적이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

(강판의 조직)

본 발명에서 대상으로 하는 강판은 내부에 폴리고날 페라이트를 가능한한 포함하지 않는 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 있다. 이러할 경우, 상술한 본 발명의 강조성을 만족시키는 강판의 두께 중심 부에는 애시큘라 페라이트(acicular ferrite)를 주로하고 기타 베이나이트(bainite) 또는 마르텐사이트 등을 포함하는 조직이 얻어질 수 있다.

(강의 조성)

본 발명에서 대상으로 하고 있는 강판의 조성은, 중량 백분율로 C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.10 ~ 0.35%, Mn : 1.35 ~ 1.6%, Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하, Mo : 0.2% 이하, Sol. Al : 0.005~0.055%, Nb : 0.005 ~ 0.05%, Ti : 0.005 ~ 0.017%, N : 0.01% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 그 특징으로 한다.

이하에서 본 발명에서 대상으로 하는 강판의 조성 한정이유를 설명한다.

C : 0.05 ~ 0.10중량%

C는 고용강화를 일으키고 강의 소입성을 향상시켜서 강도상승에 유효한 원소로서 0.05중량% 이상은 투입하여야 한다. 그러나, 과다하게 투입하면 모재의 인성을 감소시키고 용접부에 MA(Martensite-Austenite Consitituent; 도상 마르텐사이트)의 분율을 증가시켜 용접부 인성이 극히 열화되므로 탄소의 상한은 0.1중량%로 한다.

Si : 0.10 ~ 0.35중량%

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 있으므로 0.35중량%를 초과하여 투입하면 불리하다.

Mn : 1.35 ~ 1.6중량%

Mn은 강의 강도를 상승시키면서 항복비를 낮추는 역할을 하고 특히 강의 경화능을 증가시킴으로써 펄라이트 분율을 억제하는 효과가 있기 때문에 1.35중량%이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, Mn이 과도하게 첨가될 경우에 용접 열영향부(HAZ, Heat Affected Zone)의 인성을 감소시키는 원소이므로 1.6중량% 이하로 그 함량이 제어되어야 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.

Nb : 0.005 ~ 0.05중량%

Nb는 오스테나이트 입경을 미세화 시키며, 미재결정영역을 넓게 하는 동시에 최종 조직의 미세화 및 강도향상에 기여하는 원소로서 0.005중량% 이상 투입할 필요가 있지만 고가의 합금원소이고 0.05중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 용접부의 인성을 해치기 때문에 그 상한을 0.05중량%로 한다.

Ti : 0.005 ~ 0.017중량%

Ti 는 산소 또는 질소와 결합하여 다양한 형태의 석출물을 형성하여, 조직을 미세화 시켜서 강의 인성을 향상시키는 역할을 수행하므로 0.005중량% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.017중량%를 초과하여 첨가할 경우 효과가 포화되므로 그 상한을 0.017중량%로 한다.

N : 0.010중량% 이하

N은 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 필요하는 등의 문제가 있으므로 상기 N은 0.010중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

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 역할을 수행한다. 그러나 상기 Cu 및 Ni는 고가의 원소이고 일정량 이상 첨가할 경우 그 효과가 포화되기 때문에 상한을 0.5중량%로 한다.

Cr : 0.1중량% 이하

Cr은 강의 경화능을 대폭 향상시킬 수 있는 원소이다. 따라서, Cr의 함량이 증가할 수록 강의 강도는 향상될 수 있지만 과다하게 첨가될 경우 용접성을 해치게 되므로 0.1중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.2중량% 이하

Mo도 Cr과 마찬가지로 강의 경화능을 대폭 향상시키는 원소이지만 과다하게 첨가될 경우 용접성을 해치게 되므로 0.2중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

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

P : 0.015중량%이하(바람직하게는 0.010중량% 이하)

P는 입계편석을 일으키는 원소로서 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극 저감하여야 할 필요가 있으나, P을 극한까지 저감하기 위해서는 제강 공정부하가 심화되고 0.015중량%이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로 그 상한을 0.015중량%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 1로 표현되는 경화능지수(Di)가 74 이상인 것이 바람직하다. 상기 경화능 지수는 같은 냉각조건(냉각속도 )에 경질 조직이 얼마나 더 잘 형성될 있는가, 바꾸어 말하면 경질조직을 생성시킬 수 있는 냉각속도를 얼마나 낮출 수 있는가를 결정할 수 있는 척도이다. 본 발명의 발명자들의 연구결과에 의하면, 현재 제안된 강판의 냉각방식을 사용하여 강판을 냉각할 때, 본 발명에서 대상으로 하는 두께 50mm 이상 100mm 정도의 극후물재에서 얻을 수 있는 냉각속도는 강판의 두께와 냉각방법에 따라 변하며 대략 3~5℃/sec 정도 이다. 따라서 상기 경화능 지수의 하한치는 상기 3℃/sec 정도의 냉각속도에서 폴리고날 페라이트가 생성되지 않도록 하는 조건인 것이다.

물론 상술하였듯이, 용접성을 확보하기 위하여 각 성분의 상한을 엄격히 규정하였고 상기와 같이 각 성분의 상한이 규정되면 경화능의 상한을 특별히 규정하지 않더라도 각 성분의 상한으로 인하여 제한되는 것이지만, 경화능이 증대되면 용접성이 감소하는 것이 일반적이기 때문에 더욱더 바람직한 용접성을 확보하기 위하여 상기 경화는 지수(Di)는 그 상한을 100으로 하는 것이 보다 바람직하다(계산결과의 소수점 이하는 절사한다).

[관계식 1]

Di = 48.8 + 49log(%C) + 35.1×(%Mn) + 25.9×(%Si) + 14.5×(%Ni) +

9.6×(%Cu) + 76.5×(%Cr) + 105.9×(%Mo) + 1325×(%Nb)

(압연 및 냉각조건)

마무리 압연 개시온도 : Ar3 이상 ~ 오스테나이트 재결정온도 이하

마무리 압연 개시온도는 본 발명의 중요한 구성수단 중 하나이다. 상술하였듯이, 두께 50mm 이상의 극후물 강판의 경우에는 강판 두께 방향 내부의 냉각속도가 표면에 비해 매우 낮을 뿐 아니라, 용접성 확보를 위하여 강판에 첨가되는 합금 원소 즉, 소입성 향상원소의 양도 적극 제한되기 때문에, 강판의 전체 두께에 걸쳐 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온조직을 형성하기는 어렵다. 따라서, 본 발명은 상기의 저온조직을 형성하는 대신에 침상으로 형성된 미세한 침상 페라이트(acicular ferrite)를 주된 조직으로 하는 조직을 두께 중심부를 포함한 강의 전체 두께에 형성시킴으로써 강의 강도를 높이고자 하였다.

상기의 침상페라이트는 통상 강재의 조직 중에 존재하는 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)에 비하여 강의 강도 향상에 효과적이며, 또한 저온 변태과정에서 생성되는 것이 아니기 때문에 비교적 냉각속도가 느린 경우에도 형성시킬 수 있다. 또한, 상기 침상페라이트가 미세하게 형성될 경우에는 모재의 강도와 저온인성도 크게 향상될 수 있는 것이다.

다만, 상기 침상페라이트를 형성시키기 위해서는 오스테나이트 미재결정 영역, 다시 말하면, Ar3 이상 ~ 오스테나이트 재결정온도 이하의 온도범위에서 마무리 압연이 개시될 필요가 있다. 만일, 마무리 압연이 오스테나이트 재결정온도를 초과하는 온도에서 실시될 경우에는 압연에 의한 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없으며, 그에 따라 강도 및 인성 향상효과도 얻기 어렵게 된다.

또한, 상기 마무리 압연 개시온도가 Ar3 온도 이하일 경우에는 이미 폴리고날 페라이트가 형성된 이후에 압연이 개시되는 것이기 때문에 폴리고날 페라이트의 분율이 높아지고 그 결과 고강도 후물강판을 제조하는 것이 곤란하게 된다.

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 바람직하다. 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

상술하였듯이, 강재가 Ar3 이상에서 수냉각이 개시되지 못할 경우에는 폴리고날 페라이트가 형성되게 된다. 따라서 강재의 온도가 페라이트 생성영역에 진입하기 전, 즉 Ar3에 도달하기 전에 냉각을 개시하여야 폴리고날 페라이트의 생성을 억제할 수 있다.

냉각속도 : 3℃/sec 이상

또한, 강재의 냉각이 Ar3 이상의 온도에서 실시하였다 하더라도 냉각속도가 공냉에 가까울 정도로 낮을 경우에는 강재 내부에 폴리고날 페라이트 또는 펄라이트가 생성되므로 상기 폴리고날 페라이트 또는 펄라이트의 생성을 방지할 수 있을 정도의 높은 냉각속도로 강재를 냉각할 필요가 있다. 따라서, 강재의 중심부 냉각속도는 3℃/sec 이상일 필요가 있다.

냉각정지온도 : 350 ~ 550℃

강재의 냉각이 550℃ 이상의 온도에서 정지될 경우에는 펄라이트 또는 폴리고날 페라이트가 생성되게 되므로 본 발명에서 목적하는 침상 페라이트의 형성에 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 후물강판의 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 Ar3+50℃의 온도에서 마무리 압연을 개시하여 Ar3+20℃의 온도에서 압연을 종료하였다. 압연시 압하율은 모두 45%가 되도록 하였으며 그때 강판 두께는 70mm 이었다. 압연 후 Ar3+10℃ 의 온도에서 냉각을 개시하였다. 냉각시 강판 중심부의 냉각속도가 3℃/sec가 되도록 냉각 조건을 조절하였다.

번호	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Cr	Mo	Sol.Al	Nb	Ti	N
비교강1	0.06	0.20	1.35	0.015	0.004	0	0	0	0	0.034	0.006	0.012	0.004
비교강2	0.04	0.24	1.49	0.013	0.004	0	0	0	0	0.030	0.014	0.012	0.004
비교강3	0.07	0.23	1.28	0.015	0.004	0	0	0	0	0.030	0.018	0.012	0.004
비교강4	0.07	0.05	1.40	0.014	0.004	0	0	0	0	0.030	0.020	0.012	0.004
발명강1	0.05	0.30	1.53	0.014	0.003	0	0	0	0	0.032	0.021	0.012	0.004
발명강2	0.09	0.30	1.59	0.014	0.004	0.2	0.2	0.03	0.03	0.030	0.005	0.012	0.004
발명강3	0.08	0.10	1.53	0.014	0.004	0	0	0	0	0.030	0.022	0.012	0.004
발명강4	0.08	0.35	1.49	0.013	0.003	0	0	0	0	0.031	0.019	0.012	0.004
발명강5	0.08	0.25	1.50	0.013	0.003	0	0	0	0	0.027	0.021	0.012	0.004
발명강6	0.09	0.30	1.35	0.015	0.004	0.21	0.19	0	0	0.031	0.020	0.012	0.004
발명강7	0.08	0.25	1.60	0.013	0.004	0	0	0	0	0.032	0.020	0.012	0.004
발명강8	0.10	0.24	1.51	0.015	0.004	0	0	0	0	0.033	0.022	0.012	0.004
발명강9	0.08	0.26	1.50	0.014	0.004	0	0	0	0	0.030	0.030	0.012	0.004
발명강10	0.07	0.25	1.45	0.015	0.003	0	0	0.1	0.1	0.028	0.020	0.012	0.004
발명강11	0.07	0.24	1.58	0.015	0.004	0.3	0.3	0.05	0.05	0.031	0.023	0.012	0.004
비교강5	0.10	0.36	1.57	0.015	0.004	0	0	0	0.04	0.030	0.027	0.012	0.004
비교강6	0.10	0.33	1.40	0.015	0.004	0	0	0	0	0.031	0.042	0.012	0.004
비교강7	0.10	0.31	1.50	0.015	0.004	0	0	0.2	0.2	0.030	0.020	0.012	0.004
비교강8	0.09	0.45	1.51	0.015	0.003	0	0	0	0	0.033	0.022	0.012	0.004
비교강9	0.08	0.26	1.80	0.015	0.003	0	0	0	0	0.032	0.020	0.012	0.004
비교강10	0.12	0.26	1.51	0.015	0.004	0	0	0	0	0.030	0.022	0.012	0.004

단, 상기 표 1 중 각 원소의 함량은 중량%를 의미한다.

상기한 조건으로 제조된 두께 70mm인 강판 중심부에서 채취한 시편(시편의 길이방향 중심선과 강판의 두께 방향 중심선을 일치시켜 채취)의 물성을 측정한 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

번호	Di	Fp(%)	HAZ 충격인성(Joule)	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)
비교강1	49	74.5	284	268	416
비교강2	57	45.2	296	325	428
비교강3	66	35.4	234	322	435
비교강4	69	22.7	276	334	442
발명강1	74	7.3	263	390	531
발명강2	78	6.5	232	372	564
발명강3	80	4.1	258	376	533
발명강4	81	3.5	186	382	546
발명강5	82	3.8	212	379	555
발명강6	84	5.2	246	396	545
발명강7	84	3.3	159	407	561
발명강8	88	2.3	157	389	564
발명강9	94	0	142	403	568
발명강10	94	0	153	421	583
발명강11	100	0	101	418	601
비교강5	104	0	47	403	632
비교강6	113	0	26	436	615
비교강7	123	0	17	457	664
비교강8	91	1.4	35	387	564
비교강9	91	2.2	49	395	577
비교강10	92	0	48	392	584

단, 여기서 Fp는 폴리고날 페라이트의 면적분율을, HAZ 충격인성은 용접입열량을 300kJ/mm로 하여 양면 SAW(Submerged Arc Welding, 잠호용접)를 실시한 후 -20℃에서 용접부의 충격인성을 시험한 결과로서, 충격에너지량으로 나타낸 것이다.

비교강1 내지 비교강4는 모두 조성은 본 발명의 조성을 만족하나 Di 값이 본 발명에서 규정하는 74 미만인 경우를 나타낸다. 본 발명의 조성을 만족하기 때문에 HAZ 충격인성은 모두 양호한 값을 나타내나 항복강도와 인장강도가 각각 최대 334MPa 및 442MPa로서 낮은 값을 나타내므로 고강도 강판에는 사용하기 부적합하다.

상기 비교강1 내지 비교강4의 내부 조직을 관찰한 결과 내부에 폴리고날 페라이트가 다량 형성되어 강판 중심부의 강도를 감소시키는 것으로 판명되었다.

또한, 비교강5는 Si 함량이 본 발명의 규격보다 높은 경우로서 이러할 경우 강판의 강도는 높으나 충격인성이 50미만으로 매우 낮은 값을 나타낸다. 비교강5는 Si 함량 뿐만 아니라 Di값도 104로서 본 발명의 규정치보다 높은 값을 나타낸다.

비교강6은 성분규격은 본 발명의 규격을 만족하나 Di 값이 113으로서 강판의 HAZ 충격인성이 매우 열악한 결과를 나타내었다.

비교강7은 Cr값의 범위가 본 발명의 규격보다 높은 값을 가지고 있으며, Di 값도 123으로서 높은 값을 가지는 경우로서 역시 충격인성이 현저히 떨어진다.

비교강8, 비교강9 및 비교강10은 Di는 본 발명의 규격치 이내이나 각각 Si, Mn 및 C 값이 본 발명에서 규정하는 값 이상으로 높은 경우로서 이러한 경우도 역시 HAZ 충격인성이 양호하지 못하다는 것을 알 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 강판의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

(실시예 2)

본 발명의 조건에 따른 조성인 상기 표 1의 발명강1 내지 발명강11의 조성을 가지는 강 슬라브를 이용하여 조압연을 실시한 후 하기 표 3에 기재된 조건으로 압연 및 냉각을 실시하여 50mm 및 100mm 두께를 가지는 후강판을 각각 제조하였다.

구분	번호	Tnr (℃)	Ar3 (℃)	마무리압연 개시온도(℃)	마무리압연 종료온도(℃)	마무리 압하율(%)	냉각개시 온도(℃)	냉각정지 온도(℃)	냉각속도 (℃/sec)
발명재1	발명강5	897	787	897	844	50	818	446	3.9
발명재2	발명강5	897	787	860	834	45	816	478	4.1
발명재3	발명강5	897	787	840	817	45	790	428	4.2
발명재4	발명강5	897	787	837	821	30	795	455	4.1
비교재1	발명강5	897	787	952	911	45	872	428	3.7
비교재2	발명강5	897	787	780	763	45	737	494	3.1
비교재3	발명강5	897	787	818	789	45	762	484	3.6
비교재4	발명강5	897	787	891	863	20	838	437	4.2
발명재5	발명강5	897	787	870	847	45	821	550	4.2
발명재6	발명강5	897	787	860	835	45	814	350	3.0
비교재5	발명강5	897	787	850	821	45	799	592	3.3
비교재6	발명강5	897	787	880	854	45	836	275	4.1
비교재7	발명강5	897	787	842	818	45	795	526	2.4
발명재7	발명강1	867	804	850	825	45	801	425	4.2
발명재8	발명강2	830	769	820	798	45	774	429	4.0
발명재9	발명강3	956	795	850	826	45	802	434	4.1
발명재10	발명강4	855	798	850	824	45	800	447	3.2
발명재11	발명강6	881	792	860	837	45	813	419	3.9
발명재12	발명강7	895	789	870	844	45	820	439	3.8
발명재13	발명강8	917	790	880	852	45	828	454	3.2
발명재14	발명강9	935	797	880	854	45	830	463	3.8
발명재15	발명강10	889	795	870	843	45	819	485	3.1
발명재16	발명강11	906	767	880	856	45	832	482	3.2

단, 여기서 Tnr은 오스테나이트 재결정온도, Ar3는 오스테나이트 → 페라이트 변태개시온도를 나타낸다.

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

구분	Fp (%)	두께 50mm 강판			두께 100mm 강판
구분	Fp (%)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	DBTT (℃)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	DBTT (℃)
발명재1	2.1	382	569	-54	370	552	-51
발명재2	3.8	396	556	-67	374	534	-58
발명재3	3.6	388	552	-70	376	532	-55
발명재4	4.2	387	559	-61	363	542	-47
비교재1	0.0	373	604	-36	344	585	-23
비교재2	62.4	429	482	-75	413	471	-53
비교재3	34.2	344	462	-41	339	443	-35
비교재4	0.0	379	564	-39	365	549	-26
발명재5	8.6	416	521	-56	394	494	-49
발명재6	1.3	377	601	-49	372	578	-45
비교재5	21.5	392	471	-62	385	437	-54
비교재6	0.0	324	618	-42	312	596	-36
비교재7	14.6	358	469	-65	344	453	-54
발명재7	7.3	397	542	-76	384	521	-67
발명재8	6.5	384	572	-58	367	548	-51
발명재9	4.1	382	543	-77	366	526	-64
발명재10	3.5	399	551	-63	370	541	-52
발명재11	5.2	406	550	-69	380	542	-64
발명재12	3.3	417	573	-63	388	551	-51
발명재13	2.3	403	578	-56	378	554	-48
발명재14	0.0	412	575	-70	395	553	-57
발명재15	0.0	427	596	-53	414	574	-46
발명재16	0.0	433	611	-54	412	570	-49

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

상기한 바와 같이 본 발명에 압연조건에 따른 발명재1 내지 발명재16의 경우에는 모두 두께 중심부의 폴리고날 페라이트 분율이 10% 이하의 값을 나타내고 있었으며, 판두께가 50mm인 경우와 100mm인 경우 모두 취성파괴 천이온도(DBTT)가 -50℃ 이하로서 우수한 저온인성을 나타내고 있었으며, 인장강도가 500MPa 이상으로 높은 강도를 나타내고 있었다.

그러나, 오스테나이트 재결정온도 이상에서 마무리 압연을 실시한 비교재1의 경우는 압연에 의한 결정립 미세화가 거의 일어나지 못하였기 때문에 DBTT가 50mm 강판의 경우에는 -36℃, 100mm 강판의 경우에는 -23℃로서 발명강에 비하여 미흡한 결과를 나타내고 있었다.

그리고, 페라이트 변태가 이미 개시된 온도인 Ar3 이하의 온도에서 마무리 압연을 실시한 비교재2는 내부에 폴리고날 페라이트가 62.4%를 차지하고 있었으며, 그 결과 강재 두께 중심부의 인장강도가 482MPa(50mm 강판) 및 471MPa(100mm 강판)으로서 본 발명에서 목적하는 값보다 낮은 강도를 나타내고 있었다.

또한, 압연은 Ar3 이상온도에서 실시되었으나 냉각이 Ar3 이하에서 실시된 비교재3의 경우도 비교재2와 유사하게 강도가 낮은 결과를 나타내었다.

비교재4는 마무리 압연시의 압하량이 20%로서 본 발명의 조건에 부합하지 않는 경우인데, 이로 인한 결정립 미세화 효과가 미흡하여 DBTT가 -39℃(50mm 강판) 및 -26℃(100mm 강판)으로서 저온인성이 양호하지 못하였다.

비교재5는 냉각종료온도가 592℃로서 본 발명에서 규정한 온도범위보다 높은 온도에서 냉각이 종료된 경우이다. 이러할 경우 내부에 폴리고날 페라이트로의 변태가 다량 발생되어 강재의 강도가 감소하는 결과를 나타내었다.

비교재6은 비교재5와는 반대로 냉각종료온도가 낮은 경우로서 내부에 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온변태조직이 과다하게 생성되어 인장시험시 소재내부에 연속항복이 일어나고 그 결과 항복강도가 감소하는 결과를 나타내었다.

비교재7은 두께 중심부에서의 냉각속도가 본 발명에서 규정하는 속도보다 낮은 경우인데, 냉각시 냉각곡선이 TTT 곡선상 폴리고날 페라이트가 형성될 수 있는 영역을 경유하기 때문에 내부에 폴리고날 페라이트의 생성율이 높아진다. 따라서, 강재의 강도가 본원에서 목적하는 값을 만족시키지 못한다.

상기에서 살펴본 바와 같이 본 발명에서 규정하고 있는 강판 제조조건을 만족하여야 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 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판 및 이를 제조할 수 있는 방법을 제공할 수 있다.

Claims

중량 백분율로 C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.10 ~ 0.35%, Mn : 1.35 ~ 1.6%, Sol. Al : 0.005~0.055%, Nb : 0.005 ~ 0.05%, Ti : 0.005 ~ 0.017%, N : 0.01% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용접구조용 극후물 강판으로서,

강판 두께를 t라 하였을 때 t/4 ~ 3t/4 두께 범위에서의 폴리고날 페라이트의 면적율이 10% 이하인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판.
제 1 항에 있어서, 하기 관계식으로 표현되는 Di가 74 이상인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판.

Di = 48.8 + 49log(%C) + 35.1×(%Mn) + 25.9×(%Si) + 14.5×(%Ni) +

9.6×(%Cu) + 76.5×(%Cr) + 105.9×(%Mo) + 1325×(%Nb)

단, 여기서 %C, %Mn, %Si, %Ni, %Cu, %Cr, %Mo, %Nb 등은 각각 해당원소의 중량%를 나타내는 것이다.
제 2 항에 있어서, 상기 강판의 상기 Di는 100 이하인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 중량%로 Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하 및 Mo : 0.2% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강재에 불가피하게 포함되는 불순물 중 P(인)과 S(황)의 함량은 중량%로 P : 0.015%이하, S : 0.005%이하로 제한되는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판.
제 5 항에 있어서, 상기 강재에 불가피하게 포함되는 불순물 중 P(인)과 S(황)의 함량은 중량%로 P : 0.010%이하, S : 0.003%이하로 제한되는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판.
중량 백분율로 C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.10 ~ 0.35%, Mn : 1.35 ~ 1.6%, Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하, Mo : 0.2% 이하, Sol. Al : 0.005~0.055%, Nb : 0.005 ~ 0.05%, Ti : 0.005 ~ 0.017%, N : 0.01% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가진 강 슬라브를 가열하고 조압연한 후,

오스테나이트 재결정온도 ~ Ar3(냉각시 오스테나이트 → 페라이트 변태개시온도) 온도에서 압하율 30% 이상의 마무리 압연을 실시하고,

Ar3 이상의 온도에서 3℃ 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하며,

350 ~ 550℃ 사이의 온도에서 상기 냉각을 정지하는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서, 상기 강슬라브의 조성은 하기 관계식으로 표현되는 Di가 74 이상을 만족시키는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판의 제조방법.

Di = 48.8 + 49log(%C) + 35.1×(%Mn) + 25.9×(%Si) + 14.5×(%Ni) +

9.6×(%Cu) + 76.5×(%Cr) + 105.9×(%Mo) + 1325×(%Nb)

단, 여기서 %C, %Mn, %Si, %Ni, %Cu, %Cr, %Mo, %Nb 등은 각각 해당원소의 중량%를 나타내는 것이다.
제 8 항에 있어서, 상기 강슬라브의 상기 Di는 100 이하인 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판의 제조방법.
제 7 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서, 중량%로 Cu : 0.5% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cr : 0.1% 이하 및 Mo : 0.2% 이하로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물 강판.