KR100782761B1

KR100782761B1 - 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의제조방법

Info

Publication number: KR100782761B1
Application number: KR1020060131413A
Authority: KR
Inventors: 김상호; 서인식
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-12-20
Filing date: 2006-12-20
Publication date: 2007-12-05

Abstract

본 발명은 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 극후물 강판의 두께 중심부의 인장강도를 확보하기 위하여 여러가지 경화능 원소(소입성 향상원소)를 첨가할 때, 두께 중심부의 항복강도가 오히려 감소하는 경향을 나타내는 경우를 방지하여 전두께에 걸쳐서 인장강도와 항복강도가 높으면서도, 우수한 인성을 가지는 극후물 강판의 제조방법을 제공하는 방법에 관한 것이다.

상술한 본 발명을 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일측면에 따르면, 중량%로 C : 0.06~0.1%, Si : 0.15~0.4%, Mn: 1.2~1.7%, P: 0.012%이하, S: 0.003%이하, B: 0.0002~0.0015%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.005~0.03%, Sol. Al : 0.005~0.5%, N: 0.008% 이하 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 강슬라브를 1000~1250℃의 온도로 재가열하는 단계; Ar3±50℃의 마무리 압연 개시온도 및 40% 이상의 압하율로 마무리 압연하는 단계; 및 4~8 ℃/s의 냉각속도 냉각을 실시하여 450~550℃의 온도에서 냉각을 종료하는 단계;로 이루어지는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의 제조방법이 제공된다.

인성, 극후물 강판, 항복강도, 인장강도, 두께 중심부

Description

두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의 제조방법{METHOD FOR PRODUCING VERY THICK STEEL PLATE HAVING SUPERIOR STRENGTH AND TOUGHNESS IN THE MID-THICKNESS REGION}

현재 선박, 해양, 건축, 토목 분야에서 사용되는 구조물의 대형화가 가속화됨에 따라, 이러한 구조물에 적용될 강판이 후물화되고 있다. 대형구조물에서는 특히, 안정성이 매우 중요한데, 이를 뒷받침하기 위해 강판의 평균 물성인 두께방향 1/4 지점에서의 물성 뿐만 아니라, 1/2 지점, 즉 두께중심부 물성 보증을 요구하는 경우가 증가하고 있다.

그러나, 일반적으로 강판의 두께가 증가할수록 두께 중심부의 물성 확보가 매우 어려워진다. 이는 오늘날 고성능 강판의 제조시 거의 필수적인 적용되는 제어압연과 가속냉각의 한계에서 기인한다. 이는, 제어압연과 가속냉각을 수행하더라도 두께 50mm 이상인 극후물 강판에서는 제어압연에 의한 롤 부하가 두께 중심부까지 충분히 전달되지 못할 뿐만 아니라, 강판의 열전달 계수의 한계로 인하여 표층과 두께 중심부의 냉각속도의 차이가 커서 두께 중심부에는 충분한 냉각속도를 확보하지 못하기 때문에 그 효과가 크지 않기 때문이다.

이와 같은 한계를 극복하기 위해 낮은 냉각속도에서도 충분한 냉각효과를 얻어서 강도를 확보위한 방법 중 하나로서, Cu, Ni, Cr 등 소위 경화능 향상원소라고 불리는 고가의 원소를 다량 투입하는 방법이 종래 제안되었다. 그러나, 이러한 원소들은 강판의 용접성을 해칠 수 있고, 고가의 원소이기 때문에 경제적인 측면에서 매우 불리하다.

따라서, 이러한 고가의 원소를 대체할 필요가 있는데, 최근에 주목을 받고 있는 원소가 B(보론)이다. 보론은 다른 원소들에 비하여 소량만 첨가하여도 강의 경화능을 크게 향상시켜서 낮은 냉각속도에서도 강재의 조직을 경질조직으로 변태시키기에 용이한 원소로 알려져 있다. 그러나, 비록 후강판에 보론을 첨가하여 두께 중심부에 경질조직을 형성시킨다 하더라도, 제어압연에 의한 롤부하 전달의 문제 및 냉각속도 확보의 문제 등은 여전히 해결될 수 없으므로, 상기 제어압연과 가 속냉각에 의해 박물강판에서는 쉽게 얻어질 수 있는 미세한 두께 중심부 조직은 얻기 힘들며, 그 결과 두께중심부에 조대한 미세조직이 형성되어 강판의 충격인성을 크게 저하시킨다. 또한, 이러한 조대한 조직은 항복강도와 인장강도의 비인 항복비(=항복강도/인장강도)를 크게 감소시켜 항복강도의 확보를 어렵게 한다.

이러한 보론첨가 후강판의 두께중심부 물성(특히, 항복강도 및 인성)을 개선하기 위해서는 강의 성분뿐만 아니라 제조방법을 두께중심부 물성 확보가 가능하도록 정밀하게 제어할 필요가 있다. 이렇게 되면 고가의 경화능 원소를 다량 투입하지 않고도 두께중심부 강도와 인성이 매우 우수한 후강판을 경제적으로 제조할 수 있게 된다.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 극후물 강판의 경화능을 충분히 확보함과 동시에, 두께 중심부의 항복강도와 인성 등과 같은 물성도 겸비하는 강판의 제조방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

본 발명의 일측면에 따르면, 두께 중심부 항복강도가 390MPa이상, 두께중심부 인장강도가 510MPa이상, 그리고 두께 중심부 연성-취성 천이온도(Ductile-Brittle Transition Temperature)가 -50℃이하인 극후물 강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

이때, 상기 강 슬라브의 조성에는 Cu: 0.5% 이하, Ni: 1% 이하 및 Cr: 0.2% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상이 더 포함되는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과 다음과 같은 결론에 도달하여 본 발명을 도출하게 되었다. 즉, 두께 중심부의 인장강도, 항복강도 및 저온인성을 모두 확보하기 위해서는 두께 중심부의 조직을 경질의 조직으로 하여야 할 뿐만 아니라, 상기 조직의 입도도 가급적이면 미 세하게 하여야 할 필요가 있다. 또한, 상술하였듯이 극후물 강판에서 낮은 두께 중심부 냉각속도에 의하더라도 두께 중심부의 조직을 충분히 확보할 수 있는 효과적인 원소를 사용할 경우 그 원소의 첨가량에 따라서, 인장강도는 증가하나 오히려 항복강도가 감소하는 결과를 나타내는 경우도 있는데, 이러한 점을 해결하기 위해서는 강판의 마무리 압연온도와 압하율을 적절한 범위내로 조절하여야 하며, 또한 극후물강판에서 전형적으로 나타나는 표층부와 두께 중심부의 물성차이를 해결하기 위해서 냉각정지온도를 정밀하게 제어할 필요가 있는 것이다.

상술한 점을 바탕으로 본 발명을 상세히 설명하기로 한다. 우선, 본 발명의 강재의 주요한 특징 중 하나인 강조성에 대하여 설명한다.

C : 0.06~0.1중량%(이하, 단지 %라고만 기재함)

상기 C는 극후물 강판의 강도를 확보하기 위해 필수적인 원소로서, 0.06% 미만으로는 본 발명에서 요구하는 강도 확보가 어렵고, 0.1%를 초과하여 첨가하면 두께중심부에 베이니틱 페라이트 등 저온조직의 형성을 촉진하여 충격인성 확보를 어렵게 하고 용접후 용접열영향부의 인성을 크게 저하시켜 용접구조용으로 사용을 곤란하게 하므로, 그 함량을 0.06~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si : 0.15~0.4%

상기 Si는 용강의 탈산을 위해 필요하며 인장강도 확보에 유용한 원소이므로 0.15%이상 투입할 필요가 있다. 그러나, 0.4%를 초과하여 투입할 경우에는 모재 및 용접부 인성이 크게 저하되므로, 그 함량을 0.15~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.2~1.7%

상기 Mn은 강도 확보를 위해 필요한 원소로서, 1.2% 미만이면 두께 중심부 강도 확보가 어렵고, 반대로 1.7%를 초과하면 용접부 인성을 저하시키므로 용접구조용 강판으로 사용이 어려우므로, 그 함량을 1.7% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.012%이하, S: 0.003%이하

상기 P와 S는 강의 인성을 크게 저하시키는 원소로서 최대한 낮추는 것이 필요하나, 제강공정상의 부하를 고려하여 적정수준으로 관리하는 필요하다. P와 S는 각각 0.012%, 0.003% 이하에서는 물성상의 큰 문제를 야기하지 않으므로, 그 상한을 각각 0.012%와 0.003%로 제한한다.

B: 0.0002~0.0015%

상기 B은 오스테나이트 입계에 편석하여 페라이트 형성을 억제하므로 강의 경화능을 높이는 원소이다. 소량의 첨가만으로 강도 향상에 기여하나, 0.0002% 미만에서는 강도 향상 효과가 미미하므로 B의 하한은 0.0002%으로 한다. 반대로 B를 0.0015%를 초과하여 투입할 경우에는 후강판의 두께중심부에 인성에 취약한 베이니틱 페라이트가 대량 형성되어 인성을 크게 감소시키므로 그 상한을 0.0015%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.03%

상기 Ti는 TiN을 형성하여 슬라브의 재가열시 오스테나이트 결정립이 성장하는 것을 억제하여 인성을 향상시키며, BN 형성을 억제, 압연 후에 B이 원자상태로 존재하도록 하여 간접적으로 강도를 향상시키는 역할을 하게 된다. 이러한 목적을 만족시키기 위해 Ti는 최소 0.005% 이상 투입되어야 한다. 그러나, Ti를 과도하게 첨가하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 조대한 탄질화물을 형성시켜 인성을 크게 저하시키므로, 그 상한을 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.005~0.03%

상기 Nb는 재결정을 억제, 미재결정역 압연 영역을 높여 미세조직을 미세화하여 인성을 향상시키고, 그 자체로 강도를 높이는 원소임과 동시에 B와의 상승작용으로 B의 경화능을 높이는 역할을 하므로 강도를 크게 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상을 첨가하여야 하나, 0.03%를 초과하여 지나친 강도상승과 함께 두께중심부에 인성이 매우 취약한 베이니틱 페라이트의 분율을 높여서 크게 떨어뜨린다. 따라서, 그 함량을 0.005~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

Sol. Al : 0.005~0.5%

Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 산가용성 알루미늄(Sol. Al) 함량 기준으로 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.5% 이상의 첨가는 연속주조시 노즐막힘을 야기하므로 0.005~0.5%로 한정한다.

N: 0.008% 이하

상기 N은 제강공정에서 피할 수 없는 원소이나, 강중에 고용된 상태로 있을 경우 모재의 인성을 떨어뜨리고, 일부는 B와 결합하여 BN을 형성함으로써 B의 강도 향상 효과를 저하시키므로, 그 함량을 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기의 강조성은 후강판의 두께중심부의 고강도, 고인성화를 위한 조성인 것이다. 다만, 상기 강조성에 더하여 보다 유리한 효과를 얻기 위해서는 Cu, Ni 또는 Cr을 1종 또는 2종 이상 포함시키는 것이 바람직하다.

Cu: 0.5% 이하

Cu는 강판의 용접성을 크게 저하시키지 않으면서도 고용강화를 통해 두께중심부 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 그러나, 0.5% 이상 첨가하게 되면 강판의 표면 품질을 크게 떨어뜨릴 수 있으므로, 그 상한을 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 1% 이하

Ni은 Cu와 비슷하게 용접성을 크게 저하시키지 않으면서도 온도에 의한 전위 운동의 민감성을 감소시켜 BCC 강판의 특징인 연성-취성 천이 특성을 완화하여 모재 및 용접부의 인성을 크게 향상시키므로 매우 유용한 원소이다. 그러나, 1% 이상 첨가하게 되면 그 효과가 포화되며, 고가의 원소이므로 그 상한을 1%로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.2% 이하

Cr은 강의 경화능을 높여 강도 확보에 유리한 원소이나, 과다하게 첨가할 경우 용접성을 크게 해치고 저온조직을 대량으로 형성시켜 강판의 인성을 저하시키므로 0.2% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

상기 유리한 조성을 가지는 강 슬라브는 1000~1250℃로 재가열한 다음 조압연한 후 Ar3(변태개시온도)±50℃ 온도 범위에서 40% 이상의 압하율로 마무리 압연을 실시하고, 최종적으로 복열후 온도기준으로 450~550℃까지 4~8℃/초의 냉각속도로 강판을 냉각시키는 단계를 포함하는 방법에 의해 본 발명에서 목적하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판으로 제조될 수 있다. 각 단계별 주요한 특징과 이를 한정하는 이유는 다음과 같다. 다만, 하기하는 각 단계의 온도는 특 별한 정의가 없으면, 표면의 온도를 기준으로 한다는 점에 유의할 필요가 있다.

슬라브 재가열 온도 : 1000~1250℃

상술한 성분으로 구성된 강 슬라브를 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 슬라브는 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.

마무리압연 개시온도: Ar3±50℃

후강판 제조시 보론을 첨가하여 경제적으로 강도를 확보할 수 있다. 그러나, 본 발명의 발명자들은 특정한 보론 첨가량 하에서는 보론을 첨가하지 않은 경우와 비교해 인장강도는 증가하나, 항복강도는 오히려 감소하는 것을 발견하였다. 즉, 두께중심부 충격인성 확보를 위해 보론의 첨가량을 15ppm 이하로 제한할 경우, 보론을 첨가하지 않은 경우와 비교해 항복비(=항복강도/인장강도)가 크게 감소하는 것을 알 수 있었다. 이러한 항복비의 감소는 보론의 첨가로 인해 베이나이트 조직의 생성량이 증가했기 때문이다.

베이나이트 조직의 생성량 증가에 의한 두께중심부 항복강도의 감소를 막고 본 발명에서 요구하는 물성을 확보하기 위해서는 마무리압연 개시온도를 낮추는 것이 필요하다. 본 발명의 발명자들은 마무리압연 개시온도와 항복비와 상관관계를 검토한 결과, 마무리압연 개시온도가 낮을수록 두께 중심부 항복비가 증가하는 것을 발견하였다. 즉 마무리압연 개시온도가 감소함에 따라 항복강도는 증가하는데 비해, 인장강도는 일정하게 유지되는 것으로 나타났다. 이는 마무리압연 개시온도가 감소함에 따라 첫째, 두께중심부 미세조직의 결정립 감소 효과와 둘째, 결정립 감소에 따라 경화능이 감소하여 베이나이트와 같은 저온조직의 부피분율이 감소하는 효과가 동시에 나타나기 때문이다. 다시 설명하면, 항복강도의 경우 결정립 감소에 의한 항복강도 상승과 함께, 저온조직 부피분율의 감소 효과로 인해 항복 현상이 연속항복에서 불연속항복으로 변하게 되어 항복강도가 상승하게 된다. 반면, 인장강도의 경우 마무리 압연 온도의 감소에 따른 결정립 크기 감소로 인한 인장강도 상승분이 저온조직 감소에 의한 인장강도 하락분과 서로 상쇄되기 때문에 마무리압연 개시온도가 변하더라도 두께중심부 인장강도는 크게 변하지 않게 된다.

이와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 두께중심부 항복강도를 달성하기 위해서는 마무리압연 개시온도를 낮추는 것이 필요하며, 본 발명의 발명자들은 마무리압연 개시온도를 Ar3+50℃ 이하로 하면 본 발명의 목표를 달성할 수 있음을 확인하였다. 이 경우에도 앞서 설명했듯이 두께중심부 인장강도에는 변화가 나타나지 않는다. 그러나, 압연생산성을 고려했을 때 마무리압연 개시온도가 지나치게 낮추는 것은 바람직하지 않으므로, 물성과 생산성의 균형을 고려하여 Ar3±50℃ 범위에서 마무리 압연을 개시하는 것이 바람직하다.

마무리압연 압하율: 40% 이상

마무리압연 압하율이 클수록 두께중심부 조직이 미세화되므로 두께중심부 항복강도와 충격인성 확보에 유리하다. 또한 인장강도도 항복강도 수준은 아니지만 약간 증가하므로, 본 발명에서 목표로 하는 항복강도, 인장강도 및 연성-취성 천이온도를 만족하기 위해서는 마무리압연 압하율을 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

압연 직후 냉각개시온도는 특별히 한정하지는 않으나, 압연 직후 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각대로 강판을 이송하는 동안 자연냉각이 이루어지는데, 통상의 경우에서는 상기 냉각에 의한 온도감소폭은 10~40℃ 범위에서 결정된다.

냉각속도: 4 ~ 8 ℃/s

냉각속도가 4℃/s 이하이면 두께중심부 강도확보가 어렵고, 반대로 냉각속도가 8 ℃/s 이상이면 두께중심부에 저온조직이 지나치게 증가하여 두께중심부 충격인성 확보가 곤란하므로 강판의 냉각속도는 4 ~ 8 ℃/s 범위로 하는 것이 바람직하다.

냉각종료온도: 450 ~ 550℃

후강판의 냉각시 발생하는 어려움 중 하나는 두께효과로 인해 표면부와 두께중심부의 냉각속도 차이가 매우 크다는 점이다. 이러한 특징은 강판의 두께가 커질수록 증가하는데, 두께중심부 물성을 확보하기 위해서는 냉각 직 후 측정된 표면온도가 아닌 강판의 두께방향으로의 온도가 평형 상태에 이른 후의 온도인 복열후 온도를 사용해야 한다. 따라서 본 발명에서 냉각종료온도는 복열후 온도 기준에 따른다.

본 발명의 조성 범위하에서는 복열후 온도 기준으로 강판의 냉각종료온도가 550℃ 이상이면 두께중심부 항복강도 확보가 매우 어렵고, 반대로 냉각종료온도가 450℃ 이하이면 저온조직의 부피분율 과다로 인해 두께중심부 연성-취성 천이온도 목표를 만족하기 어려우므로, 냉각종료온도는 450 ~ 550℃ 범위로 제어하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명의 일태양을 예시하여 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

본 발명에 따라 제공되는 강판의 물성을 확인하기 위해 C: 0.075중량%, Si: 0.33중량%, Mn: 1.47중량%, P: 0.006중량%, S: 0.002중량%, B: 0.0013중량%, Ti: 0.009중량%, Nb: 0.023중량%, Sol.Al: 0.035중량%, N: 0.004중량%, Cu: 0.1중량%, Ni: 0.1중량%의 조성을 가지는 슬라브를 1120℃로 재가열한 후 조압연하고, 하기 표 1에 제시된 조건으로 마무리압연과 가속냉각을 실시하였다. 강판의 최종두께는 73mm 이다. 강판의 변태개시온도(Ar3)는 781℃이고 냉각종료온도는 복열후 온도기준이다. 강판의 두께방향 1/4 지점 및 1/2 지점에서 채취된 시편으로부터 측정된 항복강도, 인장강도, 및 연성-취성 충격천이온도를 표 2에 나타내었다.

구분	마무리압연 개시온도(℃)	마무리압연 종료온도(℃)	마무리압연 압하율(%)	냉각개시온도(℃)	냉각종료온도(℃)	냉각속도
발명재1	803	785	45	758	539	6.3
발명재2	783	771	45	752	512	5.4
발명재3	759	748	45	738	519	5.6
발명재4	825	814	45	786	489	4.8
발명재5	812	794	40	768	523	5.7
발명재6	796	773	45	751	458	4.3
발명재7	823	798	45	772	547	6.7
발명재8	788	762	50	742	498	4.8
비교재1	849	826	45	792	503	5.1
비교재2	883	834	45	804	513	5.2
비교재3	816	796	30	772	478	4.7
비교재4	803	774	45	754	406	4.3
비교재5	788	765	45	749	589	6.5
비교재6	823	802	45	776	543	3.2
비교재7	806	779	40	753	548	8.6

구분	t/4 지점			t/2 지점
구분	항복강도	인장강도	충격천이온도	항복강도	인장강도	충격천이온도
발명재1	452	553	-75	412	521	-56
발명재2	443	547	-72	424	517	-59
발명재3	453	558	-78	436	519	-63
발명재4	479	587	-69	398	532	-52
발명재5	446	548	-65	414	525	-53
발명재6	475	596	-68	434	536	-51
발명재7	432	542	-70	396	515	-68
발명재8	467	576	-82	435	527	-71
비교재1	488	597	-59	378	535	-38
비교재2	478	603	-47	387	539	-14
비교재3	436	547	-53	385	523	-43
비교재4	465	587	-67	433	541	-25
비교재5	426	552	-79	379	508	-62
비교재6	431	539	-76	397	507	-58
비교재7	454	567	-68	414	526	-42

상기 표 2에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명재 1~8의 경우, 강판의 두께방향 평균 물성으로 규정할 수 있는 두께방향 1/4 지점에서 채취된 시편으로부터 측정된 물성 뿐만 아니라, 1/2 지점에서 평가된 물성 또한 항복강도 390 MPa 이상, 인장강도 510 MPa 이상, 연성-취성 충격천이온도 -50℃ 이하인 본 발명의 목표를 잘 만족하였다.

비교재 1과 2는 사상압연 개시온도가 본 발명에서 목표로 하는 범위를 넘어서는 것으로서 1/4 지점의 강도는 우수하나, 인성은 좋지 않고, 특히 1/2 지점에서 저온조직의 대량 생성으로 인해 항복강도와 충격천이온도가 발명강에 비해 크게 열위한 것으로 나타났다.

비교재 3은 사상압연 압하율이 본 발명의 범위에서 벗어난 것으로서 압하율이 충분하지 않기 때문에 두께중심부의 조직이 조대화되어 저온조직의 생성을 촉진시켜 두께중심부 항복강도 및 충격인성이 본 발명의 발명강에 미치지 못함을 알 수 있다.

비교재 4는 냉각종료온도가 지나치게 낮은 경우로, 1/4 지점 및 1/2 지점에서의 강도는 매우 양호하나, 충격천이온도가 -25℃로 매우 낮게 나타났다. 반대로, 비교재 5는 본 발명의 범위보다 높은 경우로, 두께중심부 인성은 매우 우수하나, 두께중심부 항복강도와 인장강도 모두 본 발명에서 추구하는 목표로 도달하지 못했다.

비교재 6은 냉각속도가 본 발명의 범위보다 낮은 경우로, 1/2 지점의 인장강도 확보가 곤란한 것으로 나타났다. 반대로, 냉각속도가 본 발명의 범위보다 높은 비교재 7은 강도 수준은 매우 양호하나, 1/2 지점의 충격특성이 본 발명의 목표를 만족하지 못하는 것으로 나타났다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의할 경우, 두께 중심부의 항복강도 390 MPa 이상, 인장강도 510 MPa 이상이면서 연성-취성 충격천이온도가 -50℃ 이하의 물성을 갖는 두께가 50mm 이상인 후강판을 제공할 수 있다.

Claims

중량%로 C : 0.06~0.1%, Si : 0.15~0.4%, Mn: 1.2~1.7%, P: 0.012%이하, S: 0.003%이하, B: 0.0002~0.0015%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.005~0.03%, Sol. Al : 0.005~0.5%, N: 0.008% 이하 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 강슬라브를 1000~1250℃의 온도로 재가열하는 단계;

Ar3±50℃의 마무리 압연 개시온도 및 40% 이상의 압하율로 마무리 압연하는 단계; 및

4~8 ℃/s의 냉각속도로 냉각을 실시하여 450~550℃의 온도에서 냉각을 종료하는 단계;

로 이루어지는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 상기 강 슬라브의 조성에는 Cu: 0.5% 이하, Ni: 1% 이하 및 Cr: 0.2% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상이 더 포함되는 것을 특징으로 하는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의 제조방법.