KR20030055538A

KR20030055538A - 테이퍼 강판의 제조방법

Info

Publication number: KR20030055538A
Application number: KR1020010085553A
Authority: KR
Inventors: 서인식
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-12-27
Filing date: 2001-12-27
Publication date: 2003-07-04

Abstract

강판의 두께가 길이방향으로 변하는 후강판, 이른바 데이퍼 강판및 그 제조방법이 제공된다. 이 강판은, 중량%로 C: 0.003~0.035%, Si: 0.8%이하, Mn: 0.4~2.2%, B: 0.0005~0.0035%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Mo: 0.05~0.5%, Sol-Al: 0.005~0.1%와 나머지 Fe및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 강 슬라브를 1000~1350℃에서 가열한 후 열간 압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 열간압연을 종료하고 공냉하는 것을 특징으로 하는 제조방법 또한 제공된다. 상기 성분이외에도 Nb, Ni, Cu, Cr, V, Ca, 희토류금속등을 개별적으로 또는 혼합하여 첨가할 수 있다.

Description

테이퍼 강판의 제조방법{A Method of Manufacturing the Tapered Steel Plate}

본 발명은 강판의 두께가 길이방향으로 변하는 이른바 테이퍼 강판및 그 제조방법에 관한 것이며, 보다 상세하게는 강판 길이 방향으로 강판 두께 차이에 의한 강도 변동을 최소화하고 용접성이 우수한 인장강도 520MPa급 이상인 테이퍼 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

조선이나 교량등의 각종 구조물의 제조분야에서는 구조 부재의 길이방향으로 하중 모멘트가 변하는 경우가 많으며 이와같은 경우에 하중 모멘트에 따라 강판의 두께가 다르기 때문에 통상적으로 두꺼운 강판과 얇은 강판을 용접해서 사용하게 된다. 이러한 경우에 강판의 두께가 연속적으로 변하는 테이퍼 강판을 이용하면 소재의 중량 감소와 용접공수의 저감을 도모할 수 있으며, 오늘날 그 사용이 점차 확대되고 있다.

현재 일반적으로 이용되고 있는 테이퍼 강판은 두꺼운 부위는 35-65mm이고얇은 부위는 10~40mm인, 즉 테이퍼 양이 5~25mm정도가 일반적으로 사용되고 있다. 이와같은 테이퍼 강판을 제조하는데 있어서는 길이방향으로 강판두께차이에 의한 열간압연의 가공량과 열이력 차이및 냉각속도 차이등에 기인한 재질 편차를 감소시키는 것이 매우 중요하다. 이와함께 구조물 제작 비용을 감소하기 위해서는 용접예열 없이 용접할 수 있는 강재, 즉 강의 용접 저온균열 감수성을 나타내는 하기 (1)식에 의해서 주어지는 P_cm값이 낮은 강재에 대한 요구가 증가하고 있다.

일본 공개특허공보(A) 특개평 8-092636의 발명은 강의 조직이 냉각속도 변화에 둔감하도록 합금성분을 조정하는 한편 Cu를 0.7~2.0wt% 첨가하고, 석출처리를 실시함으로서 테이퍼 강판에서 길이방향 강도차이를 감소시켰다. 이 발명은 필수적으로 Cu를 다량 첨가하기 때문에 열간 가공시 표면균열이 발생할 가능성이 매우 높을 뿐만 아니라 석출처리를 실시함으로써 시간과 비용이 증가하는 문제가 있다.

또한 이 발명은 강판의 두께차이에 의한 냉각속도 변화의 영향을 줄여줌으로써 두께변화에 의한 강도 차이를 감소시키는데 어느 정도의 효과가 기대된다. 그러나 이 방법은 강판의 두께변화에 의한 강도변화 중에서 압연후의 냉각 속도차이에 의해서 기인되는 부분의 감소에는 어느 정도 효과가 있을 수 있으나, 이를 획기적으로 줄이지는 못할 뿐만 아니라 압연중의 조직변화에 의해서 기인되는 강도 차이를 없애지는 못한다. 따라서 테이퍼 양이 매우 큰 경우에 강도 편차를 크게 줄이는 데는 한계가 있다.

일본 공개특허공보(A) 특개평 9-155406의 발명은 Nb를 첨가하고 열간 마무리 압연온도를 적정범위로 제한하는 방법에 의해서 인장강도 490MPa급 테이퍼 강판의강도를 균일하게 하고 있다. 이 방법은 열간압연 온도를 매우 정밀하게 제어해야 하며 정밀하게 제어되지 않을 경우에는 길이방향으로의 강도 차이가 크게 된다. 또한 열간압연 온도가 정밀하게 제어된다고 하여도 이 발명은 인장강도 490MPa급의 저강도 그레이드의 강판에서도 하기 식 1에 의해서 주어지는 P_cm값이 0.19~0.23 정도이기 때문에 용접예열이 필요하며 용접성이 우수하다고 할 수 없다.

<식 1>

P_cm= C+(Si+Cr)/30+Mn/20+Ni/60+(Mo+V)/15+5B

일본 공개특허공보(A) 특개평10-17932의 발명은 조질 열처리를 실시하는 인장강도 570MPa급 테이퍼 강판의 템퍼링 공정에서 강판 두께에 상응하여 온도와 시간을 제어함으로써 강판의 길이방향으로 강도를 균일화함을 가르치고 있다. 이 발명은 반드시 조질 열처리를 실시하기 때문에 제조원가의 상승과 제조시간이 증가하는 문제점을 안고 있으며, 상기 식 1에 의해서 주어지는 P_cm값이 0.19~0.22 사이로써 용접예열이 필요하며 용접성이 우수하다고 할 수 없다.

일본 공개특허공보(A) 특개평10-192912의 발명은 가속냉각 공정에서의 강판의 길이 방향으로의 수량을 제어하고 이송속도를 조절함으로서 테이퍼 강판의 길이방향 강도 균일화를 도모하였으며 이 방법은 테이퍼 양이 20mm인 경우에 강도차이를 10MPa 이하로 할 수 있는 효과가 있다. 그러나, 가속냉각 공정은 강판 두께가 균일한 경우에도 재질편차를 줄이고 판변형을 억제하기 위해서는 매우 정밀한 냉각제어가 필요한 데, 현실적으로는 냉각을 균일하게 제어하는 것은 상당히 어려워 재질편차와 판변형이 문제가 되고 있다. 따라서 길이방향으로 두께가 변하는 강판에서 두께 변화 효과를 고려하여 냉각제어를 실시하는 것은 대량 생산 체제하에서는 매우 어렵다. 또한 본 발명은 냉각공정이 매우 정밀하게 제어된다고 해도 인장강도 500MPa급에서 상기 식 1의 P_cm값이 0.18~0.24로써 용접예열이 필요하며 용접성이 우수하다고 할 수 없다.

일본 공개특허공보(A) 특개평11-286742의 발명은 N 함량을 적정화하고 V과 B을 복합 첨가한 강의 압연조건을 제어함으로서 질화물의 페라이트 핵생성 촉진 효과를 이용한 페라이트 결정립 미세화와 VN의 석출강화에 의해서 강판 두께차이에 의한 냉각속도 차이에 의해서 발생하는 강도 차이를 상쇄하는 효과를 제공하고 있다. 그러나 이 발명은 50ppm 이상의 N을 첨가해야 하기 때문에 연주 중에 표면 크랙이 발생할 가능성이 높다. 또한 석출거동이 냉각속도 즉 강판두께에 따라서 비선형적으로 변하는 데, 냉각속도 차이에 의한 강도 차이를 석출물에 의해서 제어해야 하기 때문에 강판 두께군에 따라서 V, B 및 N의 함량을 제어할 필요가 있으며, 이는 대량생산 체제에서는 매우 어렵다. 한편, 이러한 문제들이 모두 잘 제어된다고 하여도 이 발명은 상기 식 1의 P_cm값이 0.22~0.26으로 매우 높을 뿐만 아니라 인장강도 500MPa급의 제조방법을 제공하는데 그치고 있다.

일본 공개특허공보(A) 특개2000-303147의 발명은 합금성분을 조정함으로써 에열생략이 가능하면서 테이퍼 양이 30mm인 경우에 인장강도 편차가 50MPa 이하인인장강도 490MPa급 테이퍼 강판을 제공하고 있다. 이 발명은 인장강도 수준이 490MPa급으로 낮으며 강도 차이도 획기적으로 감소시킨 것은 아니다.

일본 공개특허공보(A) 특개2001-9512의 발명은 인장강도 600MPa급 테이퍼 강판의 길이방향으로 수냉각을 제어함으로써 재질을 균일하게 할 수 있음을 제안하고 있다. 즉, 노즐과 강판 사이의 간격을 실시간으로 조절함으로서 강판 두께 변화 효과를 상쇄시키고 즉, 두께변화에 무관하게 냉각속도와 냉각종료온도를 일정하게 유지할 수 있다고 가르키고 있다.

이 경우에 강판 길이방향으로의 강도 차이를 줄이는 효과는 있으나 매우 정밀한 냉각제어가 이루어진다는 것을 전제로 하고 있다. 그러나 대량생산 체제하에서 정밀한 냉각제어는 매우 어려운 상황이며 두께변화가 없는 일반 강판에서도 수냉각을 실시하는 경우에는 냉각 불균일에 의한 판변형과 잔류응력 등이 문제가 되고 있는 점을 감안하면 이 발명은 그 실용성이 극히 의심된다고 할 수 있다.

이에 본 발명의 목적은 특별한 열처리를 행하지 않고 용접성이 우수하고 강판길이 방향으로 강도가 매우 균일한, 테이퍼 양 10mm 이상이고, 인장강도가 520MPa급 이상인 테이퍼 강판의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

도 1은 테이퍼 강판의 개략적 형상을 보여주는 사시도이다.

본 발명의 일측면에 의하면,

중량%로 C: 0.003~0.035%, Si: 0.8%이하, Mn: 0.4~2.2.%, B: 0.0005~0.0035%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Mo: 0.05~0.5%, Sol-Al: 0.005~0.1%와 나머지 Fe와기타 불가피한 불순물로 조성되는, 용접성이 우수한 인장강도 520MPa이상의 테이퍼 강판이 제공된다.

본 발명의 다른 일측면에 의하면,

중량%로 C: 0.003~0.035%, Si: 0.8%이하, Mn: 0.4~2.2.%, B: 0.0005~0.0035%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Mo: 0.05~0.5%, Sol-Al: 0.005~0.1%와 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1000~1350℃에서 가열한 후 열간 압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 열간압연을 종료하고 공냉 또는 50℃/sec이하로 가속 냉각시킴을 특징으로 하는 용접성이 우수한 인장강도 520MPa 이상급 테이퍼 강판이 제공된다.

이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

강판의 두께변화에 따라 강도차이가 생기는 것은 압연 후 냉각속도 차이와 압연이력 차이로부터 발생하는 미세조직 차이에서 비롯된다. 따라서 강판두께 변화에 의한 강도차이를 최소화 하기 위해서는 넓은 공정조건 범위(즉, 압연이력과 냉각이력)에서 균일한 조직을 얻는 것이 매우 중요하다.

본 발명자는 강판 두께 변화에 의한 압연이력과 냉각이력 차이에 의해서 기인되는 조직 변화와 강도 차이를 최소화하는 방법에 대하여 심도 있는 연구와 실험을 행한 결과 합금성분을 조정함으로써 매우 넓은 범위의 압연이력과 냉각이력에서 그래뉼 베이나이트계(granular bainitic) 페라이트를 주체로 하면서 준-폴리고날 (quasi-polygonal) 페라이트와 베이나이트계 페라이트가 혼합된 중간조직이 얻어지는 것을 발견하였으며, 또한 중간조직의 개별 체적율이 변화되어도 강도는 거의 변화되지 않는 방법을 발견하였다. 결과적으로 테이퍼 강판과 같은 경우에는 부위별 두께차이에 의한 강도 차이를 획기적으로 줄일 수 있는 방법을 발견하여 본 발명을 제안하게 되었다.

우선 넓은 제조조건 범위에서 균일한 중간조직을 얻기 위해서 Ar3점을 낮추는 Mn을 적당량 첨가하고 B를 적당량 첨가하여 오스테나이트 결정립계 에너지를 감소시킴으로써 폴리고날(polygonal) 페라이트 형성을 억제하는 것이 필요함을 발견하였다.

일반적으로 압연 중 또는 냉각중에 BN 및 Fe₂₃(C,B)₆와 같은 B을 함유하는 석출물이 형성될 수 있으며, 이와같은 B화합물이 형성되면 B의 경화능 향상 효과는 사라지고 오히려 폴리고날 페라이트의 형성을 조장하게 된다. 강판 두께가 증가함에 따라 냉각속도가 감소하여 냉각 중의 B 화합물의 형성이 용이해지며, 또한 이와같은 B 화합물의 형성은 재가열온도와 압연이력과 같은 제조이력에 따라 달라지게 된다. 즉, B을 첨가하는 일반적인 강에서 변태조직은 강판두께에 따라 달라지는 압연이력과 냉각이력에 크게 의존하며 결국 두께변화에 의한 강도변화가 발생한다. 본 발명의 핵심은 강판 두께 변화에 무관하게 B의 효과를 유지함으로써 강도차이를 최소화한 것이다.

주조 조건, 압연 재가열 조건, 압연이력 및 냉각이력에 무관하게 BN의 형성을 억제하기 위해서 N과의 친화렬이 B 보다 크며 BN 보다 더 고온에서 질화물을 형성하는 Ti을 적정량 첨가하는 한편 C과 우선적인 클러스터를 형성함으로서 압연이력과 냉각이력에 무관하게 Fe₂₃(C,B)₆의 형성을 억제하는데 매우 큰 효과가 있는 것으로 밝혀진 Mo을 적정량 첨가하는 것에 의해서 부위별 강판 두께차이에 관계없이 B의 효과를 거의 일정하게 유지할 수 있음을 발견하였다.

C는 다음의 두가지 측면에서 첨가량을 최소화하였다. 첫째는 C함량이 증가하면 Fe₂₃(C,B)₆의 형성가능성이 증가하여 Mo을 이용하여 억제하기에는 한계가 있다. 다음은 위에서 언급한 바와같이 본 발명의 주요 조직은 그래뉼 베이나이트계 페라이트, 준-폴리고날 페라이트및 베이나이트계 페라이트의 3가지로 구성된 중간조직이다. 이들 각 조직의 상분율은 부위별 강판 두께에 의존하게 되는데, 체적율 차이에 의한 강도차이를 최소화하기 위해서는 C함량이 페라이트의 최대 고용한 이상으로 크게 증가하지 않아야 한다. 이상의 이유로 C의 첨가량은 최대한 억제하였다.

이하, 본 발명의 성분과 제조방법에 있어서 한정이유를 설명한다.

C함량은 앞에서도 언급한 바와같이 Fe₂₃(C,B)₆형성 억제와 여러 중간 조직의 강도차이를 최소화한다는 측면에서 최대한 억제하는 것이 필요하다. 공냉과 같이 냉각속도가 느린 경우에는 C이 0.035wt%를 초과할 경우에 폴리고날 페라이트의 함량이 증가하여 강도가 감소할 뿐만 아니라 두께가 두꺼운 부위에서 그 분율이 증가함으로써 길이방향 두께변화에 따른 강도 차이가 증가하게 된다.

한편, C 함량이 0.003wt% 미만으로 너무 낮은 경우에는 C에 의한 경화능 증가 효과가 거의 사라지고 냉각속도가 느린 두꺼운 강판에서는 페라이트가 형성됨으로써 강도가 감소하게 된다. 그 결과, 후물 테이퍼 강판에서는 강판 길이방향에 따른 강도차이가 더 증가하게 된다. 이에 더하여, C 함량이 너무 낮으면 M-A (마르텐사이트-오스테나이트) 조직의 함량이 감소함으로서 강도 감소를 초래하고 결과적으로 그 용도가 저강도 분야로 제한되게 된다. 이상으로부터 C함량은 0.003wt%이상 첨가되어야 한다.

Si은 탈산과 고용강화를 위해서 첨가되는데, 0.8wt%를 초과하면 용접성 감소와 용접부 인성이 열화됨으로 0.8wt%이하로 제한한다. 하한의 제한은 필수적이지 않으나 탈산과 강도확보 측면에서 보다 바람직하게는 0.05wt%이상 첨가하는 것이 필요하다.

Mn은 폴리고날 페라이트 형성을 억제하여 중간조직을 충분히 확보함으로서 520MPa 이상을 확보하기 위해서는 0.4wt%이상 필요하다. 그러나, 2.2wt%이상 첨가되면 두께가 얇은 강판에서는 등축정계 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성되기 때문에 두께가 얇은 테이퍼 강판의 얇은 부위에서는 강도가 크게 증가하여 부위별 강도 차이가 증가될 수 있을 뿐만 아니라 인성감소와 용접성 감소를 초래한다. 이에 Mn은 0.4wt%~2.2wt% 범위로 제한한다.

B은 폴리고날 페라이트를 억제하기 위해서는 0.0005wt% 이상이 필요하지만 0.0035wt%를 초과하면 오히려 BN 또는 Fe₂₃(C,B)₆등의 B 화합물이 생성되고, 폴리고날 페라이트 형성을 촉진함으로서 결과적으로 강판의 부위별 두께 변화에 따른 강도차이를 증가시킨다. 따라서, B의 함량은 0.0005wt%~0.0035wt%범위로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti은 0.005wt%~0.05wt% 범위로 함유되는 것이 좋다.

강중에 고용 N가 존재하는 경우에는 BN이 석출하며 이 경우에는 B의 경화능 증가효과가 소멸되고 오히려 폴리고날 페라이트 형성이 촉진된다. 한편 BN의 석출거동은 고용 N의 함량과 냉각속도에 의존하게 되며 고용 N이 어느 정도 존재하는 경우에는 강판 두께가 증가하여 냉각속도가 느려지면 BN의 석출량이 증가한다. 즉, N이 어느정도 존재하는 경우에는 강판두께가 증가함에 따라 중간조직은 감소하고 폴리고날 페라이트의 체적율이 증가함에 따라 강도가 감소하고 결과적으로 강판 두께에 따른 강도차이는 증가하게 된다.

Ti은 TiN을 형성함으로서 강중의 고용 N을 제거하는데 매우 효과적인 원소이며 이를 위해서는 0.005wt%이상이 필요하지만 0.05wt%이상이 첨가되면 수 ㎛크기의 TiN 입방체가 석출함으로서 인성을 감소시킴으로 그 상한은 0.05wt%로 제한하는 것이 필요하다.

N은 개재물 부상 분리 등을 위해서 실시하는 버블링(bubbling)조업과 같은 제강공정에서 강에 유입되는 불순물로 앞에서 언급한 바와같이 고용 N은 BN을 형성함으로서 B의 효과를 감소시켜 폴리고날 페라이트 형성을 촉진하고 결과적으로 강도저하는 물론 강판 두께에 따른 강도 차이를 증가시킨다. N의 함량이 0.005wt% 이상이 되면 Ti에 의해서 고용 N을 제거하는데 한계가 있을 뿐만 아니라 수㎛ 크기의 TiN 입방체가 형성됨으로서 인성을 해치기 때문에 0.005wt%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo은 본 발명에서 매우 중요한 원소이다. Fe₂₃(C,B)₆의 석출은 BN과 유사하게경화능에 대한 B의 효과를 소멸시킬 뿐만 아니라 폴리고날 페라이트의 핵생성을 촉진하여 강도를 저하시키는 요인이 된다. 한편, Fe₂₃(C,B)₆의 석출을 위해서는 합금원소의 확산이 필요하기 때문에 소정의 시간이 필요하며 강판 두께가 두꺼운 부위에서 냉각속도가 느려지면 그 석출량이 증가하게 된다. 또한 압연중에 형성되는 가공 전위와 변형대는 Fe₂₃(C,B)₆의 석출을 촉진하게 된다. 즉, 강판두께에 따른 압연이력과 냉각이력의 변화에 의해서 Fe₂₃(C,B)₆의 석출이 변화되고 이는 폴리고날 페라이트의 체적율을 변화시킴으로서 강도차이를 증가시키는 원인이 된다.

강 중에 C는 0.005~0.035wt% 존재하기 때문에 압연 중 또는 냉각 중에 Fe₂₃(C,B)₆석출의 가능성은 항상 있다. Mo은 강 중에서 C과의 친화력이 크기 때문에 C과의 클러스터를 형성하여 C의 확산을 억제함으로서 Fe₂₃(C,B)₆의 석출을 억제하는 효과가 있음을 본 발명을 통하여 발견하였다. 이와같은 효과를 위해서는 0.05wt%이상의 첨가가 필요하나 0.5wt%이상 첨가되는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조원가의 증가와 용접성이 불량해지는 문제점이 있기 때문에 그 상한은 0.5wt% 로 제한하는 것이 바람직하다.

Sol-Al은 탈산을 위해서 첨가되는 성분인데, 탈산 효과를 위해서는 0.005wt% 이상의 첨가가 필요하나 0.1wt%이상 첨가되면 용접성을 해칠 뿐만아니라 개재물 함량이 증가하여 인성을 해치기 때문에 그 상한은 0.1wt%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기와 같이 합금성분을 조정함으로서 강판의 부위별 두께 변화에 따른 강도차이가 적은, 즉 길이방향으로 강도가 균일한 테이퍼 강판을 제조할 수 있게 한다.

본 발명에 있어서는, 강판 두께차이에 의한 강도차이를 최소화하기 위해 상기의 기본성분에 다른 합금성분을 첨가함으로서 모재의 강도와 인성을 조절할 수 있을 뿐만 아니라 용접부 인성의 개선을 도모할 수 있다.

우선 인성 향상을 위해서 오스테나이트의 미재결정온도 증가에 매우 효과적인 Nb를 적당량 첨가할 수 있다. 상술한 기본 성분계는 그래뉼 베이나이트계 페라이트를 주체로 하는 중간조직으로 구성되어 있으며, 이러한 조직에서 인성을 향상시키기 위해서는 오스테나이트의 유효결정립을 미세화하는 것이 필요하다. 한편 오스테나이트 유효결정립을 미세화하는 수단은 미재결정역에서 누적 압연(제어압연으로 널리 알려져 있음)을 행할 필요가 있으며, 기본성분은 미재결정 온도가 낮기 때문에 낮은 온도에서 압연을 해야하며 생산성의 감소를 초래한다. Nb는 미재결정 온도를 증가시킴으로써 생산성의 큰 저하없이 제어압연을 효과적으로 행할 수 있는 장점이 있다.

Nb의 함유량은, 미재결정 온도 증가에 의한 인성향상의 효과를 위해서는 0.005wt%이상이 필요하지만 0.1wt%를 초과하면 인성향상 효과가 포화 되어 경제적이지 못할 뿐만 아니라 저온균열 감수성 증가및 용접 열영향부 인성저하등의 용접성 저하를 초래하기 때문에 그 상한은 0.1wt%로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 인성과 강도를 향상시키기 위해서는 Ni을 첨가할 수 있다. Ni은 강의 적층결함 에너지를 증가시킴으로서 저온에서도 전위의 교차 슬립을 조장하고, 결과적으로 연성-취성 천이온도를 낮춤으로서 저온인성을 향상시키는 효과가 있다. 또한 Ni은 고용강화 효과에 의해서 강도향상에 기여한다. 즉, Ni은 인성과 강도를 모두 증가시키는 효과가 있다.

상술한 바와같이 Ni은 강도와 인성을 모두 증가시키는 효과가 있으나 3.0wt%이상에서는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 매우 고가이기 때문에 3.0wt%이하로 그 첨가량을 제한하는 것이 필요하다. 또한 0.05wt%이하에서는 강도와 인성증가 효과가 매우 미약하기 때문에 인성과 강도를 증가시키기 위해서는 0.05wt%이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 0.05wt%~3.0wt% 범위에서는 인성과 강도 수준에 따라 첨가량을 조절할 수 있다.

또는 강도를 향상시키기 위해서 고용강화와 경화능 향상에 효과적인 합금성분, 즉 적정량의 Cu, Cr, V등을 1종 또는 2종 이상 첨가할 수 있다.

Cu는 고용강화 효과에 의한 강도 향상을 위해서 첨가하는데, 0.05wt%이하에서는 그 효과가 거의 없기때문에 0.05wt%이상의 첨가가 필요하다. 한편 0.7wt% 이상에서는 열간 압연시 표면균일이 발생하기 쉽기 때문에 그 상한은 0.7wt%로 하는 것이 바람직하다.

Cr은 고용강화와 경화능 향상에 의해서 강도를 증가시키는 효과가 있으나 0.5wt%를 초과하면 용접성을 해치기 때문에 0.5 wt%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 0.05wt%미만에서는 강도 향상 효과가 거의 없기 때문에 그 하한은 0.05wt%로 하는 것이 바람직하다.

V은 강도 향상을 위해서 첨가되며 강도 향상 효과를 위해서는 0.01wt%이상이요구되며 0.2wt%이상에서는 그 효과가 거의 포화될 뿐만 아니라 용접성 등에도 악영향을 줄수 있기 때문에 0.01~0.2wt%로 첨가량을 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키기 위해서 희토류 금속(REM) 및/또는 Ca을 첨가할 수 있다. REM과 Ca은 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로서 인성을 향상시키며, 미량을 첨가하면 강판두께 변화에 의한 강도차이를 최소화하는 본 발명의 목적을 해치지 않으면서 용접 열영향부의 인성을 향상시킬 수 있다.

상술한 바와같이 희토류금속(REM)은 강 중에서 옥시설파이드를 형성함으로서 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 인성을 향상시킨다. 그러나 그 첨가량이 지나치게 증가되면 강 중의 개재물 함량이 증가하여 강판의 인성을 해치기 때문에 그 첨가량은 0.02wt%이하로 제한하는 것이 필요하다. 그러나, 0.002wt%이하에서는 용접 열영향부의 인성 향상 효과가 미약하기 때문에 그 하한은 0.002wt%로 하는 것이 바람직하다.

Ca은 용접 열영향부의 인성 향상과 강 중의 MnS와 같은 황화물의 구상화를 촉진함으로서 재질 이방성 개선에도 효과가 있으나 0.01wt% 이상 첨가되면 강의 청정도가 감소됨으로서 오히려 인성을 해치게 됨으로 0.01wt%이하로 그 상한을 제한하는 것이 필요하다. 그러나 0.0005wt% 미만이 첨가될 경우에는 상술한 효과를 기대하기 어렵기 때문에 그 하한은 0.0005wt%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 기본성분으로 조성된 강은 상술한 바와 제조조건 즉 재가열온도, 압연이력및 냉각이력에 의한 강도변화를 최소화하였다.

한편, 본 발명에 의한 테이퍼 강판 제조방법은 상술한 성분의 강 슬라브를 1000~1350℃의 온도에서 소정의 시간동안 가열하고 Ar3이상의 온도에서 열간압연을 종료하고 공냉 또는 가속냉각을 실시함을 포함한다.

이때, 슬라브 가열온도가 1000℃ 이하이면 주조중에 형성된 석출물(예로써, BN, MoC, Fe₂₃(C,B)₆등)들이 충분하게 고용되지 않을 수 있으며 이 경우에 B과 Mo에 의한 본 발명의 효과가 반감되기 때문에 1000℃ 이상 가열하는 것이 바람직하다. 한편 가열온도가 1350℃를 초과해도 본 발명의 효과는 실현되지만 표면산화가 심해짐으로써 스케일 결함이 발생할 수 있기 때문에 그 상한은 1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.

Ar3 온도 이하에서 열간압연이 행해지면 변태된 완료된 그래뉼 베이나이트계 페라이트를 주체로 하는 중간조직이 변형을 받으며 가공경화에 의해서 강도가 증가하게 된다. 따라서 Ar3온도 이하에서 열간압연이 이루어지는 경우에는 Ar3이하의 압연량에 의해서 강도가 변화되기 때문에 강판두께 변화에 의한 강도차이가 증가하게 됨으로 열간압연은 Ar3 온도 이상에서 종료하는 것이 필요하다. 한편, 미재결정역에서의 압하량을 변경하는 것에 의해서 인성을 조절할수 있다. 즉, 고인성이 요구되는 경우에는 미재결정역 압연량을 증가시켜서 오스테나이트 유효결정립을 미세화시키면 된다.

압연후 냉각은 공냉을 실시하면 되지만 형상제어와 균일냉각에 문제가 없으면 가속냉각 실시해도 무방하다. 그러나, 가속냉각시 50℃/sec 이상의 매우 빠른 속도로 냉각하면 등축정계 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성될 수 있으며,이 경우에는 강판 두께에 따른 강도 차이가 증가할 수 있으며 인성도 감소하기 때문에 가속냉각을 행하는 경우에 최대 냉각속도는 50℃/sec 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표1에 나타낸 여러 화학성분을 갖는 강 슬라브를 1200℃로 가열한 후에 Ar3 온도이상에서 열간압연을 종료하고 공냉을 행함으로써 제조하였다. 압연형상은 도 1에 나타낸 바와같이 강판의 두께가 강판 길이방향을 따라 직선적으로 변하는 테이퍼 형상이며 가장 얇은 부위의 두께가 10mm이고 가장 두꺼운 부위의 두께가 60mm 이였다.

상기와 같이 제조된 강판에 대해서 강판의 두께가 20mm인 위치와 50mm인 위치에서 판폭 중앙부에서 인장시험과 샤르피(Charpy)충격시험편을 채취하여 시험을 행하고 그 조사결과를 표 2에 요약하였다. 표 1과 표 2의 A27은 일본공개특허공보(A) 특개2000-303147 표 1과 표 3에서 제시된 강번호 3에 대한 결과를 비교를 위해서 함께 나타내었다.

표 2의 결과를 보면 본 발명의 기본 성분으로 조성되는 발명예들은 강판 두께 20mm부위와 50mm 부위의 강도차이가 20 MPa이하로 매우 이는 상술한 종래예들에서 일반적으로 제시하고 있는 50 MPa 이하에 비해서 현저하게 개선된 결과이다. 이에 부가하여 상술한 길이 방향 재질편차가 적은 테이퍼 강판을 제동하는 종래의 제안에서는 대부분 인장강도 490MPa급이면서도 용접 저온균열 민감도를 나타내는P_cm값이 0.19 이상으로 용접성에 대한 문제점을 안고 있었지만 표 1과 표 2에 나타낸 본 발명의 기본 성분계는 P_cm값이 0.15이하로 매우 낮으면서도 인장강도 520 MPa급 이상의 고장력화가 실현되었음을 알 수 있다.

합금성분 별로 상세히 살펴보면, 먼저, C의 경우는 상술한 바와같이 그 함량이 0.003wt%미만이거나 0.035wt%를 초과하는 경우(강번호 A1, A6)에는 두꺼운 부위와 얇은 부위의 강도 차이가 매우 커지고 있으며, 또한 전체적으로 강도가 저하함으로서 인장강도 520MPa급에 상응하지 못하고 있다. 이에대한 원인은 상술한 바와같다.

본 발명에서는 탈산제로 첨가하고 있는 Si의 경우는 본 발명의 상한인 0.8wt%가 첨가되어도 본 발명의 효과에는 영향을 주지 않고 있다.(강번호 A7)

Mn의 경우(강번호 A8~A12, A4)는 Ar3온도를 낮춤으로써 강도를 증가시키는 한편 냉각속도가 느린 경우에 페라이트 형성을 억제함으로써 강판 두께차이에 의한 강도차이를 줄여주는 원소인데, 0.4wt% 미만에서는 그 효과가 거의 나타나지 않고 있으며, 2.2wt%를 초과하는 경우에는 얇은 강판에서 등축정계 마르텐사이트가 형성됨으로서 그 효과가 사라짐은 물론 P_cm값도 크게 증가하여 용접성이 나빠지게 된다.

또한, B이 첨가되지 않은 경우(강번호 A13)는 큰 강도 감소와 함께 얇은 부위와 두꺼운 부위의 강도차이도 크게 증가하고 있으며 0.0005wt% 이상 첨가된 경우(강번호 A14, A4, A15)에는 고강도와 강도 차이가 작은 본 발명의 효과가 실현되고 있다. 반면에 0.0035wt%를 초과하는 경우(강번호 A16)에는 이러한 효과가 오히려 줄어들고 있다.

Ti이 첨가되지 않은 경우(강번호 A17)에는 얇은 부위와 두꺼운 부위의 강도 차이가 매우 증가함은 물론 전반적으로 강도가 감소하며 Ti이 0.005wt%이상 첨가되면 본 발명의 효과가 달성되고 있으며, 그 첨가량이 증가할수록 그 효과도 증가함을 알 수 있다.(강번호 A18~A19, A4). 그러나, 0.05wt%를 초과하는 경우(강번호 A20)에는 그 효과가 거의 포화되는 반면에 인성이 크게 낮아지고 있음을 보여주고 있다.

불순물로 포함되는 N의 경우는 0.005wt%까지는 본 발명의 효과를 크게 감소키지 않고 있으나 그 이상을 초과하면 본 발명의 효과를 현저히 저하시킴을 알 수 있다.(강번호 A4, A21, A22).

또한, Mo이 0.05wt%미만인 경우(강번호 A23)에는 본 발명의 효과가 실현되지 못하고 있으며, 0.05wt%이상 첨가된 경우(강번호 A24~A26)에는 본 발명의 효과가 충분히 발현되는 것을 알 수 있다. 한편, Mo의 함량이 0.5wt%를 초과하는 경우(강번호 A26)에는 그 효과가 거의 포화되고 오히려 Pcm이 크게 증가함을 알 수 있다.

(실시예 2)

표 3에 나타낸 여러 화학성분을 갖는 강 스라브를 1200^oC로 가열한 후에 Ar3 온도 이상에서 열간 압연을 종료하고 공냉을 행함으로써 제조하였다. 압연형상은 제 1도에 나타낸 바와 같이 강판의 두께가 강판 길이방향을 따라 직선적으로 변하는 테이퍼 형상이며 가장 얇은 부위의 두께가 10mm 이고 가장 두꺼운 부위의 두께가 60mm 이다.

상기와 같이 제조된 강판에 대해서 강판의 두께가 20mm 인 위치와 50mm 인 위치에서 판폭 중앙부에서 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험편을 채취하여 시험을 행하고 그 조사결과를 표 4에 요약하였다. HAZ의 인성을 평가하기 위해서 강판을 1350^oC로 가열한 후 800^oC~500^oC 범위를 300초 동안 냉각하는 열사이클(50kJ/mm의 입열량으로 용접할 경우의 HAZ의 열이력에 해당됨)을 실시하고 난 후 샤르피 충격시험편을 채취하여 영하 5^oC에서 샤르피 충격흡수에너지를 측정하였으며 그 조사 결과를 표 4에 나타내었다.

표 4의 조사 결과를 보면, 상술한 바와 같이 본 발명의 기본 성분계에 Nb, Ni, Cu, Cr, V, Ca 및 REM을 1종 이상 적정량 첨가함으로써 본 발명의 특징인 길이방향으로 강판 두께가 변하는 테이퍼 강판에서 길이방향 강도 차이를 최소화하는 장점을 희생시키지 않고 모재의 강도 증가와 인성 향상은 물론 용접 열영향부의 인성 증가가 가능함을 알 수 있다.

구체적으로, B1과 B2을 보면 본 발명의 성분범위에서 Nb는 강도 증가와 함께 인성을 증가시키는 효과가 있으며 이와 같은 인성 증가는 상술한 바와 같이 미재결정 온도 증가에 의한 오스테나이트 유효 결정립 크기 감소의 결과이다. Ni도 강도증가와 인성향상에 효과가 있으며 그 원인은 상술한 바와 같다(강번호 B3, B4). 한편, 본 발명의 기본 성분계에 적정량의 Cu (강번호 B5, B6), Cr (강번호 B7, B8) 및 V (강번호 B9, B10)이 첨가되면 강도 증가에 매우 효과적인 것을 알 수 있다. 그리고 Ca과 REM의 미소량 첨가(강번호 B11~B14)는 용접 열영향부의 인성 증가에매우 효과적임을 알 수 있다.

또한, 상기의 원소들을 2종 이상을 선택하여 복합 첨가하는 경우(강번호 B15, B16)에도 기본 성분계가 가지고 있는 특징을 유지하면서 상기 원소들에 의한 모재 강도와 인성 증가는 물론 용접 열영향부의 인성 증가를 도모할 수 있다.

결과적으로, 본 발명의 기본 성분계에 사용 목적 등에 따라 적정량의 Nb, Ni, Cu, Cr, V, Ca 및 REM을 1종 이상 조합하여 첨가함으로써 모재의 강도 수준을 조정하거나 인성을 향상할 수 있을 뿐만 아니라 용접 열영향부의 인성을 향상시킬 수 있다.

(실시예 3)

발명예에 해당하는 표 1의 A4 강 스라브를 표 5에 나타낸 조건으로 실시 예1과 같은 형상의 테이퍼 강판을 제조하였다. 제조된 강판에 대해서 강판의 두께가 20mm 인 위치와 50mm 인 위치에서 판폭 중앙부에서 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험편을 채취하여 시험을 행하고 그 조사결과를 표 6에 요약하였다.

표 6의 조사결과를 보면, 1000^oC 이상의 스라브 가열온도에서는 본 발명의 특징이 잘 나타나고 있는 반면에 900^oC의 재가열 온도에서는 본 발명에서 요구하고 있는 강도가 충분히 얻어지지 않고 있으며 강도 두꺼운 부위와 얇은 부위의 강도 편차도 매우 커졌다. 상술한 바와 같이 이는 재가열 온도가 낮아짐에 따라 주조 중에형성된 석출물(예로써 BN, MoC, Fe₂₃(CB)₆등)들이 충분하게 고용되지 않고 이 경우에 B과 Mo에 의한 본 발명의 효과가 반감되기 때문이다.

마무리 압연온도 변화에 따른 영향을 조사한 결과(시편번호 5~8, 3)를 보면, Ar3 온도 이상에서는 마무리 압연온도가 낮아짐에 따라 약간의 강도감소는 있으나 본 발명의 특징인 강판두께에 따른 강도차이는 큰 변화가 없다. 그러나 마무리 압연온도가 Ar3 보다 낮은 5번 시편은 오히려 강도가 증가하고 강판 부위별 강도차이도 증가함으로써 본 발명의 장점이 사라짐을 알 수 있다. 이는 상술한 바와 같이 오스테나이트의 일부가 준-폴리고날(quasi-polygonal) 페라이트로 변태한 후에 열간 압연이 행해짐으로써 가공경화 되는 것에 기인함을 본 발명을 통하여 발견하였다.

한편, 상술한 바와 같이 인성을 향상시키기 위해서 미재결정역에서의 압하량을 조정할 수 있다. 즉, 고인성이 요구되는 경우에는 미재결정역 압연량을 증가시켜서 오스테나이트 유효 결정립을 미세화시키면 된다. 표 6의 8과 9는 이를 보여주는 조사결과 인데, 미재결정역에서 10%의 열간 압연을 행한 8번 시편은 미재결정역 압연을 실시하지 않은 3번 시편에 비해서 인성이 향상되었음을 알 수 있으며 미재결정역 누적 압연량이 50%로 증가된 9번 시편은 더 높은 인성을 보이는 것을 알 수 있다. 즉, 미재결정역의 압연량을 적절히 조절함으로써 길이방향으로 강판두께 변화에 따른 강도 차이를 최소화 하는 본 발명의 특징을 유지하면서 인성을 향상시킬 수 있음을 알 수 있다.

상술한 바와같이 본 발명에 의한 테이퍼강판은 길이방향으로 두께변화에 의해 생기는 강도차이가 매우 적기 때문에 건축구조물, 조건, 토목구조물등에 사용되는 용접성이 우수한 520 MPa 급이상의 고강도 테이프 강판으로 사용될 수 있다. 특히 별도의 열처리나 공정단계를 거치지 않음으로서 제조기간을 단축하고 판변형이나 잔류응력의 문제점없이 효과적으로 강재를 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량기준으로 C: 0.003~0.035%, Si: 0.8%이하, Mn: 0.4~2.2%, B: 0.0005~0.0035%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Mo: 0.05~0.5%, Sol-Al: 0.005~0.1%와 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는, 용접성이 우수한 인장강도 520MPa급이상의 테이퍼 강판.
제 1 항에 있어서, 나아가 Nb: 0.005~0.1wt%를 함유함을 특징으로 하는 테이퍼강판.
제 1 항 또는 제 2 항중 어느 한 항에 있어서, 나아가 Ni: 0.05~3.0wt%를 함유함을 특징으로 하는 테이퍼강판.
제 1 항 또는 제 2 항중 어느 한 항에 있어서, 나아가 Cu: 0.05~0.7wt%, Cr: 0.05~0.5wt%와 V: 0.01~0.2wt%으로 구성되는 그룹에서 선택된 최소 1종을 함유함을 특징으로 하는 테이퍼 강판.
제 3 항에 있어서, 나아가 Cu: 0.05~0.7wt%, Cr: 0.05~0.5wt%와 V: 0.01~ 0.2wt%로 구성되는 그룹에서 선택된 최소 1종을 함유함을 특징으로 하는 테이퍼강판.
제 1항, 제 2항 또는 제 5 항중 어느 한 항에 있어서, 나아가 Ca: 0.01wt% 이하, 희토류금속(REM): 0.02wt% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 함유함을 특징으로 하는 테이퍼 강판.
제 3 항에 있어서, 나아가 Ca: 0.01wt% 이하, 희토류금속(REM): 0.02wt% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 함유함을 특징으로 하는 테이퍼 강판.
제 4 항에 있어서, 나아가 Ca: 0.01wt% 이하, 희토류금속(REM): 0.02wt% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 함유함을 특징으로 하는 테이퍼 강판.
중량%로 C: 0.003~0.035%, Si: 0.8%이하, Mn: 0.4~2.2%, B: 0.0005~0.0035%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Mo: 0.05~0.5%, Sol-Al: 0.005~0.1%와 나머지 Fe및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1000~1350℃에서 가열한 후 열간 압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 열간압연을 종료하고 공냉 또는 50℃/sec이하로 가속 냉각시킴을 특징으로 하는 용접성이 우수한 인장강도 520MPa이상의 테이퍼 강판의 제조방법.