KR101639845B1

KR101639845B1 - 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101639845B1
Application number: KR1020130163264A
Authority: KR
Inventors: 김용진; 서인식; 이순기; 이홍주
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-12-24
Filing date: 2013-12-24
Publication date: 2016-07-14
Also published as: KR20150074985A

Abstract

본 발명은 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
이를 위해, 본 발명에서는 강재의 성분계 및 제조조건을 최적화하는 것에 의해 강재의 경화능을 향상시키는데 유리한 미세조직의 확보로부터, 내절단 균열성이 우수한 고장력강을 제공할 수 있다.

Description

내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH THICK SHEET WITH CUTTING CRACK RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

일반적으로 고경도 및 내마모성을 갖는 고강도 강판은 높은 경화능과 높은 강도를 갖는 반면, 인성이 취약하다는 단점이 있다.

따라서, 이러한 고경도 내마모강에 가스절단과 같은 절단가공을 행하게 되면, 열이력(열응력)이 집중되는 절단부위에서 균열이 발생하는 등 문제가 발견되었다. 따라서, 이러한 고경도 내마모강을 절단할 경우, 가공시 예열 및 후열 등의 세심한 주의가 요구되며, 이로 인해 가공 효율성이 저하되는 등의 문제가 있다.

이에, 고경도 내마모강의 인성을 향상시키고자 하는 시도가 많이 이루어졌으며, 일 예로 특허문헌 1에서는 니켈(Ni) 또는 몰리브덴(Mo)과 같은 고가의 원소를 첨가하는 것으로부터 경화능을 확보하는 동시에 인성 향상을 도모한 바가 있다. 그러나, 이와 같이 고가의 원소 사용에 따른 제조원가의 상승이 동반되며, 이는 경제적인 측면에서 불리하다.

따라서, 이와 같은 단점을 해결하기 위한 방안으로서, 특허문헌 2에서는 제어압연을 통해 마르텐사이트 조직 내에 전위밀도를 상승시키고, 수소 트랩 사이트를 증대시킴으로써 내지연파괴 특성을 향상시키고자 하였다. 하지만, 이는 수소에 의한 지연파괴 특성만을 개선하고자 한 것으로, 내절단 균열성을 향상시키는데에는 부족하다.

더욱이, 외부의 환경적 요인으로 인해 일정 수준의 응력 또는 온도가 확보되면 트랩되어 있던 수소가 확산하여 결함부위에 집적되어 균열을 발생시킬 수 있는 소지가 있어 사용 범위를 제한할 수 밖에 없는 한계가 있다. 특히, 인성에 유리한 성분을 첨가하더라도 중심부 경화능을 적절히 조절하지 못하면 절단시 균열 발생 위험을 항상 내포하고 있는 문제가 있다.

따라서, 고가 원소를 첨가하지 않으면서, 강재의 내절단 균열성을 향상시킬 수 있는 효과적인 방안이 요구된다.

일본 공개특허공보 제1994-116637호 일본 공개특허공보 제1999-229075호

본 발명의 일 측면은, 열이력(열응력)이 수반되는 경우에도 열이력 수용력이 우수하여 균열 등이 발생하지 않는 고장력강 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 망간(Mn): 2~4%를, 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.2% 이하(0은 제외) 및 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 불가피 불순물을 포함하고,

강재 표면부(표면으로부터 0.4t까지의 범위)의 미세조직은 마르텐사이트 단상을 포함하고, 강재 중심부(0.4t < 중심부 < 0.6t)의 미세조직은 면적율로 40% 이상의 베이나이트+페라이트 복합조직 및 60% 이하의 마르텐사이트로 이루어지는 내절단 균열성이 우수한 고장력강을 제공한다.

(여기서, t는 강재의 두께를 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 800~950 ℃로 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 300℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 냉각 단계는 하기 관계식 2를 만족하는 냉각속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 내절단 균열성이 우수한 고장력강의 제조방법을 제공한다.

[관계식 2]

0.7×CR < CR = 17.2-(3.72×H) < 0.85×CR

(상기 관계식 2에서 CR은 냉각속도, H는 중심부 경화능 지수를 의미한다.)

본 발명에 의하여, 강재 중심부의 경화능을 적절한 수준으로 유지하여 중심부 응력 수용력이 우수하고, 강도 및 경도가 우수한 고장력강을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 발명강 3 및 비교강 2의 두께에 따른 경도 분포를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 발명강 3의 중심부 미세조직 사진을 나타낸 것이다.

통상, 마르텐사이트계 고경도 내마모강은 높은 항복강도 및 인장강도를 가지고 있어 구조재 및 운송/건설기계에 널리 사용되고 있다. 이와 같은 고경도 내마모강은 일반적으로 고탄소, 고합금원소를 포함하며, 충분한 강도를 얻을 수 있는 마르텐사이트 조직을 확보하기 위해 퀀칭(quenching) 공정이 필수적으로 행해진다.

또한, 고경도 내마모강은 건설, 토목 등의 산업 분야에서 유용하게 사용되기 위하여 강재를 절단하는 등의 가공을 거치는 경우가 많으며, 이때 상기 고경도 내마모강은 인장강도 1GPa 이상의 고강도 강이기 때문에 기계절단이 용이하지 못하며, 주로 가스절단을 많이 이용한다.

그런데, 고경도 내마모강은 강도 및 경도가 우수한 반면에, 인성이 취약한 문제로 인해 가스절단 후 절단부위의 열영향부에서 균열이 발생하는 등의 문제가 있음이 발견되었다. 이에, 가스절단 외의 워터젯 절단이나 기계절단 등과 같이 열영향을 최소화하는 절단 방법을 사용하거나, 절단가공 전후에 예열 및 후열 처리 등의 공정을 추가함으로써 절단 후 급냉에 의해 발생하는 열응력을 감소시켜 균열 발생 위험도를 감소시킬 수 있으나, 이러한 방법들도 절단가공 공정에 부하 및 제한을 주어, 최종제품을 제작하는데 있어서는 그 효율성을 저하시키는 문제가 있다.

이에, 본 발명자들은 상기 고경도 내마모강의 절단가공시 문제점을 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강재의 중심부에 연성상을 갖도록 하는 경우, 열응력이 집중되는 부위에서 응력 수용 능력을 향상시킬 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특별히, 본 발명은 강재의 미세조직을 최적화하기 위하여, 강재의 성분계를 최적화함과 더불어, 제조공정의 조건을 최적화함으로써 적절한 경화능을 확보하여 가스절단시 발생하는 열응력을 수용하는데에 유리한 미세조직을 얻는 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명 강재의 성분계에 대하여 상세히 설명한다. (각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.)

C: 0.05~0.30%

탄소(C)는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 강도와 경도를 증가시키는데 효과적이며, 특히 경화능 향상을 위해 유익한 원소이다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 C를 0.05% 이상으로 첨가할 필요가 있으며, 그 함량이 너무 높으면 강도확보에는 유리하지만, 인성을 저하시켜 충격이 많이 가해지는 사용환경에서 내마모성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.30%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 2~4%

망간(Mn)은 C와 함께 강의 경화능을 증가시키는데 매우 유리한 원소이며, 특히 후물 강재에서 경도 확보에 유리한 원소이다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 Mn을 2% 이상으로 첨가할 필요가 있으며, 만일 Mn의 함량이 2% 미만이면 경화능 부족으로 인해 페라이트 또는 베이나이트가 쉽게 형성되어 목표로 하는 경도를 확보하기 어려워진다. 반면, 그 함량이 4%를 초과하게 되면 용접성을 현저히 저감시킬 우려가 있으며, 강재의 제조원가를 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 2~4%로 제한하는 것이 바람직하며, 이러할 경우 열간압연 또는 용체화 처리 후 냉각단계에서 안정한 마르텐사이트 조직을 용이하게 확보할 수 있다.

B: 0.01% 이하(0은 제외)

보론(B)은 소량 첨가로도 재료의 소입성을 효과적으로 상승시켜 강도를 증가시키는 원소이며, 결정립계 강화를 통한 입계파괴를 억제하는 효과가 있다. 다만, 너무 과도하게 첨가하면 조대한 석출물을 형성하여 인성 및 용접성을 저하시키는 문제가 있으므로, 그 함량은 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.2% 이하(0은 제외)

티타늄(Ti)은 강도 향상에 효과적인 원소이면서, 소입성 향상에 중요한 원소인 B의 효과를 극대화하는 원소이다. 이러한 Ti을 B와 함께 첨가할 경우, Ti은 TiN의 형성에 의해 BN이 형성되는 것을 억제함으로써 고용 B를 증가시켜 B에 의한 소입성 향상을 극대화시킨다. 또한, 석출된 TiN은 오스테나이트 결정립을 고정(pinning)시켜 결정립 조대화를 방지하는 효과를 나타낸다. 그러나, Ti을 너무 과도하게 첨가하게 되면 Ti 석출물이 조대화되어 인정의 저하를 초래하는 문제가 있으므로, 그 함량은 0.2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.1% 이하(0은 제외)

니오븀(Nb)은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, Nb 탄질화물을 형성하여 강도 증가와 함께 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 중요한 원소이다. 그러나, 이러한 Nb를 너무 과도하게 첨가할 경우 조대한 석출상의 형성으로 인성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 함량은 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

H값: 2.3~4.5

본 발명의 강재는 상술한 성분계를 가지면서, 하기 관계식 1로 표현되는 경화능 지수가 2.3~4.5를 만족하는 것이 바람직하다.

하기 경화능 관련 관계식 1은 본 발명의 성분계에서 경화능에 직접적인 영향을 미치는 C 및 Mn의 함량을 토대로 도출한 것으로서, 그 값이 2.3 미만이면 충분한 두께의 내마모강을 생산하기 어려워지며, 반면 4.5를 초과하게 되면 마르텐사이트가 너무 쉽게 형성되어 본 발명에서 목표로 하는 중심부 연성상을 확보하기 어려워지는 문제가 있다.

[관계식 1]

H 값(중심부 경화능 지수)= 0.5C + 1.08Mn

(상기 관계식 1에서 C 및 Mn은 중량%를 의미한다.)

상술한 성분계를 갖는 강재로서, 열응력이 집중되는 부위에서도 열응력 수용력이 우수하여 내절단 균열성을 우수하게 갖는 강재가 되기 위한 바람직한 조건으로 강재의 미세조직에 대하여 한정할 필요가 있다.

본 발명에서는 강재의 내절단 균열성을 향상시키기 위하여 강재 중심부(0.4t < 중심부 < 0.6t)의 미세조직을 표면부(표면으로부터 0.4t까지의 범위)와 다르게 제어하는 것이 바람직하다. (여기서, t는 강재 두께를 의미한다.)

즉, 강재의 내절단 균열성을 높이기 위해서는 강재 중심부의 경도를 낮출 필요가 있다.

이에 따라, 본 발명에서는 강재 중심부의 미세조직을 면적율로 40% 이상의 베이나이트+페라이트 복합조직 및 60% 이하의 마르텐사이트로 포함하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 강재 중심부에 연한 미세조직 상을 형성하는 것에 의해 강재 중심부의 경도수준을 완화시킬 수 있다. 또한, 이러한 강재에 열응력이 가해진 경우 그 중심부에서 응력 수용력을 향상시킬 수 있다.

상기와 같은 강재 중심부의 미세조직은 열연강판을 냉각하는 공정에서 모두 생성되며, 본 발명에서는 상기 베이나이트와 페라이트의 각각의 분율에 상관없이 그 합이 40% 이상인 것이 바람직하다.

그리고, 강도 및 경도는 강판 표면부의 미세조직에 영향을 크게 받으므로, 강판 표면부의 미세조직은 마르텐사이트 단상으로 포함하는 것이 바람직하다.

상기 강재 표면부의 미세조직은 상술한 성분조성에 의해서 생성될 수 있으며, 이와 같이 강재 표면부에서 마르텐사이트 단상 조직을 형성시키는 것에 의해, 표면부 경도 및 강도를 우수하게 확보할 수 있다.

상술한 성분계를 가지면서, 미세조직 조건을 충족하는 본 발명의 강재는 표면부 경도가 HB360 이상이고, 중심부 경도가 HB350 이하를 갖는 것으로서, 내절단 균열성이 우수한 강재를 제공할 수 있다.

이하, 상술한 바와 같은 본 발명의 목적을 충족하는 강재를 제조하기 위하여 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 제조방법은 개략적으로 상술한 성분계를 만족하는 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리한 후, 열간압연을 거쳐 열연강판으로 제조한 후 이를 바로 냉각하는 방법을 제공한다. 이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 상세히 설명한다.

강 슬라브 재가열 단계: 1050~1250℃

강 슬라브의 재가열 공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강재의 기계적 물성을 충분히 얻고자 하는 것으로서, 그 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 재가열 공정이 수행되어야 한다.

강 슬라브를 가열하는 온도가 1050℃ 미만이면 합금원소 고용화율이 낮아져 Nb 탄질화물이 충분히 용해되지 못함에 따라 결정립 미세화 효과를 얻기 어려워지는 문제가 있으며, 반면 1250℃를 초과하게 되면 과도한 스케일의 형성으로 최종제품의 표면불량을 야기시키는 문제가 있다.

열간압연 단계: 800~950℃

상기와 같이 재가열된 슬라브를 800~950℃에서 마무리 압연을 실시하여 열연강판으로 제조한다.

본 발명에서 마무리 압연온도를 800℃ 이상으로 제한하는 것은, 오스테나이트 단상영역에서의 압연을 완료하기 위하며, 만일 Ar3 이하의 이상영역에서 압연이 이루어지면 페라이트가 형성되어 강도가 하락하는 문제가 있기 때문에, Ar3 온도 대비 충분히 높은 온도에서 압연을 종료하는 것이 바람직하다. 또한, Ar3 온도보다 높은 온도라 하더라도 800℃ 미만으로 압연온도가 낮아지게 되면 지나친 팬-케이크(pan-caked) 조직이 형성되어 판재의 이방성이 발생하는 문제가 있다. 반면, 950℃를 초과하게 되면 미재결정역 압연량이 부족하여 충격인성의 확보가 어려워지는 문제가 있다.

상기한 바에 따라 압연공정을 거친 후 후속되는 냉각방법에 따라 강재의 미세조직을 제어할 수 있다.

냉각단계

상기와 같이 열간압연하여 제조된 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하는 냉각속도로 냉각하여 300℃ 이하에서 냉각을 정지한다.

[관계식 2]

0.7×CR < CR = 17.2-(3.72×H) < 0.85×CR

본 발명에서 냉각종료온도를 300℃ 이하로 제한하는 이유는, 300℃ 보다 높은온도에서 냉각이 종료되면 복열현상으로 인한 자가템퍼링(self-tempering) 효과가 나타나 강도가 감소할 우려가 있으므로, 바람직하지 못하다.

그리고, 본 발명은 목표로 하는 미세조직의 확보를 위해서 냉각속도(CR)를 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게 상기 냉각속도(CR)는 상기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 상기 냉각속도(CR)는 본 발명에서 제안하는 성분계에 따라 결정되는 강재 자체의 경화능 지수 즉 H와 관계되며, 상기 H와 CR에 의해 강재 내부의 미세조직이 결정된다.

보다 구체적으로, 본 발명은 의도하는 강도 및 경도의 확보를 위해 강재 중심부의 미세조직을 40% 이상의 베이나이트+페라이트 복합조직으로 형성하여야 하며, 이와 같은 복합조직은 상기 H값에 의해 결정되는 임계 CR값이 상기 관계식 2를 만족할 때 형성될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분계 및 조성범위를 만족하는 슬라브를 하기 표 1에 나타낸 일련의 재가열 및 열간압연 공정을 통해 열연강판으로 제조하였다. 이후, 상기 각각의 열연강판을 하기 표 2에 나타낸 냉각조건으로 냉각하였다.

이후, 상기 각각의 제조된 강재의 표면부와 중심부의 미세조직과 경도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

또한, 상기 각각의 제조된 강재를 300mm/min의 속도로 가스절단 한 후 절단부위에서 균열 발생 여부를 비파괴 검사를 통해 확인하였으며, 추가로 시편을 채취하여 미세조직 내 균열 유무를 육안으로 관찰하였다. 이때, 균열이 발생된 경우는 ×, 균열이 미발생된 경우는 ○로 표시하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

구분	성분조성(중량%)					H값	제조조건
구분	C	Mn	B	Ti	Nb	H값	재가열 온도(℃)	마무리 압연 온도(℃)	냉각속도 (℃/s)	종료온도 (℃)
발명강1	0.06	3.8	0.002	0.025	0.05	4.134	1107	878	1.2	250
발명강2	0.13	3.2	0.008	0.16	0.06	3.521	1120	855	3.1	207
발명강3	0.19	2.7	0.003	0.09	0.04	3.011	1160	921	4.5	220
발명강4	0.22	2.4	0.0015	0.048	0.08	2.702	1125	819	5.2	158
발명강5	0.28	2.1	0.0045	0.037	0.05	2.408	1170	804	6.3	232
비교강1	0.19	2.7	0.003	0.09	0.04	3.011	1160	921	2.0	282
비교강2	0.19	2.7	0.003	0.09	0.04	3.011	1160	921	8.0	175
비교강3	0.04	2.9	0.002	0.025	0.05	3.152	1150	885	5.0	192
비교강4	0.11	1.3	0.008	0.16	0.06	1.459	1130	822	10	218
비교강5	0.32	4.5	0.0015	0.048	0.08	5.02	1195	932	3.0	284
비교강6	0.19	2.7	0.003	0.09	0.04	3.011	1090	750	4.5	256
비교강7	0.19	2.7	0.003	0.09	0.04	3.011	1160	921	2.0	358

구분	미세조직		경도		강도 (MPa)	내절단 균열성
구분	표면부	중심부	표면부 (HB)	중심부 (HB)	강도 (MPa)	내절단 균열성
발명강1	M(100%)	F+B(51%)/M(49%)	390	341	1089	○
발명강2	M(100%)	F+B(47%)/M(53%)	423	342	1179	○
발명강3	M(100%)	F+B(43%)/M(57%)	451	334	1258	○
발명강4	M(100%)	F+B(42%)/M(58%)	464	330	1294	○
발명강5	M(100%)	F+B(40%)/M(60%)	496	327	1385	○
비교강1	M(37%)	F+B(52%)/M(48%)	326	312	967	○
비교강2	M(100%)	M(100%)	451	442	1370	×
비교강3	M(41%)	F+B(50%)/M(50%)	356	321	994	○
비교강4	M(45%)	F+B(61%)/M(49%)	366	251	778	○
비교강5	M(100%)	M(100%)	578	520	1613	×
비교강6	M(100%)	M(100%)	453	425	1318	×
비교강7	M(39%)	F+B(49%)/M(51%)	347	321	995	○

(상기 표 2에서 M은 마르텐사이트, F는 페라이트, B는 베이나이트를 의미한다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 만족하는 발명강 1 내지 5는 중심부 미세조직 중 연한상이 충분히 확보됨으로써 중심부 경화능을 적절한 수준으로 유지할 수 있으며, 이로 인해 내절단 균열성을 우수하게 확보할 수 있었다. 이는, 중심부 응력 수용력이 향상되었음을 의미한다.

반면, 비교강 1 및 2는 냉각속도가 본 발명에서 제안하는 바(관계식 2)를 만족하지 못하는 경우로서, 비교강 1의 경우에는 표면부의 경도가 부족하고 강도가 저하되었으며, 비교강 2의 경우에는 중심부에서도 fully 마르텐사이트가 형성됨에 따라 경화능 부족으로 가스절단부에서 균열이 발생되었다.

비교강 3은 탄소 함량이 본 발명을 벗어나고, 비교강 3는 Mn의 함량과 경화능 값(H)이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 모두 표면부에서의 경도가 부족하고 강도가 저하된 것을 확인할 수 있다.

비교강 5는 탄소, 망간 및 H 값이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 중심부에서 마르텐사이트가 과다하게 형성되어 경화능 부족으로 가스절단부에서 균열이 발생되었다.

비교강 6은 마무리 압연시 온도가 너무 낮은 경우로서, 역시 중심부 경화능 부족으로 인해 내절단 균열성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

비교강 7은 냉각종료온도가 너무 높은 경우로서, 표면부에서 마르텐사이트 상의 형성이 불충분하여 표면 경도를 확보할 수 없었으며, 강도가 저하된 것을 확인할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 발명강 3 및 비교강 2의 두께에 따른 경도 분포를 그래프화하여 나타낸 것이다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 발명강의 경우 강의 중심부(약 10~30mm 두께)에서는 경도가 낮아지는 것을 확인할 수 있으며, 비교강의 경우에는 전 두께에서 경도가 유사한 것을 확인할 수 있다.

발명강의 경우 중심부 경도를 완화시킨 것에 의해 응력 수용력을 향상시킬 수 있는 것에 반해, 비교강은 중심부 균열에 대한 위험도가 높은 것으로 확인된다.

도 2는 본 발명의 실시예에 따른 발명강 3의 중심부 미세조직을 관찰한 결과를 나타낸 것이다.

도 2에 나타낸 바와 같이, 중심부에서 마르텐사이트와 베이나이트가 혼재되어 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 망간(Mn): 2~4%를, 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.2% 이하(0은 제외) 및 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 불가피 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1로 표현되는 H 값이 2.3~4.5를 만족하고,
강재 표면부(표면으로부터 0.4t까지의 범위)의 미세조직은 마르텐사이트 단상을 포함하고, 강재 중심부(0.4t < 중심부 < 0.6t)의 미세조직은 면적율로 40% 이상의 베이나이트+페라이트 복합조직 및 60% 이하의 마르텐사이트로 이루어지는 내절단 균열성이 우수한 고장력강.
(여기서, t는 강재의 두께를 의미한다.)
[관계식 1]
H 값(중심부 경화능 지수)= 0.5C + 1.08Mn
(상기 관계식 1에서 C 및 Mn은 중량%를 의미한다.)
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제 1항에 있어서,
상기 고장력강은 표면부의 경도가 HB360 이상, 중심부의 경도가 HB350 이하인 내절단 균열성이 우수한 고장력강.
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 망간(Mn): 2~4%를, 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 티타늄(Ti): 0.2% 이하(0은 제외) 및 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 불가피 불순물을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 H 값이 2.3~4.5를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~950 ℃로 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및
상기 열연강판을 300℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉각 단계는 하기 관계식 2를 만족하는 냉각속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 내절단 균열성이 우수한 고장력강의 제조방법.
[관계식 2]
0.7×CR < CR = 17.2-(3.72×H) < 0.85×CR
(상기 관계식 2에서 CR은 냉각속도, H는 중심부 경화능 지수를 의미한다.)

[관계식 1]
H 값(중심부 경화능 지수)= 0.5C + 1.08Mn
(상기 관계식 1에서 C 및 Mn은 중량%를 의미한다.)
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