KR101585730B1 - 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 스팀파이프나 압력용기 등에 사용되는 후강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 스팀파이프나 압력용기 등에 사용되는 후강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
프로세스 파이프 및 플랜트의 압력용기용 등은 스팀 수송 및 고온 반응기의 역할을 하는 경우에 고온에서의 강도 보증을 요구하는 경우가 많으며, 특히 오일샌드로부터 원유를 채취함에 있어서 SAGD(Steam Assisted Gravity Drainage)법을 이용하는 경우 약 300~400℃에서의 스팀 수송이 이루어지므로, 상온뿐만 아니라 고온에서도 동일 및 유사 강도를 갖는 제품의 적용이 요구되고 있다.
이에, 항복강도 550MPa급의 스팀 수송파이프용 후강판의 시장 요구가 증가하고 있는 실정이다. 또한, 상기 후강판은 극한지에서 사용되는 경우가 많기 때문에 고온에서의 강도확보와 동시에 저온 충격인성에 대한 물성의 확보를 요구하는 경우가 증가하고 있다.
현재의 기술로 개발되고 있는 후강판들은 상온에서의 강도 대비 고온에서의 강도가 현저히 낮기 때문에, 상온강도를 고온강도 대비 대폭 향상시킨 제품을 사용하여 고온강도를 보증하고 있다.
그러나, 이와 같이 상온강도가 높은 소재의 활용은 원가가 높은 합금의 사용 및 복잡한 열처리 프로세스가 수반되고, 저온 충격인성과 가공성 측면에서는 열위한 단점을 갖는다.
한편, 고온강도가 우수한 강재의 제조를 위해 제안된 종래기술로는 고원가의 Cr, Mo, V, Nb 등을 다량 함유하여 고온에서의 석출경화를 도모하는 기술들이 대부분이며, 또한 열간압연 후 열처리를 수반하는 기술들이 제안된 바 있다.
일 예로, 특허문헌 1 및 2에서는 Cr, Mo, V의 석출형 원소를 다량 첨가하여 고온강도를 확보하는 방법에 대해 개시하고 있으며, 특허문헌 3에서는 Mo을 0.7~1.2%로 첨가하면서, Q(Quenching)-T(Tempering) 처리함으로써 고온강도를 확보하는 방법에 대해 개시하고 있다.
그러나, 이들 특허문헌 1 내지 3에서 제안하는 방법은 고원가의 석출형 원소를 다량 첨가하고, 열간압연 후 별도의 열처리가 수반되는 등 경제적으로 불리한 단점이 있다.
또 다른 예로, 특허문헌 4에서는 저탄소를 함유하고 Mo, Nb에 의해 고온에서 탄질화물을 형성함으로써 고온강도를 갖는 강재의 제조방법에 대해 개시하고 있으며, 특허문헌 5에서는 800℃ 이상에서 압연을 종료하고 이를 450℃ 이하까지 수냉함으로써 고온강도가 우수한 인장강도 780MPa급 고장력강의 제조방법에 대해 개시하고 있다.
그러나, 이들 발명들은 600℃ 이상의 온도에서의 인장강도 확보에 대한 기술을 제시하고 있을 뿐이므로, 300~400℃ 정도에서의 강도 확보가 요구되는 경우에는 적용하기 어려운 한계가 있으며, 상온 및 고온에서의 항복강도 차이를 줄일 수 있는 방안에 대해서는 전혀 개시하고 있지 아니하다.
따라서, 고온에서와 상온에서의 강도 차이가 적으면서, 동시에 저온 충격인성을 확보할 수 있는 소재의 개발이 요구된다.
본 발명의 일 측면은, 강재의 성분, 성분비 및 제조조건을 최적화하여 고온에서 항복강도가 우수하면서 고온에서와 상온에서의 강도 차이가 적으면서, 동시에 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하, 질소(N): 0.003~0.01%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.5%와, 니오븀(Nb): 0.005%~0.10% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.03% 중 1종 또는 2종, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 N의 중량비(Ti/N)가 2 이하이고, 미세조직으로 베이나이트 단상 또는 페라이트와 베이나이트의 2상 복합조직을 포함하는 것인 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 1100~1200℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3+30℃~900℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 10~70℃/s의 냉각속도로 냉각하여 300~600℃에서 냉각을 종료하는 단계를 포함하는 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 상온에서뿐만 아니라 고온에서 550MPa 이상의 항복강도를 가지면서, 저온 충격인성까지 우수한 후강판을 제공할 수 있다.
특히, 본 발명은 300~400℃에서 우수한 항복강도를 가지므로, 실사용 환경이 300~400℃인 용도의 소재로서 적합하게 사용할 수 있다.
도 1은 Ti와 N의 중량비에 따른 항복강도 차(상온에서의 항복강도-고온에서의 항복강도)를 그래프로 나타낸 것이다.
일반적으로 강재는 온도가 상승할수록 강도가 하락하는 현상이 발생하며, 이로 인해 산업환경에서 적용재료를 설계함에 있어서 상온에서의 강도가 높은 강재를 선택하게 하는 한계를 가지고 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위해, 종래에는 Cr, Mo, V, Nb 등의 석출물 형성 원소들을 다량 첨가함으로써 고온에서 강도가 감소하는 현상을 줄이고자 하였으나, 이는 고가 원소의 사용을 조장함으로써 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 대부분 600℃ 이상의 고온에서의 강도 확보를 목표로 하는 경우일 뿐, 실사용 환경 즉 300~400℃ 정도에 대한 강도 차이를 고려한 경우는 없었다.
본 발명자들은 철강재료의 고온 강도 하락은 주로 항복강도의 감소가 주된 현상이며, 인장강도의 경우 큰 감소가 없음을 발견하였으며, 이때 기존 기술들에서 제안하는 석출물의 활용은 항복강도 감소현상에 큰 효과가 없음을 알아내었다. 또한, 300~400℃의 고온 환경에서 항복강도의 감소는 전위의 이동 활성화에 의한 것과 동시에 재료의 열처리 이력 등에 상관없이 일정 폭이 감소한다는 것을 발견하였다.
이에 착안하여, 본 발명자들은 강재의 성분조성과 이들의 관계 및 제조조건을 최적화하여 고온에서 항복강도가 우수하여 상온과 고온(300~400℃)에서의 항복강도의 차이가 적으면서, 저온 충격인성이 우수하고, 기존 기술들 대비 저원가로도 상기 물성을 갖는 강재를 유리하게 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 온도 상승에 따른 항복강도의 감소가 전위 이동의 열적 활성화 효과에 기인한 것이므로, 이를 극복하기 위하여 본 발명자들은 상온에서는 격자 내에 고용되어 있다가 고온에서는 쉽게 확산하는 원소들을 활용하고자 하였으며, 이들은 고온에서 확산하여 전위를 고착시킴으로써 고온에서의 항복강도를 향상시키는 효과가 있으므로, 상온과 고온에서의 항복강도 차이를 줄일 수 있는 점에 그 특징이 있다.
상기 고온에서 확산이 용이하면서 전위를 고착시킬 수 있는 원소로는 C, N, B 등을 들 수 있는데, C는 탄화물을 형성하는 원소로 전위 고착 효과가 적으며, B은 오스테나이트 결정립계에 분포하는 원소로 역시 전위 고착 효과가 적다. 이에 따라, 본 발명에서는 기지조직 내에서 화합물을 형성하지 않고 용이하게 확산할 수 있는 N의 함량을 제어하고자 하였다.
다만, N을 적정함량으로 포함하는 경우 고온에서의 강도 향상은 유리하지만, 기지조직 내에 고용되어 있는 N는 저온 충격인성을 감소시키는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 아래와 같이 강의 성분조성을 제어하면서, 주요 성분들간의 관계를 제어하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판은 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하, 질소(N): 0.003~0.01%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.5%와, 니오븀(Nb): 0.005%~0.10% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.03% 중 1종 또는 2종, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 N의 중량비(Ti/N)가 2 이하를 만족하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에서 합금 성분조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.03~0.1%
탄소(C)는 강 성분들 중 강재의 물성에 가장 큰 영향을 미치는 원소로서, 특히 강의 강도를 확보하는데 유리한 원소이다. 이러한 C의 함량이 0.03% 미만이면 강도 확보가 어렵고 용접열영향부(HAZ)가 필요 이상으로 연화되는 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 강판의 저온 충격인성을 열화시키고 용접성을 떨어트리는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.03~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.5%
실리콘(Si)은 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라, 강의 강도를 높이는 역할을 하는 원소이다. 이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 충격인성이 열화하고 용접성이 나빠지는 문제가 있으며 압연시 스케일 박리성을 유발하는 문제가 있으므로, 0.5% 이하로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, Si의 함량을 0.1% 미만으로 하기 위해서는 과도한 비용이 발생하여 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.1~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
망간(Mn)은 충격인성을 저해하지 않으면서 페라이트 상 변태 온도를 낮추어 저온 충격인성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.0% 이상으로 Mn을 첨가하는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 중심편석이 발생하여 충격인성이 저하됨은 물론, 강의 경화능을 높이고 용접성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.0~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03% 이하(0% 포함)
인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라, 충격인성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 특히 저온 충격인성의 측면에서는 0.01% 이하로 제한하는 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.003% 이하(0% 포함)
황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 강의 연성, 충격인성 및 용접성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.003% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 특히 S은 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 저온 충격인성을 저하시키기 때문에, 0.002% 이하로 제한하는 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.06% 이하(0%는 제외)
알루미늄(Al)은 통상 용강 중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 하는 원소이다. 따라서, Al은 강재 내에 충분한 탈산력을 갖출 정도로 첨가하는 것이 바람직하며, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 충격인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.06% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.003~0.01%
질소(N)는 Al, Ti, Nb, V 등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립의 성장을 방해함으로써 인성 향상 및 강도 향상에 도움을 주는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 N를 0.003% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, N의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 강 중에 고용 상태의 N가 존재하게 되고, 이들 고용상태의 N는 인성확보에 악영향을 미치므로, 그 함량을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.003~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.05~0.5%
크롬(Cr)은 슬라브 재가열 시 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 하는 원소이다. 이러한 Cr의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 오스테나이트의 소입성을 증가시켜 충격인성이 열위한 조직을 형성시키고, 용접성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Cr의 함량은 0.05~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.05~0.5%
몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 유사하거나 보다 적극적으로 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 하는 원소이다. 이러한 Mo의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 오스테나이트의 소입성을 증가시켜 충격인성이 열위한 조직을 형성시키고, 용접성을 저하시키고, 템퍼 취성(temper brittleness)을 일으킬 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mo의 함량은 0.05~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상술한 성분들 이외에 Nb 및 Ti 중 1종 또는 2종을 포함하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.005%~0.10%
니오븀(Nb)은 슬라브 재가열시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 이러한 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 오스테나이트 입자 미세화 효과가 미미하며, 반면 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 소재의 저온 충격인성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Nb의 함량은 0.005~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.03%
티타늄(Ti)은 슬라브 재가열시 N와 결합하여 TiN 형태로 석출하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는데 효과적인 원소이다. 이러한 Ti의 함량이 0.005% 미만이면 오스테나이트 입자 미세화 효과가 미미하며, 반면 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 소재의 저온 충격인성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.005~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기 Ti을 포함하는 경우, 상기 Ti와 N의 중량비(Ti/N)가 2 이하를 만족하는 것이 바람직하다.
Ti와 N의 중량비(Ti/N)는 고용 N의 효과를 결정하는 중요한 지수이다. 이러한 Ti/N의 값이 2를 초과하게 되면 연주 슬라브 제조시 Ti이 N와 결합하여 TiN 석출물을 형성하여, 본 발명에서 의도하는 고용 N에 의한 고온 항복강도 향상 효과를 충분히 얻을 수 없게 된다. 따라서, 본 발명에서는 Ti와 N의 중량비(Ti/N)를 2 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
더불어, 본 발명은 Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종을 더 포함할 수 있다.
Cu: 0.05~0.3%
구리(Cu)는 고용강화 효과를 가지고 있는 원소로, 기지조직의 강도를 높이는 역할을 한다. 특히, 고온환경에서 석출하여 강판의 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Cu를 첨가하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 압연시 강판의 균열을 야기하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Cu의 함량은 0.05~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.05~0.5%
니켈(Ni)은 고용강화 원소로서 강판의 강도를 상승시키면서 저온 충격인성을 크게 저하시키지 않는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Ni을 첨가하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 소재의 제조원가가 급격히 상승하고, 강판 표면 특성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Ni의 함량은 0.05~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 성분조성 및 성분관계를 만족하는 본 발명의 강판은 그 미세조직으로 베이나이트 단상 또는 페라이트와 베이나이트의 2상 복합조직을 포함하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 베이나이트 중에는 침상 페라이트(acicular ferrite)를 일부 포함할 수 있다.
상기 2상 복합조직의 바람직한 분율은 면적분율로 베이나이트 80~100%, 페라이트 20% 이하인 것이 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율이 80% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.
만일, 기지조직으로 마르텐사이트와 같은 경질 조직을 가지게 되면 목표로 하는 강도는 확보할 수 있는 반면에, 저온 충격인성이 열위하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
상술한 유리한 조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 과도한 반복실험 없이 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 지식을 이용하여 용이하게 제조할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 본 발명의 발명자가 발견한 보다 유리한 제조방법을 예를 들어 상기 강판을 제조하는 방법을 제안한다.
본 발명에 따른 후강판은, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강 슬라브의 재가열 - 열간압연 - 냉각 공정에 의해 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정의 조건에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열
강 슬라브의 재가열은 후속하여 실시되는 열간압연을 행하기 위해 고온으로 가열하는 공정으로서, 1100~1200℃의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
상기 재가열 온도가 1200℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강의 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있으며, 반면 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 합금원소의 재고용율이 떨어지므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 강 슬라브 재가열시 1100~1200℃에서 실시하는 것이 바람직하며, 보다 유리한 저온 충격인성의 확보를 위해서는 1100~1160℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 마무리 압연은 Ar3+30℃~900℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
마무리 압연시 온도가 Ar3+30℃ 미만이면 후속되는 냉각시 그 시작온도가 페라이트-오스테나이트 이상역으로 되기 때문에 미세조직으로 초석 페라이트가 형성되는 문제가 있으며, 나머지 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 가능성이 있으며, 이러할 경우 저온 충격인성이 열화되는 문제가 있다. 또한, 페라이트-오스테나이트 이상역에서 압연이 이루어지게 되면 초석 페라이트가 압연으로 경화되고 마르텐사이트가 형성되어 강의 충격인성을 저하시킨다. 반면, 마무리 압연시 온도가 900℃를 초과하게 되면 오스테나이트 미재결정역의 압연에 의한 압연 효과가 감소하므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 열간압연시 Ar3+30℃~900℃, 즉 오스테나이트 단상역에서 마무리 압연을 실시하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 온도범위에서 마무리 압연을 행할 시, 누적압하율이 66% 이상인 것이 바람직하다.
상기 누적압하율이 66% 미만이면 결정립 크기가 증가하여 저온 충격인성을 저하시키며, 조대한 오스테나이트의 소입성이 증가되어 마르텐사이트 상을 형성하기 쉬워지는 문제가 있다. 따라서, 압연시 누적압하율은 66% 이상인 것이 바람직하며, 보다 유리한 저온 충격인성의 확보를 위해서는 70% 이상인 것이 바람직하다.
냉각
상기 제조된 열연강판을 냉각함으로써 원하는 미세조직을 갖는 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 냉각은 오스테나이트 단상영역에서 개시하는 것이 바람직하며, 10~70℃/s의 냉각속도로 300~600℃까지 실시하는 것이 바람직하다.
상기 냉각시 냉각개시온도는 오스테나이트 단상영역, 보다 바람직하게는 Ar3~850℃인 것이 바람직하다. 만일, 냉각개시온도가 Ar3 미만이면 페라이트-오스테나이트 이상역에서 냉각되므로 초석 페라이트와 마르텐사이트의 생성이 용이해져 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있다. 상기 냉각개시온도의 상한값은 상기 마무리 압연 종료온도의 범위 내에서 냉각이 개시될 수 있는 최대값을 설정하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 850℃로 제한한다.
상기 온도범위에서 냉각을 개시하면서, 10~70℃/s의 냉각속도로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 냉각속도가 10℃/s 미만이면 목표로 하는 강도를 갖는 강판의 제조가 어려워지며, 이에 강도 확보를 위해 합금원소의 사용량이 증가하게 되는 문제가 있다. 반면, 냉각속도가 70℃/s를 초과하게 되면 기지조직 내 마르텐사이트의 양이 과다해져 강재의 강도를 과도하게 높이고, 저온 충격인성을 현저하게 감소시키는 문제가 있다.
상기 냉각은 강판의 강도를 적절한 수준으로 확보하면서 저온 충격인성을 향상시키기 위하여 300~600℃에서 종료하는 것이 바람직하다. 만일, 냉각종료온도가 600℃를 초과하게 되면 강도가 저하되는 문제가 있으며, 반면 냉각종료온도가 300℃ 미만이면 기지조직이 마르텐사이트로 변태함으로써 강도가 과도하게 높아지고 저온 충격인성이 열위하는 문제가 있다.
이와 같이, 본 발명에서 제안하는 방법에 따라 제조된 후강판은, 고온에서의 강도확보는 물론이고 저온 충격인성을 우수하게 확보할 수 있다.
특히, 본 발명의 후강판은 300~400℃에서 550MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있으며, 상온과 고온에서의 항복강도 차이가 100MPa 이하로 고온에서의 항복강도가 저하되는 현상을 억제할 수 있는 효과가 있다. 이때, 상기 상온과 고온에서의 항복강도 차이는 하기 관계식 1로 표현될 수 있다.
[관계식 1]
항복강도차(MPa) = (상온 항복강도) - (고온 항복강도)
(여기서, 상온 항복강도는 10~35℃에서의 항복강도를 의미하고, 고온 항복강도는 300~400℃에서의 항복강도를 의미한다.)
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(
실시예
)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용강을 연속주조하여 강 슬라브로 제조한 후, 상기 강 슬라브를 하기 표 2에 나타낸 각각의 조건으로 열간압연 및 냉각하여 열연강판으로 제조하였다.
상기 제조된 각각의 열연강판의 미세조직을 관찰하고, 항복강도 및 저온 충격인성을 측정하였다.
이때, 미세조직은 광학현미경으로 관찰하였으며, 항복강도는 JIS5호 인장시험편을 제작한 후 상온 및 고온(350℃)에서 각각 인장시험하고 그 결과를 표 3에 나타내었다. 또한, 충격인성은 -45℃에서 샤르피충격시험을 통해 평가하고, 그 결과를 표 3에 나타내었다.
| 강종 | 성분조성(중량%) 및 성분 관계식 | 구분 |
|||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | N | Cr | Mo | Cu | Ni | Nb | Ti | Ti/N | ||
| 1 | 0.04 | 0.21 | 1.55 | 0.008 | 0.0010 | 0.035 | 0.005 | 0.31 | 0.25 | 0.29 | 0.31 | 0.04 | 0.008 | 1.6 | 발명강 1 |
| 2 | 0.04 | 0.19 | 1.54 | 0.009 | 0.0015 | 0.037 | 0.008 | 0.28 | 0.08 | - | 0.33 | - | 0.012 | 1.5 | 발명강 2 |
| 3 | 0.06 | 0.25 | 1.48 | 0.008 | 0.0014 | 0.029 | 0.007 | 0.12 | 0.25 | 0.22 | - | 0.03 | 0.012 | 1.7 | 발명강 3 |
| 4 | 0.05 | 0.19 | 1.39 | 0.007 | 0.0008 | 0.041 | 0.005 | 0.38 | 0.31 | 0.08 | 0.41 | 0.03 | - | 0 | 발명강 4 |
| 5 | 0.05 | 0.27 | 1.43 | 0.006 | 0.0009 | 0.033 | 0.005 | 0.38 | 0.42 | - | - | 0.04 | 0.009 | 1.8 | 발명강 5 |
| 6 | 0.12 | 0.22 | 1.45 | 0.008 | 0.0008 | 0.041 | 0.004 | 0.27 | 0.22 | - | - | 0.02 | 0.013 | 3.3 | 비교강 1 |
| 7 | 0.07 | 0.25 | 2.30 | 0.008 | 0.0009 | 0.033 | 0.003 | 0.18 | 0.09 | - | - | 0.02 | 0.012 | 4.0 | 비교강 2 |
| 8 | 0.06 | 0.22 | 1.45 | 0.033 | 0.0007 | 0.029 | 0.005 | 0.26 | 0.23 | 0.13 | 0.22 | 0.02 | 0.011 | 2.2 | 비교강 3 |
| 9 | 0.06 | 0.22 | 1.58 | 0.009 | 0.0040 | 0.022 | 0.004 | 0.31 | 0.10 | - | - | 0.03 | 0.013 | 3.3 | 비교강 4 |
| 10 | 0.04 | 0.23 | 1.45 | 0.009 | 0.0008 | 0.070 | 0.004 | 0.29 | 0.19 | 0.16 | 0.33 | 0.04 | 0.015 | 3.8 | 비교강 5 |
| 11 | 0.06 | 0.19 | 1.38 | 0.008 | 0.0009 | 0.029 | 0.012 | 0.27 | 0.15 | 0.22 | 0.25 | 0.02 | 0.013 | 1.1 | 비교강 6 |
| 12 | 0.04 | 0.22 | 1.65 | 0.007 | 0.0011 | 0.038 | 0.004 | 0.55 | 0.22 | 0.09 | 0.20 | 0.04 | 0.013 | 3.3 | 비교강 7 |
| 13 | 0.05 | 0.25 | 1.44 | 0.008 | 0.0008 | 0.041 | 0.003 | 0.19 | 0.60 | - | - | 0.02 | 0.015 | 5.0 | 비교강 8 |
| 14 | 0.06 | 0.18 | 1.64 | 0.008 | 0.0009 | 0.025 | 0.004 | 0.20 | 0.16 | 0.12 | 0.19 | - | - | 0 | 비교강 9 |
| 15 | 0.05 | 0.22 | 1.55 | 0.009 | 0.0008 | 0.018 | 0.004 | 0.28 | 0.22 | - | - | 0.14 | 0.013 | 3.3 | 비교강 10 |
| 16 | 0.04 | 0.23 | 1.58 | 0.009 | 0.0012 | 0.023 | 0.006 | 0.28 | 0.22 | - | - | 0.02 | 0.060 | 10 | 비교강 11 |
| 강종 | Ar3 (℃) |
재가열 온도(℃) |
압연조건 | 냉각조건 | 구분 | |||
| 마무리 온도 (℃) |
누적압하율 (%) |
개시온도 (℃) |
속도 (℃/s) |
종료온도 (℃) |
||||
| 발명강1 | 732 | 1122 | 809 | 66 | 759 | 22 | 485 | 발명예1 |
| 발명강2 | 752 | 1123 | 830 | 70 | 780 | 25 | 413 | 발명예2 |
| 발명강3 | 753 | 1119 | 825 | 70 | 775 | 22 | 420 | 발명예3 |
| 발명강4 | 735 | 1160 | 801 | 75 | 751 | 33 | 477 | 발명예4 |
| 발명강5 | 747 | 1155 | 822 | 75 | 772 | 40 | 480 | 발명예5 |
| 비교강1 | 741 | 1133 | 829 | 66 | 779 | 25 | 495 | 비교예1 |
| 비교강2 | 700 | 1145 | 821 | 66 | 771 | 23 | 480 | 비교예2 |
| 비교강3 | 744 | 1125 | 831 | 66 | 781 | 20 | 466 | 비교예3 |
| 비교강4 | 758 | 1129 | 845 | 66 | 795 | 19 | 443 | 비교예4 |
| 비교강5 | 747 | 1127 | 839 | 66 | 789 | 23 | 429 | 비교예5 |
| 비교강6 | 753 | 1144 | 821 | 66 | 771 | 41 | 466 | 비교예6 |
| 비교강7 | 733 | 1133 | 795 | 66 | 745 | 31 | 356 | 비교예7 |
| 비교강8 | 734 | 1121 | 796 | 66 | 746 | 23 | 398 | 비교예8 |
| 비교강9 | 738 | 1137 | 835 | 66 | 785 | 33 | 521 | 비교예9 |
| 비교강10 | 755 | 1122 | 840 | 66 | 790 | 38 | 480 | 비교예10 |
| 비교강11 | 755 | 1130 | 820 | 70 | 770 | 29 | 475 | 비교예11 |
| 발명강1 | 732 | 1240 | 779 | 80 | 760 | 23 | 466 | 비교예12 |
| 발명강1 | 732 | 1122 | 720 | 70 | 670 | 28 | 485 | 비교예13 |
| 발명강1 | 732 | 1122 | 796 | 30 | 746 | 27 | 489 | 비교예14 |
| 발명강1 | 732 | 1125 | 755 | 70 | 700 | 25 | 500 | 비교예15 |
| 발명강1 | 732 | 1136 | 796 | 80 | 746 | 23 | 650 | 비교예16 |
| 발명강1 | 732 | 1130 | 781 | 80 | 765 | 26 | 220 | 비교예17 |
| 발명강1 | 732 | 1129 | 779 | 80 | 780 | 4 | 490 | 비교예18 |
(상기 표 2에서 Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo+(0.35*(thickness-8))로 계산하여 나타낸 값이다.)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 5는 모두 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 만족하는 경우이다.
반면, 비교예 1은 C의 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 만족하지 않는 경우이고, 비교예 2는 Mn의 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 만족하지 아니하며, 비교예 3 내지 6은 각각 P, S, Al, N의 함량이 본 발명의 범위를 벗어나며, 동시에 비교예 4 및 5는 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 만족하지 않는 경우이다. 또한, 비교예 7 및 8은 각각 Cr, Mo의 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 만족하지 않는 경우이고, 비교예 9 내지 11은 Nb 및 Ti 중 1종 또는 2종의 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 만족하지 않는 경우이다.
비교예 12 내지 18은 본 발명의 성분조성을 만족하는 강 슬라브(발명예 1과 동일 성분조성임)를 이용하였지만 제조조건이 본 발명을 벗어난 경우로서, 비교예 12는 재가열 온도, 비교예 13은 마무리 압연 온도와 냉각개시온도, 비교예 14는 마무리 압연의 누적압하율, 비교예 15는 냉각개시온도, 비교예 16 및 17은 냉각종료온도, 비교강 18은 냉각속도가 본 발명의 범위를 만족하지 않는 경우이다.
| 구분 |
미세조직(분율%) | 상온 항복강도 (MPa) |
고온 항복강도 (MPa) |
항복강도 차 (MPa) |
충격인성 (J, -45℃) |
|
| F | B | |||||
| 발명예 1 | 3 | 97 | 608 | 576 | 32 | 188 |
| 발명예 2 | 8 | 92 | 589 | 558 | 31 | 195 |
| 발명예 3 | 6 | 94 | 594 | 565 | 29 | 209 |
| 발명예 4 | 2 | 98 | 620 | 594 | 26 | 190 |
| 발명예 5 | 2 | 98 | 635 | 589 | 46 | 183 |
| 비교예 1 | 5 | 95 | 635 | 521 | 114 | 127 |
| 비교예 2 | 1 | 99 | 675 | 545 | 130 | 27 |
| 비교예 3 | 2 | 98 | 683 | 606 | 77 | 19 |
| 비교예 4 | 5 | 95 | 588 | 460 | 128 | 43 |
| 비교예 5 | 18 | 82 | 535 | 422 | 113 | 183 |
| 비교예 6 | 1 | 99 | 725 | 660 | 65 | 12 |
| 비교예 7 | 1 | 99 | 706 | 585 | 121 | 89 |
| 비교예 8 | 1 | 99 | 739 | 590 | 149 | 111 |
| 비교예 9 | 3 | 97 | 595 | 546 | 49 | 37 |
| 비교예 10 | 2 | 98 | 633 | 513 | 120 | 87 |
| 비교예 11 | 2 | 98 | 635 | 525 | 110 | 34 |
| 비교예 12 | 3 | 97 | 616 | 577 | 39 | 66 |
| 비교예 13 | 28 | 72 | 545 | 500 | 45 | 116 |
| 비교예 14 | 3 | 97 | 630 | 585 | 45 | 26 |
| 비교예 15 | 22 | 78 | 532 | 485 | 47 | 136 |
| 비교예 16 | 36 | 64 | 523 | 480 | 43 | 233 |
| 비교예 17 | 5 | 95 | 654 | 598 | 56 | 65 |
| 비교예 18 | 84 | 16 | 455 | 421 | 34 | 229 |
(상기 표 1에서 'F'는 페라이트, 'B'는 베이나이트를 의미한다.)
상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 발명예 1 내지 5는 Ti/N의 중량비가 2 이하를 만족하고, 상온 및 고온에서의 항복강도가 모두 550MPa 이상이면서, 저온 충격인성이 우수한 것을 확인할 수 있다. 또한, 상기 상온 및 고온의 항복강도 차가 100MPa 이하로 고온에서도 높은 강도를 확보할 수 있다.
반면, 비교예 1은 Ti/N의 값이 3을 초과하는 경우로서 상온과 고온의 항복강도 차이가 크며, 성분조성 중 C의 함량이 높아 저온충격 인성도 발명예들에 비해 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 2는 Mn이 과도하게 첨가되고, Ti/N의 값이 3을 초과하는 경우로 상온에서의 항복강도는 높지만 상온과 고온의 항복강도 차이가 100MPa를 초과하므로 고온에서 강도 하락이 크게 발생하였으며, Mn의 과다 첨가로 인한 중심편석으로 저온 충격인성이 매우 열위하였다.
비교예 3은 P의 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서 저온 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 4는 S의 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서 상온과 고온의 항복강도 차이가 크고 충격인성이 저하된 것을 확인할 수 있다.
비교예 5는 Al 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서 고온에서의 항복강도가 550MPa 급에 미치지 못할 뿐만 아니라, 상온과 고온의 항복강도 차이가 큰 것을 확인할 수 있다.
비교예 6은 N의 함량이 너무 과다한 경우로서 기지조직 내에 고용되어 있는 N의 양이 증가함에 따라 저온 충격인성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 7 및 8은 각각 Cr, Mo의 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서 소입성 원소의 다량 첨가에 의해 항복강도는 높지만, 상온과 고온의 항복강도 차이가 100MPa를 초과하므로 고온에서 강도 하락이 크게 발생하였으며, 저온 충격인성도 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 9는 석출형 원소를 전혀 첨가하지 않은 경우로서 열간압연 중에 결정립이 조대화되어 저온 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 10 및 11은 각각 Nb, Ti의 함량과 Ti/N의 값이 본 발명의 범위를 벗어나는 경우로서 석출물이 과다하게 형성됨에 따라 저온 충격인성이 저하되었으며, 고온에서의 항복강도가 550MPa 급에 미치지 못한 것을 확인할 수 있다.
비교예 12 내지 비교예 18은 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강종이지만, 제조조건이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 재가열 온도가 너무 높은 비교예 12의 경우 저온 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있으며, 마무리 압연 온도 및 냉각개시온도가 본 발명을 벗어나는 비교예 13은 이상역 압연으로 인한 페라이트의 경화로 상온 항복강도가 낮고 저온 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다. 비교예 14는 마무리 압연시의 누적압하율이 본 발명을 벗어나는 경우로서 저온 충격인성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다. 비교예 15는 냉각개시온도가 본 발명을 벗어나는 경우로서 이상역 온도에서의 냉각개시로 인해 초석 페라이트가 형성되어 상온 및 고온에서의 항복강도가 550MPa 급을 만족하지 못한 것을 확인할 수 있다. 비교예 16은 냉각종료온도가 너무 높은 경우로서 페라이트의 분율이 너무 높아 상온 및 고온에서의 항복강도가 550MPa 급을 만족하지 못한 것을 확인할 수 있다. 비교예 17은 냉각종료온도가 너무 낮은 경우로서 강도 확보는 가능하였지만, 저온 충격인성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다. 비교예 18은 냉각속도가 본 발명을 벗어나는 경우로서 10℃/s 미만의 느린 냉각속도로 인해 조직이 연화되어 상온 및 고온에서 항복강도가 550MPa 급에 미치지 못함을 확인할 수 있다.
도 1은 상기 발명예 및 비교예들의 Ti/N의 중량비와 항복강도 차(상온에서의 항복강도-고온에서의 항복강도)의 관계를 그래프로 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, Ti/N의 중량비가 2 이하를 만족하는 경우 상온 및 고온에서의 항복강도 차를 100MPa 이하로 줄일 수 있음을 확인할 수 있다.
Claims (8)
- 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.003~0.01%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.5%와, 니오븀(Nb): 0.005%~0.10% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.03% 중 1종 또는 2종, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 N의 중량비(Ti/N)가 2 이하이고,
미세조직으로 베이나이트 단상 또는 페라이트와 베이나이트의 2상 복합조직을 포함하는 것인 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 후강판은 중량%로 구리(Cu): 0.05~0.3% 및 니켈(Ni): 0.05~0.5% 중 1종 또는 2종을 더 포함하는 것인 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 후강판은 하기 관계식 1로 표현되는 항복강도차가 100MPa 이하인 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판.
[관계식 1]
항복강도차(MPa) = (상온 항복강도) - (고온 항복강도)
(여기서, 상온 항복강도는 10~35℃에서의 항복강도를 의미하고, 고온 항복강도는 300~400℃에서의 항복강도를 의미한다.)
- 제 1항에 있어서,
상기 후강판은 300~400℃에서 550MPa 이상의 항복강도를 갖는 것인 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판.
- 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.003~0.01%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.5%와, 니오븀(Nb): 0.005%~0.10% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.03% 중 1종 또는 2종, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 N의 중량비(Ti/N)가 2 이하를 만족하는 강 슬라브를 1100~1200℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3+30℃~900℃에서 66% 이상의 누적 압하율로 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
상기 열연강판을 10~70℃/s의 냉각속도로 냉각하여 300~600℃에서 냉각을 종료하는 단계
를 포함하는 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법.
- 삭제
- 제 5항에 있어서,
상기 냉각은 오스테나이트 단상영역인 Ar3~850℃에서 개시하는 것인 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법.
- 제 5항에 있어서
상기 강 슬라브는 중량%로 구리(Cu): 0.05~0.3% 및 니켈(Ni): 0.05~0.5% 중 1종 또는 2종을 더 포함하는 것인 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법.
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