KR101181247B1 - 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 구리(Cu) 0.5 중량% 이하, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 알루미늄(Al) 0.05 중량% 이하, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법은 고가의 합금원소인 니켈(Ni)은 0.3 - 0.6 중량% 범위로 최소화하고, 니오븀(Nb)은 0.05 - 0.08 중량%로 첨가한 화학조성과 함께 제어압연과 가속냉각 공정조건의 정밀한 설계를 통해 미세한 페라이트와 다양한 저온변태조직의 혼합조직을 구성함으로써 인장강도가 1.0 GPa 이상이고, 균일연신율이 5.0% 이상이며, 항복비가 0.8 이하이고, 상온 또는 -40 ℃에서의 충격에너지가 100 J 이상이므로, 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판으로 유용하게 사용할 수 있다.

Description

변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법{Giga-class ultra-high strength steel plates with excellent deformability and low-temperature toughness and the method for preparation of steel plates thereof}
본 발명은 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
현재 초대형 선박이나 교량, 초고층 빌딩, 해양구조물, 압력용기, 라인파이프 등에 사용되는 강판의 경우 기가급 이상의 고강도와 함께 저온인성, 고변형능, 용접성, 내부식성 등의 성질이 동시에 요구되고 있다. 이들 강판으로 이루어진 구조물의 경우 사용되는 환경에서 지반의 움직이나 구조물 자체의 하중, 폭풍우, 지진 등에 의해 야기되는 변형에 대한 구조물의 파괴 저항성을 증가시키기 위하여 우수한 변형능에 대한 요구가 증가하고 있다. 이들 구조물에서 요구되는 변형 이상의 충분한 변형능을 갖는 강재는 변형에 대한 파손확률이 낮기 때문에 구조적 안정성 측면에서 유리하다. 이러한 변형능은 일반적으로 균일연신율이 높을수록, 항복비가 낮을수록 우수한 것으로 평가된다. 또한 시베리아, 알래스카, 북극 등의 극한지역에 매장되어 있는 에너지 및 자원의 탐사와 수송, 북극항로의 개척 등으로 인해 -40 ℃와 같은 저온에서의 충격인성에 대한 요구조건이 엄격해 지고 있다.
현재 미국 공개특허 제2007/0193666호, 미국 공개특허 제2003/0217795호 등에서는 페라이트와 다양한 저온변태조직으로 구성된 2상 조직을 통해 저항복비나 고변형능을 갖는 기가급 초고강도 강판을 개발한 것으로 보고되어 있다. 그러나 인장복강도가 750 MPa 이하인 경우에서는 7.0 - 14.0%의 균일연신율을 갖는 강이 개발되었으나 항복비가 0.85 이상이며, 1.0 GPa 이상에서는 Nb 함량이 0.05% 이하이고, 5.0% 이상의 균일연신율 확보가 어려우며, 항복비도 0.8 이상으로서 충분한 변형능을 갖지 못하는 실정이다. 또한 대한민국 공개특허 제10-2009-0071160호에서는 Ni 함량이 0.8 - 2.0%으로 높으며, 인장강도가 1.0 GPa 이상이라도 5.0% 이상의 균일연신율이나 0.8 이하의 항복비 등의 변형능에 대한 보고가 없다.
강판은 일반적으로 결정립 미세화와 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온변태조직을 이용하여 그 강도를 증가시킨다. Ni, Cr, Mo과 같은 고가의 합금원소를 많이 사용하지 않는 한 저온변태조직의 확보가 어려울 뿐만 아니라 강도가 증가할수록 변형능이나 인성이 저하되는 단점이 있다.
이에, 본 발명자들은 Ni, Cr, Mo과 같은 고가의 합금원소를 많이 사용하지 않으면서, 변형능과 저온인성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 연구하던 중, 고가의 합금원소인 Ni를 0.3 - 0.6% 범위로 첨가하고, Nb을 0.05 - 0.08% 범위로 첨가한 화학조성과 함께 압연 및 냉각 공정조건의 정밀한 설계를 통해 미세한 페라이트와 다양한 저온변태조직의 혼합조직을 구성함으로써, 인장강도가 1.0 GPa 이상이고, 균일연신율이 5.0% 이상, 항복비가 0.8 이하인 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 개발하고, 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 목적은 본 발명은 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판을 제공하는 데 있다.
또한, 본 발명의 다른 목적은 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법을 제공하는 데 있다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 구리(Cu) 0.5 중량% 이하, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 알루미늄(Al) 0.05 중량% 이하, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 구리(Cu) 0.5 중량% 이하, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 알루미늄(Al) 0.05 중량% 이하, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100 - 1200 ℃에서 가열시키는 단계(단계 1); 상기 단계 1에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연하는 단계(단계 2); 상기 단계 2에서 압연된 강판을 550 - 750 ℃에서 공랭시키는 단계(단계 3); 및 상기 단계 3에서 공랭된 강판을 5 - 20 ℃/초의 냉각속도로 200 ℃ 이하까지 가속냉각시키는 단계(단계 4)를 포함하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법은 고가의 합금원소인 니켈(Ni)은 0.3 - 0.6 중량% 범위로 최소화하고, 니오븀(Nb)은 0.05 - 0.08 중량%로 첨가한 화학조성과 함께 제어압연과 가속냉각 공정조건의 정밀한 설계를 통해 미세한 페라이트와 다양한 저온변태조직의 혼합조직을 구성함으로써 인장강도가 1.0 GPa 이상이고, 균일연신율이 5.0% 이상이며, 항복비가 0.8 이하이고, 상온 또는 -40 ℃에서의 충격에너지가 100 J 이상이므로, 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판으로 유용하게 사용할 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정흐름도이고;
도 2는 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 주사전자현미경(SEM) 사진이고;
도 3은 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 투과전자현미경(TEM) 사진이다.
본 발명은 탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 구리(Cu) 0.5 중량% 이하, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 알루미늄(Al) 0.05 중량% 이하, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 구리(Cu) 0.5 중량% 이하, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 알루미늄(Al) 0.05 중량% 이하, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 인장강도가 1.0 GPa 이상이고, 균일연신율이 5.0% 이상이며, 항복비가 0.8 이하이고, 상온 또는 -40 ℃에서의 충격에너지가 100 J 이상인 것을 특징으로 하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판을 제공한다.
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판은 15% 이하의 미세한 페라이트와 다양한 저온변태조직이 혼합된 것을 특징으로 한다. 상기 저온변태조직은 입상 베이나이트(GB, graunlar bainite), 변질 상부 베이나이트(DUB, degenerate upper bainite), 하부 베이나이트(LB, lower bainite), 래스 마르텐사이트(LM, lath martensite) 등으로 구성될 수 있다. 또한, 상기 입상 베이나이트는 도상 마르텐사이트(MA, martensite-austenite constituent) 상을 포함할 수 있고, 등축 형태의 베이나이트 결정립으로 이루어질 수 있다. 상기 변질 상부 베이나이트는 통상의 상부 베이나이트와 달리 래스 형태의 베이나이트 결정립 사이에 탄소가 농축된 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트 또는 도상 마르텐사이트와 같은 금속상들이 존재할 수 있다. 또한, 상기 하부 베이나이트는 통상적으로 알려진 래스 형태의 베이나이트 결정립 내부에 탄화물이 미세하게 분산되어 있는 조직이다. 상기 마르텐사이트는 전위밀도가 높은 조직으로 탄소 범위가 0.04 - 0.08중량% 범위에서는 래스 마르텐사이트로 생성된다.
이하, 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 조성과 각각의 조성에 따른 수치한정 이유에 대해 상세히 설명한다.
<강의 조성>
(1) 탄소(C): 0.05 - 0.08중량%
탄소의 함량이 0.05 중량% 이하일 경우에는 베이나이트와 마르텐사이트로 구성된 다양한 저온변태조직을 얻기 어려워 1.0 GPa 이상의 인장강도를 나타낼 수 없는 문제가 있고, 0.08 중량%를 초과하는 경우에는 인성이 크게 저하되는 문제가 있다.
(2) 실리콘(Si): 0.01 - 0.5 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 실리콘은 탈산 및 강도향상을 위해 첨가되며, 0.01 중량% 미만인 경우에는 탈산효과가 불충분하게 나타나는 문제가 있고, 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 인성과 용접성이 저하되는 문제가 있다.
(3) 망간(Mn) : 1.5 - 2.5 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 망간은 고용강화를 위해 첨가되며, 낮은 탄소(C) 함량에 의해 감소된 경화능을 보상하여 베이나이트와 마르텐사이트 조직의 형성을 촉진한다. 만약, 1.5 중량% 미만인 경우에는 강판의 강도가 저하되어 고강도 강판을 제조할 수 없는 문제가 있고, 2.5 중량%를 초과하는 경우에는 인성과 용접성의 저하 및 편석이 발생하는 문제가 있다.
(4) 니켈(Ni) : 0.3 - 0.6 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 니켈은 강도와 인성 향상에 효과적인 원소이며, 0.3 중량% 미만인 경우에는 강도와 인성이 저하되는 문제가 있고, 0.6 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용이 증가하는 문제가 있다.
(5) 구리(Cu) : 0.5 중량% 이하
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 구리는 기지를 강화시키는 원소이며, 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 인성과 용접성이 저하되며, 열간 압연 중에 균열이 발생하기 쉬운 문제가 있다.
(6) 크롬(Cr) : 0.2 - 1.0 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 크롬은 망간(Mn)과 같이 낮은 탄소(C) 함량에서도 냉각 시 충분한 경화능을 확보하기 위해 0.2 중량% 이상 첨가되며, 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 인성과 용접성이 저하되는 문제가 있다. 또한, 일정량 이상의 마르텐사이트를 포함하기 위해 0.5 - 1.0 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.
(7) 몰리브덴(Mo) : 0.1 - 0.5 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 몰리브덴은 크롬(Cr)과 같이 경화능을 증가시키는 원소로서 붕소(B)와 함께 첨가할 경우 경화능 향상효과가 매우 크게 나타난다. 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용이 증가하고, 인성과 용접성이 저하되기 때문에 0.5 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
(8) 니오븀(Nb) : 0.05 - 0.08 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 니오븀은 열간압연 중 탄질화물로 석출되어 재결정을 억제시키고, 결정립 성장을 방해하여 오스테나이트 결정립을 미세화시킴으로써 강도와 인성을 동시에 향상시킨다. 0.01 중량% 미만에서는 상기 효과를 구현할 수 없는 문제가 있고, 0.05% 이상 첨가되면 인성이 다소 저하되지만 페라이트의 석출강화를 통해 보다 고강도를 얻을 수 있는 장점이 있기 때문에 0.08 중량%까지 첨가될 수 있다.
(9) 바나듐(V) : 0.01 - 0.1 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 바나듐은 탄화물 또는 질화물을 형성하여 강도 증가에 기여한다. 0.01 중량% a미만인 경우에는 상기 효과를 구현할 수 없으며, 0.10 중량%를 초과하는 경우에는 인성과 용접성이 저하되는 문제가 있다.
(10) 티타늄(Ti) : 0.01 - 0.03 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 티타늄의 함량이 0.01 중량% 이상 첨가되면 석출물을 형성하여 강도를 향상시키지만, 0.03 중량%를 초과하는 경우에는 석출물이 조대화되어 인성이 저하되는 문제가 있다.
(11) 붕소(B) : 0.0005 - 0.0020 중량%
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 0.0005 - 0.0020 중량% 붕소의 극미량 첨가는 강의 경화능을 효과적으로 향상시키기 때문에 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo)과 같은 경화능 원소를 줄이더라도 5 ～ 20 ℃/초(s) 이상의 속도로 가속냉각시 다양한 저온변태조직을 충분히 확보할 수 있다. 그러나, 0.0020 중량%를 초과하는 경우에는 Fe23(C,B)6와 같은 취약한 입자의 형성으로 인해 오히려 경화능이 감소되는 문제가 있다.
(12) 알루미늄(Al) : 0.05 중량% 이하
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 알루미늄은 실리콘(Si)과 같이 탈산제로 첨가되며, 0.05 중량%를 초과하는 경우에는 비금속산화물인 Al2O3를 형성하여 모재와 용접부의 인성을 저하시키는 문제가 있다.
(13) 기타 불가피하게 첨가되는 불순물인 인(P), 황(S), 질소(N) 등은 최소화되는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판에 있어서, 고가의 합금원소인 니켈(Ni)은 0.3 - 0.6 중량% 범위로 최소화하고, 니오븀(Nb)은 0.05 - 0.08 중량%로 첨가하는 것이 경제적이다.
또한, 본 발명은
탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 구리(Cu) 0.5 중량% 이하, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 알루미늄(Al) 0.05 중량% 이하, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100 - 1200 ℃에서 가열시키는 단계(단계 1);
상기 단계 1에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연하는 단계(단계 2);
상기 단계 2에서 압연된 강판을 550 - 750 ℃에서 공랭시키는 단계(단계 3); 및
상기 단계 3에서 공랭된 강판을 5 - 20 ℃/초의 냉각속도로 200 ℃ 이하까지 가속냉각시키는 단계(단계 4)를 포함하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법을 도 1을 참고하여 단계별로 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법에 있어서, 단계 1은 재가열 단계로, 구체적으로는 탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 구리(Cu) 0.5 중량% 이하, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 알루미늄(Al) 0.05 중량% 이하, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100 - 1200 ℃에서 가열시키는 단계이다.
상기 단계 1인 재가열 단계에서는 강 슬라브 내에 있는 (Nb, V)(C, N) 등의 모든 탄화물 및 탄질화물 등이 완전히 용해되도록 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법에 있어서, 단계 2는 제어압연 단계로, 구체적으로는 상기 단계 1에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연하는 단계이다.
상기 단계 2인 제어압연 단계에서는 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 온도 이상과 그 이하에서 각각 40% 이상과 60% 이상의 압하율을 가하여 열간압연하는 것이 바람직하다. 상기 단계 2는 가속냉각 전 오스테나이트 결정립을 미세화시키고, 오스테나이트 내부에 전위나 변형띠와 같은 결함들을 생성시켜 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 촉진함으로써, 최종적인 미세조직의 결정학적 크기를 감소시켜 강도와 인성을 향상시킨다. 이때, 오스테나이트에서 페라이트로 전환되는 온도(Ar3) 이상인 경우에는 압연된 오스테나이트의 두께는 10 ㎛ 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 단계 2는 2상 영역에서 추가적으로 압연이 더 수행될 수 있다. 이때, 압연 이전 또는 압연 과정에서 페라이트가 형성되며, 압연이전에 형성된 페라이트는 압연 과정에서 변형되어 가공경화에 의해 강도를 증가시킬 수 있다.
다음으로, 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법에 있어서, 단계 3은 2상역 공랭 단계로, 구체적으로는 상기 단계 2에서 압연된 강판을 550 - 750 ℃에서 공랭시키는 단계이다.
상기 단계 3인 2상역 공랭 단계에서는 상기 단계 2에서 제어압연된 강을 상기 온도범위에서 공랭시킴으로써 2상 영역(오스테나이트 + 페라이트)을 통과하는 동안 변형되지 않은 미세한 페라이트가 더 형성되도록 하고, 최종 미세조직에서 페라이트가 15% 이하로 형성되게 한다. 만약, 페라이트가 15%를 초과하여 형성되면 나머지 오스테나이트에서 저온변태조직이 충분히 형성되더라도 강의 강도가 낮아져 인장강도가 1.0 GPa 이상으로 얻을 수 없는 문제가 있다.
다음으로, 본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 제조방법에 있어서, 단계 4는 가속냉각 단계로, 상기 단계 3에서 공랭된 강판을 5 - 20 ℃/초의 냉각속도로 200 ℃ 이하까지 가속냉각시키는 단계이다.
이때, 상기 단계 3의 가속냉각은 물 또는 유류에 의해 수행될 수 있다.
상기 단계 4인 가속냉각 단계에서는 잔류하고 있는 오스테나이트로부터 입상 베이나이트, 변질 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 래스 마르텐사이트 등이 적적하게 형성되게 한다.
이하, 본 발명을 하기의 실시예에 의해 더욱 상세히 설명한다. 단, 하기의 실시예는 발명을 예시하는 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기 실시예에 의해 제한되는 것은 아니다.
<실시예 1>
탄소(C) 0.072 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.90 중량%, 니켈(Ni) 0.49 중량%, 크롬(Cr) 0.58 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.24 중량%, 니오븀(Nb) 0.062 중량%, 바나듐(V) 0.063 중량%, 티타늄(Ti) 0.016 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 38 중량 ppm, 인(P) 58 중량 ppm 및 황(S) 14 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 780 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 700 ℃에서 공랭시킨 후 12.2 ℃/초의 냉각속도로 25 ℃까지 가속냉각시켜 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판을 제조하였다.
<실시예 2>
탄소(C) 0.071 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.90 중량%, 니켈(Ni) 0.49 중량%, 크롬(Cr) 0.57 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.061 중량%, 바나듐(V) 0.063 중량%, 티타늄(Ti) 0.016 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 40 중량 ppm, 인(P) 59 중량 ppm 및 황(S) 14 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 780 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 600 ℃에서 공랭시킨 후 16.9 ℃/초의 냉각속도로 25 ℃까지 가속냉각시켜 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판을 제조하였다.
<실시예 3>
탄소(C) 0.071 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.89 중량%, 니켈(Ni) 0.49 중량%, 크롬(Cr) 0.59 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.064 중량%, 바나듐(V) 0.064 중량%, 티타늄(Ti) 0.017 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 47 중량 ppm, 인(P) 62 중량 ppm 및 황(S) 14 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 720 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 600 ℃에서 공랭시킨 후 14.8 ℃/초의 냉각속도로 25 ℃까지 가속냉각시켜 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판을 제조하였다.
<비교예 1>
탄소(C) 0.070 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.90 중량%, 니켈(Ni) 0.49 중량%, 크롬(Cr) 0.59 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.064 중량%, 바나듐(V) 0.064 중량%, 티타늄(Ti) 0.017 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 42 중량 ppm, 인(P) 63 중량 ppm 및 황(S) 20 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 780 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 605 ℃에서 공랭시킨 후 16.3 ℃/초의 냉각속도로 475 ℃까지 가속냉각시켜 강판을 제조하였다.
<비교예 2>
탄소(C) 0.068 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.88 중량%, 니켈(Ni) 0.49 중량%, 크롬(Cr) 0.57 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.063 중량%, 바나듐(V) 0.063 중량%, 티타늄(Ti) 0.016 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 40 중량 ppm, 인(P) 57 중량 ppm 및 황(S) 15 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 720 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 600 ℃에서 공랭시킨 후 18.0 ℃/초의 냉각속도로 420 ℃까지 가속냉각시켜 강판을 제조하였다.
<비교예 3>
탄소(C) 0.032 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.91 중량%, 니켈(Ni) 0.49 중량%, 크롬(Cr) 0.20 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.045 중량%, 바나듐(V) 0.045 중량%, 티타늄(Ti) 0.016 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 34 중량 ppm, 인(P) 64 중량 ppm 및 황(S) 20 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 780 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 610 ℃에서 공랭시킨 후 13.8 ℃/초의 냉각속도로 25 ℃까지 가속냉각시켜 강판을 제조하였다.
<비교예 4>
탄소(C) 0.051 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.89 중량%, 니켈(Ni) 0.49 중량%, 크롬(Cr) 0.20 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.041 중량%, 바나듐(V) 0.044 중량%, 티타늄(Ti) 0.016 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 34 중량 ppm, 인(P) 58 중량 ppm 및 황(S) 12 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃ 범위에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 780 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 600 ℃에서 공랭시킨 후 16.7 ℃/초의 냉각속도로 25 ℃까지 가속냉각시켜 강판을 제조하였다.
<비교예 5>
탄소(C) 0.073 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.92 중량%, 니켈(Ni) 0.50 중량%, 크롬(Cr) 0.20 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.044 중량%, 바나듐(V) 0.045 중량%, 티타늄(Ti) 0.016 중량%, 붕소(B) 11 중량 ppm, 질소(N) 31 중량 ppm, 인(P) 61 중량 ppm 및 황(S) 15 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃ 범위에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 780 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 600 ℃에서 공랭시킨 후 10.3 ℃/초의 냉각속도로 25 ℃까지 가속냉각시켜 강판을 제조하였다.
<비교예 6>
탄소(C) 0.050 중량%, 규소(Si) 0.25 중량%, 망간(Mn) 1.92 중량%, 니켈(Ni) 0.50 중량%, 크롬(Cr) 0.20 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.25 중량%, 니오븀(Nb) 0.043 중량%, 바나듐(V) 0.045 중량%, 티타늄(Ti) 0.016 중량%, 붕소(B) 12 중량 ppm, 질소(N) 35 중량 ppm, 인(P) 58 중량 ppm 및 황(S) 9 중량 ppm을 포함하는 강 슬라브를 1150 ℃ 범위에서 가열시켰다. 상기에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연한 후 720 ℃에서 압연을 종료하였다. 상기에서 압연된 강판을 600 ℃에서 공랭시킨 후 10.0 ℃/초의 냉각속도로 25 ℃까지 가속냉각시켜 강판을 제조하였다.
상기 실시예 1, 2, 3 및 비교예 1, 2, 3, 4, 5, 6의 공정조건을 하기 표 1에 나타내었다.
Figure 112010025159254-pat00001
(단, 상기 표에서 * 표시된 원소의 함량 단위는 중량 ppm이며, 나머지 원소의 함량 단위는 중량%이다.)
<실험예 1> 기가급 초고강도 강판의 미세조직 분석
본 발명에 따른 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판의 미세조직을 알아보기 위해 주사전자현미경(SEM, JEOL, JSM-7001F)과 투과전자현미경(TEM, JEOL, JEM-2100F)으로 분석하고, 그 결과를 도 2 및 도 3에 나타내었다.
도 2 및 도 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 상기 실시예에서는 페라이트와 함께 페라이트 내에 20 ㎚ 이하의 미세한(Nb,V)(C,N) 입자들이 석출되어 있으며, 마르텐사이트나 도상 마르텐사이트 주변의 페라이트 내에는 가동전위들이 많이 형성되어 있어 항복비를 감소시키는데 효과적으로 작용할 수 있는 것을 알 수 있다.
<실험예 2> 기가급 초고강도 강판의 인장성질 및 충격성질 분석
본 발명에 따른 실시예 1 - 3 및 비교예 1 - 6 강재에 대한 인장강도, 항복강도, 항복비, 균일연신율 및 상온과 -40 ℃에서의 충격에너지를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구분 인장성질 충격성질
인장강도(MPa) 항복강도(MPa) 균일연신율(%) 항복비 상온충격에너지(J) 저온충격에너지(J)

실시예		 1 1022 773 5.7 0.75 146 107
2 1053 835 5.6 0.75 185 112
3 1020 765 6.5 0.74 132 108


비교예		 1 959 703 7.1 0.71 163 104
2 982 832 5.8 0.82 144 138
3 801 624 7.9 0.75 269 259
4 899 707 7.1 0.74 198 187
5 972 731 7.3 0.70 143 60
6 870 639 7.1 0.76 193 178
표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 실시예 1 - 3은 인장강도가 1.0 GPa 이상이고, 균일연신율은 5.0% 이상이며, 항복비 0.8 이하이고, 상온과 저온 충격에너지는 100 J 이상으로 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판인 것을 알 수 있다. 그러나, 본 발명의 조성범위에는 부합하지만 냉각종료온도가 200 ℃ 이상이거나 압연종료온도와 냉각시작온도 사이에 페라이트가 충분히 형성되지 못한 비교예 1 - 2는 인장강도가 1.0 GPa 이하이다. 또한, 비교예 3 - 6은 본 발명의 압연 및 냉각조건에는 부합하지만 탄소(C)나 니오븀(Nb)의 함량이 본 발명의 범위에서 벗어나 인장강도가 900 MPa 이하이거나 저온 충격에너지가 100 J 이하로 저온인성과 초고강도를 동시에 충족시키지 못하는 것을 알 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 인장강도가 1.0 GPa 이상이고, 균일연신율이 5.0% 이상이며, 항복비가 0.8 이하인 기가급 초고강도 강판을 제조하기 위해서는 적절한 화학조성과 압연 및 냉각 공정의 치밀한 제어를 통해 15% 이하의 페라이트와 다양한 저온변태조직으로 구성된 혼합조직을 형성시켜야 한다.
S100: 재가열 단계
S200: 제어압연 단계
S300: 2상역 공랭 단계
S400: 가속냉각 단계

Claims (7)

  1. 탄소(C) 0.05 - 0.08 중량%, 규소(Si) 0.01 - 0.5 중량%, 망간(Mn) 1.5 - 2.5 중량%, 니켈(Ni) 0.3 - 0.6 중량%, 크롬(Cr) 0.2 - 1.0 중량%, 몰리브데늄(Mo) 0.1 - 0.5 중량%, 니오븀(Nb) 0.05 - 0.08 중량%, 바나듐(V) 0.01 - 0.1 중량%, 티타늄(Ti) 0.01 - 0.03 중량%, 붕소(B) 0.0005 - 0.0020 중량%, 철(Fe) 잔부 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100 - 1200 ℃에서 가열시키는 단계(단계 1);
    상기 단계 1에서 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상에서 40% 이상의 압하율로 열간압연하고, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 60% 이하의 압하율로 열간압연하는 단계(단계 2);
    상기 단계 2에서 압연된 강판을 550 - 750 ℃에서 공랭시키는 단계(단계 3); 및
    상기 단계 3에서 공랭된 강판을 5 - 20 ℃/초의 냉각속도로 200 ℃ 이하까지 가속냉각시키는 단계(단계 4)를 포함하는 제조방법으로 제조되는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판은 인장강도가 1.0 GPa 이상이고, 균일연신율이 5.0% 이상이며, 항복비가 0.8 이하이고, 상온 또는 -40 ℃에서의 충격에너지가 100 J 이상인 것을 특징으로 하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 강판은 15% 이하의 미세한 페라이트와 입상 베이나이트(granular bainite), 변질 상부 베이나이트(degenerate upper bainite), 하부 베이나이트(lower bainite) 및 래스 마르텐사이트(lath martensite)로 이루어진 저온변태조직이 혼합된 것을 특징으로 하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판.
  4. 삭제
  5. 제1항에 있어서, 상기 단계 2는 상기 단계 1에서 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트가 재결정화되는 온도와 그 이하에서 각각 40% 이상과 60% 이상의 압하율을 가하여 압연된 오스테나이트 두께가 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판.
  6. 제1항에 있어서, 상기 단계 2는 2상 영역에서 추가적으로 압연이 더 수행되는 것을 특징으로 하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판.
  7. 제1항에 있어서, 상기 단계 3은 페라이트가 15% 이하로 형성되게 하는 것을 특징으로 하는 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판.

KR1020100036362A 2010-04-20 2010-04-20 변형능과 저온인성이 우수한 기가급 초고강도 강판 및 이의 제조방법 KR101181247B1 (ko)

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