KR101758513B1 - 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101758513B1
KR101758513B1 KR1020150184295A KR20150184295A KR101758513B1 KR 101758513 B1 KR101758513 B1 KR 101758513B1 KR 1020150184295 A KR1020150184295 A KR 1020150184295A KR 20150184295 A KR20150184295 A KR 20150184295A KR 101758513 B1 KR101758513 B1 KR 101758513B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
temperature
thick plate
cooling
steel
strength
Prior art date
Application number
KR1020150184295A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20170075136A (ko
Inventor
채재용
강상덕
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020150184295A priority Critical patent/KR101758513B1/ko
Publication of KR20170075136A publication Critical patent/KR20170075136A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101758513B1 publication Critical patent/KR101758513B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.1~1.5%, Al: 0.01~0.06%, Nb: 0.005~0.015%, Cu: 0.1~0.4%, Ni: 0.25~0.45%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.003~0.009%, P: 0.008%이하, S: 0.001%이하, N: 0.005%이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판에 관한 것이다.

Description

강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법{STEEL PLATE HAVING HIGH STRENGTH AND EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 강재는 사용온도가 낮아질수록 인성이 저하되어 저온 사용시 안정성에 악영향을 끼친다. 특히 동일강도의 강재에서 두께가 증가할수록, 강재의 중심부에 가까워질수록 체감 냉각속도가 감소하기 때문에 입도가 성장할 기회가 상대적으로 증가하고, 그로 인해 입도의 영향을 크게 받는 내부조직의 강도 및 충격인성이 더 큰 폭으로 저하되는 경향을 보인다.
따라서, 사용온도가 낮은 강재는 강도나 저온 충격인성의 저하가 일어나지 않도록 성분이나 미세조직을 제어하여야 한다. 미세조직 측면에서 펄라이트 존재시 균열의 개시점으로 작용하고 또 페라이트와 펄라이트 계면은 균열의 전파가 용이하므로 가능한 펄라이트 생성을 억제하는 것이 바람직하다. 한편, 결정립계는 균열전파의 방해요소로 작용한다. 따라서, 동일 미세조직이라면 결정립을 미세하게 만들어 결정립계를 많이 만들게 되면 저온인성의 향상에 도움이 된다.
압연은 결정립을 미세하게 만들기 위한 대표적인 방법 중 하나인데, 재결정이 가능한 온도에서 압연을 실시하면, 압하력에 의해 생성된 내부 응력을 구동력으로 새로운 오스테나이트 미세 결정립이 생성된다.
한편, 미재결정역 온도 영역에서의 압연은 결정립이 응력을 받아서 압연방향으로 밴드 구조가 형성되게 되고 내부에 많은 전이가 발생하여 오스테나이트가 상변태 될 때 보다 많은 핵생성점을 제공하여 결정립 미세화 효과를 일으킬 수 있다.
하지만, 강재의 두께가 두꺼워질 경우 압연으로 가할 수 있는 압하력이 제한을 받게 되므로 내부조직, 특히 강재의 중심부에 가까워질수록 압연을 통해 미세한 결정립을 형성하기가 어렵다. 오스테나이트의 결정립은 Ae3 이상의 온도에서 고온일수록, 가열시간이 길수록 성장하는 경향을 보이는데 몇몇 종류의 합금원소는 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 효과를 보인다.
Nb, Ti, Al, V 등이 널리 알려진 오스테나이트 결정립 성장 억제 원소들이며, 주로 강중에 고용되어 결정립 성장의 방해물로 작용하게 된다. 따라서, 압연으로 결정립 미세화가 까다로운 두꺼운 강재의 경우 결정립 미세화를 위해서는 이와 같은 합금 원소의 첨가가 함께 고려되어야 한다.
한편, 강재 생산과정 중 오스테나이트 결정립 미세화가 주로 일어나는 과정인 슬라브 재가열 및 압연만을 통해서는 충분히 작은 크기의 결정립을 확보 불가능한 경우가 있다. 특히, 압연되는 소재가 고온일수록 압연시 변형저항이 감소하므로 용이한 압연을 위해 슬라브 재가열은 주로 Ae3 대비 훨씬 높은 온도에서 실시되는데 그때 오스테나이트 결정립은 크게 성장하게 된다.
압연을 통한 결정립 미세화 효과가 충분치 못할 경우에 재열처리를 통해서 추가적인 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있는데 노멀라이징(normalizing)이나 ??칭 앤 템퍼링(quenching and tempering) 열처리가 이에 해당한다.
이들 열처리는 압연 후 상온으로 냉각된 강재를 Ae3 직상의 온도로 가열하여 오스테나이트 변태는 조장하되, 온도로 인한 오스테나이트 결정립 성장은 최소화 하는 것이 일반적이다. 이와 같이 재가열된 강재는 목적에 따라 공냉을 통해 펄라이트와 페라이트 조직으로 변태되거나(노멀라이징), 급냉을 통해 마르텐사이트나 베이나이트를 포함한 저온조직으로 변태된다(??칭 앤 템퍼링).
이때, 냉각시 생성되는 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 결정립의 크기는 변태직전 오스테나이트 결정립의 크기로부터 큰 영향을 받는다.
또한, 오스테이트는 기저조직의 입계로부터 성장하는 것이 일반적이므로 결국 기저조직의 입도를 미세하게 만들 수 있으면 오스테나이트의 입도를 미세화 할 수 있고, 이는 이후 냉각시 변태를 거친 최종 조직의 입도에도 영향을 미치게 된다.
국내등록특허 제10-1271974호
본 발명의 일 측면은 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
보다 상세하게는, 압연 후 수냉을 실시하여 저온 기저 조직을 확보한 후에 ??칭 및 템퍼링을 실시함으로써, 냉각속도가 느린 후물재 중심부에서도 강도 및 충격인성이 우수한 후판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.1~1.5%, Al: 0.01~0.06%, Nb: 0.005~0.015%, Cu: 0.1~0.4%, Ni: 0.25~0.45%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.003~0.009%, P: 0.008%이하, S: 0.001%이하, N: 0.005%이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.1~1.5%, Al: 0.01~0.06%, Nb: 0.005~0.015%, Cu: 0.1~0.4%, Ni: 0.25~0.45%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.003~0.009%, P: 0.008%이하, S: 0.001%이하, N: 0.005%이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1200℃ 로 가열하는 단계;
상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻는 단계;
상기 후판을 900℃ 이상의 냉각개시온도로부터 600℃ 이하의 냉각종료온도까지 수냉한 후, 상온까지 공냉하는 냉각 단계;
상기 냉각된 후판을 ??칭하는 단계; 및
상기 ??칭된 후판을 템퍼링하는 단계;를 포함하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 압연 후 수냉을 실시하여 저온 기저 조직을 확보한 후에 ??칭 및 템퍼링을 실시함으로써, 냉각속도가 느린 후물재 중심부에서도 강도 및 충격인성이 우수한 후판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 발명예인 1-A 의 중심부 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2은 비교예인 1-D 의 중심부 미세조직을 촬영한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
후판 강재는 그 두꺼운 두께로 인해 수냉시에도 강재 중심부의 체감 냉각속도는 표층에 비해 현저히 느리다. 두께가 증가할수록 중심부의 냉각속도는 물론, 열전도로 인해 표층 가까운 지점까지 영향을 받아 전체적인 냉각속도가 저하된다. 느린 냉각속도는 고온 영역에서 유지되는 시간의 증가를 의미하고 이로 인해 생성되는 상(phase)들의 입도가 빠른 냉각속도일 때 비해 조대한 경향으로 나타난다. 입도의 증가는 강도 및 충격인성의 동시 저하를 유발하는 주된 인자다. 이를 해결하기 위하여, 합금조성 제어, 슬라브 재가열, 압연, 노멀라이징(normalizing)이나 ??칭 앤 템퍼링(quenching and tempering) 열처리 등의 방법이 알려져 있으나, 이들 방법만으로는 충분한 강도 및 저온인성을 동시에 확보하기 어려운 경우가 있다.
본 발명자들은 합금조성 제어, 슬라브 재가열, 압연, 노멀라이징(normalizing)이나 ??칭 앤 템퍼링(quenching and tempering) 열처리만으로는 충분한 강도 및 저온인성을 동시에 확보하기 어려운 문제가 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 제어 및 압연 후 수냉을 실시하여 저온 기저 조직을 확보한 후에 ??칭 및 템퍼링을 실시함으로써, 냉각속도가 느린 후물재 중심부에서도 강도 및 충격인성이 우수한 후판 및 그 제조방법을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 강도 및 충격인성이 우수한 후판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 강도 및 충격인성이 우수한 후판은 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.1~1.5%, Al: 0.01~0.06%, Nb: 0.005~0.015%, Cu: 0.1~0.4%, Ni: 0.25~0.45%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.003~0.009%, P: 0.008%이하, S: 0.001%이하, N: 0.005%이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 이하, 각 합금원소의 단위는 중량%이다.
C: 0.12~0.17%
C는 강도와 최종 미세조직의 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위내에서 강중에 함유될 필요가 있다.
C 함량이 0.12% 미만인 경우에는 충분한 기지조직의 강도 및 펄라이트 상분율을 확보하지 못해 강도의 하락을 초래할 수 있다. 반면에, C 함량이 0.17%를 초과인 경우에는 강재의 강도 증가에 따라 저온인성을 저하시키며 요구되는 강도에 비해 과도한 분율의 펄라이트가 생성되거나 다량의 탄화물이 생성되어 오히려 강도저하를 초래할수 있다. 따라서, C 함량은 0.12~0.17%인 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.6%
Si는 탈산제로 사용되며 강도를 향상시키는 작용을 하는 원소이다.
Si 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 강도를 확보하기 어려우며, 0.6% 초과인 경우에는 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킬 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~0.6%인 것이 바람직하다.
Mn: 1.1~1.5%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이다.
Mn 함량이 1.1% 미만인 경우에는 충분한 강도를 확보하기 어려우며, 1.5% 초과인 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시키고, 중심부에 편석대를 조장할 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.1~1.5%인 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.06%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이다. 탈산을 위해 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에, Al 함량이 0.06% 초과인 경우에는 연속 주조시 노즐막힘을 야기할 수 있는 문제점이 있다. 따라서, Al 함량은 0.01~0.06%인 것이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.015%
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에, 열처리를 실시할 경우 상술한 강화효과는 잘 나타나지 않을 수 있으며, Nb는 합금원가가 비싼 단점이 있다. 또한, 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대된다. 따라서, Nb 함량은 0.005~0.015%인 것이 바람직하다.
Cu: 0.1~0.4%
Cu는 강도와 인성향상에 효과적인 원소로 내식성, 내수소유기균열성에도 효과가 있는 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, Cu를 과량 투입시에는 모재 및 용접열영향부의 인성을 저해하고 강재의 표면 크랙을 야기하기도 하여 Ni과 적정비율로 함유하는 것이 일반적이다. 본 발명에서는 Cu를 0.1~0.4%의 범위로 한정한다.
Ni: 0.25~0.45%
Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬수 있는 거의 유일한 원소이며, 특히 충격천이온도를 낮추는 효과가 있어서 저온충격인성을 향상시키는 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.25% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, Ni은 원가가 비싸고, 과도한 첨가는 입계 석출물을 조장하여 크랙 발생의 시발점이 될 수 있다. 따라서, Ni 함량은 0.25~0.45%인 것이 바람직하다.
Mo: 0.05~0.15%
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 고온에서 생성되는 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도한 첨가는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해할 수 있다. 따라서, Mo 함량은 0.05~0.15%인 것이 바람직하다.
V: 0.003~0.009%
V는 경화능을 크게 향상시키고 템퍼링 등과 같은 중온 열처리 과정시 발생할수 있는 탄화물의 성장을 억제하는 효과를 가지고 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.003% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, V는 고가의 원소이며 과도하게 첨가하는 경우에는 Nb와 마찬가지로 취성 크랙을 야기할수 있다. 따라서, V 함량은 0.003~0.009% 인 것이 바람직하다.
P: 0.008% 이하
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.008%로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.001% 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.001%로 하는 것이 바람직하다.
N: 0.005% 이하
N은 강도 향상에 유리한 원소이지만, 인성을 크게 감소시키기 때문에 0.005% 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이때, 상기 후판의 중심부의 미세조직은 애시큘러 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직인 것이 바람직하다. 애시큘러 페라이트 및 베이나이트 혼합 조직을 가짐으로써 우수한 충격인성 및 강도를 확보하기 위함이다.
여기서 중심부란 후판 표면으로부터 후판의 두께방향으로 1/4*t~3/4*t인 부분을 말한다. 단, 상기 t는 후판의 두께를 mm단위로 나타낸 값이다.
또한, 상기 미세조직의 결정립 크기(입도)는 50㎛ 이하가 바람직하다. 상기 결정립 크기(입도)는 50㎛ 초과하는 경우에는 충격인성이 열위해질 수 있기 때문이다.
한편, 본 발명에 따른 후판의 두께는 80~140mm일 수 있다.
후판의 두께가 80mm 미만인 경우에는 후판 중심부의 냉각속도 증가로 저온 미세조직의 상분율이 증가하여 강도는 올라가나, 목표로 하는 저온인성 수준을 확보할 수 없다. 반면에, 후판의 두께가 140mm 초과할 경우 반대로 냉각속도의 심각한 저하로 강도와 충격인성이 동시에 열화되는 결과가 발생할 수 있다. 따라서, 후판의 두께는 80~140mm인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 80~133mm이다.
또한, 본 발명에 따른 후판은 인장강도가 500MPa 이상이고, -46℃에서의 충격흡수에너지가 100J 이상일 수 있다. 이러한 물성을 확보함으로써 저장탱크 및 압력용기 제작에 바람직하게 적용될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 충격인성이 우수한 후판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 충격인성이 우수한 후판의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1000~1200℃ 로 가열하는 단계; 상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻는 단계; 상기 후판을 900℃ 이상의 냉각개시온도로부터 600℃ 이하의 냉각종료온도까지 수냉한 후, 상온까지 공냉하는 냉각 단계; 상기 냉각된 후판을 ??칭하는 단계; 및 상기 ??칭된 후판을 템퍼링하는 단계;를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1000~1200℃ 로 가열한다. 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다.
주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 강 슬라브의 가열온도는 1000℃ 이상인 것이 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 강 슬라브의 가열온도는 1200℃ 이하인 것이 바람직하다.
압연 단계
상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻는다. 형상의 조정 및 주조중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴시키기 위함이다.
이때, 압연 온도 범위는 전체 오스테나이트 영역 시작 온도인 A3 이상이면 무관하나, 통상적인 에너지 강재의 요구 조건에 맞추어 슬라브대 최종 제품의 두께비를 3:1 이상되도록 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 충분한 압연이 가해지지 않을 경우 강재의 두께 중심부에 미압착된 거대 편석이나 공극 등이 잔존하여 품질 저하를 야기할 수 있으므로 상기 압하비는 3:1 이상이 적합하다.
또한, 상기 압연은 후판의 두께가 80~140mm가 되도록 행할 수 있다.
후판의 두께가 80mm 미만인 경우에는 후판 중심부의 냉각속도 증가로 저온 미세조직의 상분율이 증가하여 강도는 올라가나, 목표로 하는 저온인성 수준을 확보할 수 없다. 반면에, 후판의 두께가 140mm 초과할 경우 반대로 냉각속도의 심각한 저하로 강도와 충격인성이 동시에 열화되는 결과가 발생할 수 있다. 따라서, 후판의 두께가 80~140mm가 되도록 압연을 행하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 80~133mm가 되도록 압연을 행할 수 있다.
냉각 단계
상기 후판을 900℃ 이상의 냉각개시온도로부터 600℃ 이하의 냉각종료온도까지 수냉한 후, 상온까지 공냉한다.
본 발명에 따른 후판의 중심부는 두꺼운 두께로 인해 냉각시 표층에 비해 냉각 속도가 매우 느리다. 느린 냉각 속도는 고온 영역에서의 장시간 체류로 이어지고, 이는 결국 결정립 성장에 기여하게 된다. 이를 방지하기 위해 압연 직후 오스테나이트 상태에서 수냉을 실시하여 강재의 고온 영역 체류시간을 줄임으로써 결정립 성장 기회를 줄이고, 유효 결정립이 미세한 애시큘러 페라이트나 베이나이트 혹은 마르텐사이트와 같은 저온 기저 조직을 확보할 수 있다.
상온까지 수냉을 진행하면 결정립이나 저온상 확보 측면에서는 유리하나 생산성에 부정적인 영향이 있으므로 결정립 성장을 저해하는데 가장 효과적인 오스테나이트~페라이트 고온 영역인 900℃~600℃ 범위에서 집중적으로 수냉을 실시하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 수냉에 의한 강재의 두께방향 1/4 지점의 냉각 속도는 4~10℃/s 가 바람직하다.
냉각 속도가 4℃/s 미만인 경우에는 펄라이트 조직등이 생성될 수 있다. 반면에, 냉각 속도가 10℃/s 초과인 경우에는 마르텐사이트가 생성되거나, 혼합조직이 아닌 베이나이트 단상을 가져 충격인성이 열위할 수 있다.
??칭 단계
상기 냉각된 후판을 ??칭한다. 이때, 상기 냉각된 후판을 870~930℃의 온도범위로 가열하고, (t*2.5 + 30)분 동안 유지한 후, 상온까지 수냉하여 ??칭할 수 있다. 단, 상기 t는 후판의 두께를 mm단위로 나타낸 값이다.
냉각된 후판을 다시 가열하여, 가공시 발생한 내부 응력을 완화해 주며 오스테나이트 조직 생성을 조장하여 이후 수냉과정에서 애시큘러 페라이트나 베이나이트, 그리고 경우에 따라서는 마르텐사이트 미세조직이 생성되도록 한다.
재가열 온도에 따라서 오스테나이트의 입도가 결정되는데 낮은 온도로 가열할 경우 미세한 오스테나이트를 확보하여 강도 및 인성 증가 측면에서 유리하지만, 경화능을 떨어뜨려 목표로 하는 최종 미세조직을 얻지 못할 수 있다.
반면에, 가열 온도가 930℃ 초과인 경우에는 오스테나이트가 조대화되어 충격인성 및 강도가 동시에 저하될 우려가 있으므로, 상기 가열 온도는 870~930℃인 것이 바람직하다.
후판 강재는 그 두께로 인해 중심부가 목표 온도에 도달하는데 상당시간이 소요된다. 따라서 강재의 두께가 증가할수록 열처리 시간을 증대시키는 것이 바람직한데 본 발명에서는 강재 두께 1mm당 2.5분의 가열시간 및 강재가 오스테나이트 영역에서 충분히 숙열될 수 있도록 추가 30분의 열처리를 실시하도록 한다. 해당 온도와 시간에서 열처리 후에는 수냉을 통해 목표로 하는 미세조직을 확보할 수 있다.
템퍼링 단계
상기 ??칭된 후판을 템퍼링한다. 이때, 상기 ??칭된 후판을 600~680℃의 온도범위로 가열하고, (t*4.4 + 30)분 동안 유지한 후, 공냉하여 행할 수 있다. 단, 상기 t는 후판의 두께를 mm단위로 나타낸 값이다.
템퍼링은 ??칭시 발생하는 잔류응력을 완화시켜 약간의 강도의 손실로 인성과 충격인성을 개선시키고자 하는 열처리이다. 통상적으로 강재의 오스테나이트 변태가 시작되는 온도 이하에서 실시되며 강재의 두께에 따라 열처리 시간이 결정된다.
상기 가열온도가 600℃ 미만인 경우에는 인성과 충격인성의 개선 효과가 불충분하고, 680℃ 초과인 경우에는 강도가 과도하게 하락할 수 있다. 템퍼링 열처리 후에는 공냉을 실시하여 미세조직이나 입도의 의도치 않은 변화가 발생하는 것을 방지할 수 있다.
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 강 슬라브를 하기 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 후판을 제조하였다. 상기 후판의 인장강도, -46℃에서의 충격흡수에너지, 중심부의 미세조직을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
인장강도는 강재 중심부에서 폭방향 환형 시편을 채취하여 상온에서 인장시험기를 사용하여 측정하였다.
-46℃에서의 충격흡수에너지는 강재 중심부에서 폭방향 full-size 시편을 채취하여 냉매를 사용해 시편을 해당 온도로 냉각한 후 충격시험기를 사용하여 그 흡수 에너지 값을 측정하였다.
미세조직은 강재 중심부에서 시편을 채취하여 경면 연마를 한 후, 나이탈로 부식시켜 광학 현미경을 사용하여 측정하였고, 결정립의 크기는 ASTM E562에 규정된 point counting 방법을 촬영된 미세조직 사진에 적용하여 측정하였다.
하기 표 1 에서 각 원소의 단위는 중량%이다.
강번호 C Si Mn P S Al Nb Cu Ni Mo V N
발명강1 0.16 0.37 1.135 0.006 0.0008 0.029 0.01 0.271 0.34 0.09 0.007 0.0031
발명강2 0.14 0.37 1.429 0.004 0.0005 0.025 0.009 0.114 0.33 0.08 0.003 0.0033
비교강3 0.19 0.33 1.137 0.0094 0.0009 0.023 0.014 0.064 0.18 0.07 0.08 0.0018
비교강4 0.096 0.359 1.526 0.006 0.0006 0.035 0.017 0.164 0.33 0.04 0.02 0.0029
비교강5 0.07 0.295 1.205 0.007 0.001 0.019 0.021 - 0.25 0.105 0.021 0.004
강번호 제조방법 슬라브 재가열온도 압하비 압연직후수냉온도 ??칭 열처리 템퍼링 열처리 후판두께
시작 종료 온도 시간 온도 시간
℃ 슬라브:후판 ℃ ℃ ℃ 분 ℃ 분 mm
발명강1 1-A 1106 4:1 967 578 892 310 650 520 111
1-B 1107 3:1 972 587 910 343 650 580 125
1-C 1107 3:1 - - 910 343 650 580 125
1-D 1107 7:1 - - 910 170 650 280 56
발명강2 2-A 1106 4:1 913 561 911 255 680 430 90
2-B 1105 3:1 901 592 910 343 650 580 125
2-C 1107 4:1 923 588 910 343 580 580 111
2-D 1107 3:1 903 670 910 343 650 580 125
비교강3 3-A 1178 4:1 922 590 911 280 640 470 100
3-B 1087 3:1 911 448 905 365 640 620 133
비교강4 4-A 1133 4:1 - - 911 280 680 470 100
4-B 1125 4:1 903 582 900 255 660 430 90
4-C 1160 5:1 970 556 890 230 650 382 80
비교강5 5-A 1126 3:1 944 517 907 365 660 620 133
5-B 1127 3:1 970 599 907 365 610 620 133
강번호 제조방법 미세조직 결정립 크기 인장강도 충격흡수에너지
(@-46℃)
Mpa J
발명강1 1-A
(발명예)		 애시큘러 페라이트 + 베이나이트 30㎛ 533 338
1-B
(발명예)		 애시큘러 페라이트 + 베이나이트 35㎛ 517 368
1-C
(비교예)		 애시큘러 페라이트 + 페라이트 55㎛ 497 299
1-D
(비교예)		 베이나이트 60㎛ 514 69
발명강2 2-A
(발명예)		 애시큘러 페라이트 + 베이나이트 25㎛ 540 217
2-B
(발명예)		 애시큘러 페라이트 + 베이나이트 40㎛ 572 136
2-C
(비교예)		 애시큘러 페라이트 + 베이나이트 70㎛ 597 27
2-D
(비교예)		 애시큘러 페라이트 + 베이나이트 60㎛ 522 88
비교강3 3-A
(비교예)		 템퍼드 마르텐사이트+페라이트 70㎛ 611 34
3-B
(비교예)		 템퍼드 마르텐사이트+베이나이트 70㎛ 607 22
비교강4 4-A
(비교예)		 애시큘러 페라이트 + 베이나이트 60㎛ 485 76
4-B
(비교예)		 페라이트+세멘타이트 35㎛ 495 120
4-C
(비교예)		 베이나이트 60㎛ 523 88
비교강5 5-A
(비교예)		 템퍼드 마르텐사이트 65㎛ 582 44
5-B
(비교예)		 템퍼드 마르텐사이트 70㎛ 593 17
본 발명의 합금조성 및 제조방법을 만족하는 1-A, 1-B, 2-A 및 2-B는 500MPa 이상의 인장강도 및 -46℃에서의 충격흡수에너지가 100J 이상으로 강도 및 저온인성이 우수한 것을 확인할 수 있다.
반면에, 본 발명의 합금조성 또는 제조방법을 만족하지 못하는 경우에는 인장강도 또는 저온인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
또한, 도1은 발명강1을 제조방법 1-A를 적용했을 때의 중심부 미세조직을 관찰한 사진으로, 동일한 발명강1을 제조방법 1-D 를 적용했을 때의 중심부 미세조직을 관찰한 사진인 도 2와 비교해 보면, 도1의 미세조직의 입도가 조밀하고 저온 조직의 분율이 높은 것을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.1~1.5%, Al: 0.01~0.06%, Nb: 0.005~0.015%, Cu: 0.1~0.4%, Ni: 0.25~0.45%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.003~0.009%, P: 0.008%이하, S: 0.001%이하, N: 0.005%이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 중심부의 미세조직은 애시큘러 페라이트 및 베이나이트를 포함하고, 상기 미세조직의 결정립 크기가 25 ~ 50㎛인 강도 및 저온인성이 우수한 후판.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 제1항에 있어서,
    상기 후판의 두께는 80~140mm인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 후판은 인장강도가 500MPa 이상이고, -46℃에서의 충격흡수에너지가 100J 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판.
  6. 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.1~1.5%, Al: 0.01~0.06%, Nb: 0.005~0.015%, Cu: 0.1~0.4%, Ni: 0.25~0.45%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.003~0.009%, P: 0.008%이하, S: 0.001%이하, N: 0.005%이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1200℃ 로 가열하는 단계;
    상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻는 단계;
    상기 후판을 900℃ 이상의 냉각개시온도로부터 600℃ 이하의 냉각종료온도까지 수냉한 후, 상온까지 공냉하는 냉각 단계;
    상기 냉각된 후판을 ??칭하는 단계; 및
    상기 ??칭된 후판을 템퍼링하는 단계;를 포함하고,
    상기 ??칭하는 단계에서 ??칭 시 후판의 가열온도가 870~930℃인 강도 및 저온인성이 우수한 후판의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 ??칭하는 단계는 상기 가열온도에서, (t*2.5 + 30)분 동안 유지한 후, 상온까지 수냉하여 행하는 것임을 특징으로 하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판의 제조방법.
    (단, 상기 t는 후판의 두께를 mm단위로 나타낸 값이다.)
  8. 제6항에 있어서,
    상기 템퍼링하는 단계는 상기 ??칭된 후판을 600~680℃의 온도범위로 가열하고, (t*4.4 + 30)분 동안 유지한 후, 공냉하여 행하는 것임을 특징으로 하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판의 제조방법.
    (단, 상기 t는 후판의 두께를 mm단위로 나타낸 값이다.)
  9. 제6항에 있어서,
    상기 압연은 A3 온도 이상에서 행하는 것을 특징으로 하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판의 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 압연은 후판의 두께가 80~140mm가 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판의 제조방법.
  11. 제6항에 있어서,
    상기 냉각 단계의 수냉은 두께방향 1/4 지점의 냉각 속도가 4~10℃/s 가 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 강도 및 저온인성이 우수한 후판의 제조방법.
KR1020150184295A 2015-12-22 2015-12-22 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법 KR101758513B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020150184295A KR101758513B1 (ko) 2015-12-22 2015-12-22 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020150184295A KR101758513B1 (ko) 2015-12-22 2015-12-22 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20170075136A KR20170075136A (ko) 2017-07-03
KR101758513B1 true KR101758513B1 (ko) 2017-07-17

Family

ID=59357661

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020150184295A KR101758513B1 (ko) 2015-12-22 2015-12-22 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101758513B1 (ko)

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003003229A (ja) * 2001-06-19 2003-01-08 Nippon Steel Corp 疲労強度に優れた厚鋼板とその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003003229A (ja) * 2001-06-19 2003-01-08 Nippon Steel Corp 疲労強度に優れた厚鋼板とその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20170075136A (ko) 2017-07-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10604817B2 (en) High-strength steel plate for pressure vessel having excellent toughness after post weld heat treatment and manufacturing method thereof
KR102291866B1 (ko) 일종의 항복강도가 890MPa급인 저용접균열감수성 강판 및 그 제조방법
KR101917453B1 (ko) 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
KR101674775B1 (ko) 유정용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 강관의 제조 방법
JP7221475B2 (ja) 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
KR20170074319A (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
KR101257161B1 (ko) 열연강판, 그 제조 방법 및 이를 이용한 고강도 강관 제조 방법
KR101677350B1 (ko) 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법
KR102372546B1 (ko) 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101758512B1 (ko) 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법
KR20200076799A (ko) 두께 중심부 인성이 우수한 극후물 강판 및 그 제조방법
KR101758513B1 (ko) 강도 및 저온인성이 우수한 후판 및 그 제조방법
KR100957965B1 (ko) 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용열연강판 및 제조방법
KR102321319B1 (ko) 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
JP2019504206A (ja) 連続型セルフブレージング用冷延鋼板およびその製造方法
KR101899736B1 (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
KR102404738B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR102478807B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR102512885B1 (ko) 강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법
KR100711467B1 (ko) 표층부 인성이 우수한 보론첨가 극후물 강판의 제조방법
KR101797369B1 (ko) 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법
KR20240101156A (ko) 강재로 이루어진 성형 부품
KR20240132183A (ko) 초고장력 강판 및 그 제조방법
KR20240045835A (ko) 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR20240106597A (ko) 고강도 석출경화형 냉연 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant