KR101928153B1

KR101928153B1 - 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101928153B1
Application number: KR1020160177523A
Authority: KR
Inventors: 박기정; 김종철; 황성두; 서용찬
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2016-12-23
Filing date: 2016-12-23
Publication date: 2018-12-11
Also published as: KR20180073954A

Abstract

일 실시예에 따르면, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.08%, 실리콘(Si):0.20% ~ 0.30%, 망간(Mn): 0.50% ~ 0.70%, 가용성 알루미늄(S_Al):0.02% ~ 0.06%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.08% 이하, 니켈(Ni): 3.5% ~ 3.7%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.01% 이하, 및 나머지는 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지며, QT 열처리에 의해, 인장 강도(TS): 550~690MPa, 항복강도(YP): 380 ~ 620MPa을 가지며, -130℃에서 충격 흡수 에너지가 250J 이상인 고강도 강판을 제공할 수 있다.

Description

극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법{High-strength steel sheet having superior toughness at cryogenic temperatures, and method for manufacturing same}

본 발명은 에탄 운반선용 극저온 강종 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는, 에탄 운반선용 극저온 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

에탄(ethane)은 셰일 가스(shale gas) 중 약 13%의 비중을 차지하는 부산물이다. 미국의 셰일 가스 생산량은 지속적으로 증가하고 있으며 부산물인 에탄의 수출입을 위한 대형 에탄 캐리어(Very Large Ethane Carrier; VLEC)에 대한 수요 또한 증가하고 있다.

액화점이 -89℃인 에탄을 운송하기 위해서는 -110℃까지 저온 인성 보증이 가능한 강재의 사용이 필수적이다. 이에 따라, 본 발명의 발명자 등은 에탄 운반에 사용할 수 있는 저온 인성이 우수한 에탄 운반선용 강재의 개발을 진행하였다.

관련 기술로는 대한민국 특허공개공보 제2012-0075274호(2012년 7월 6일 공개, 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법)가 있다.

본 발명이 해결하려는 기술적 과제는 에탄 운반선에 사용 가능한 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.

상기 기술적 과제를 이루기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강판의 제조 방법은, 중량%로, (a) 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.08%, 실리콘(Si): 0.20% ~ 0.30%, 망간(Mn): 0.50% ~ 0.70%, 가용성 알루미늄(S_Al):0.02% ~ 0.06%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.08% 이하, 니켈(Ni): 3.5% ~ 3.7%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.01% 이하, 및 나머지는 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하는 판재를 재가열하는 단계, (b) 상기 재가열된 판재를 마무리 압연 온도 800℃ 이상에서 마무리 열간 압연하는 단계, (c) 상기 열간 압연된 판재를 냉각하는 단계, (d) 상기 냉각된 판재를 890℃ ~ 930℃의 온도에서 노멀라이징하는 단계, 및 (e) 상기 판재를 퀀칭한 후 500℃ ~ 700℃의 온도에서 템퍼링하는 열처리 단계를 포함하되, 상기 강판은 인장 강도(TS): 550~690MPa, 항복강도(YP): 380 ~ 620MPa을 가지며, -130℃에서 충격 흡수 에너지가 250J 이상인 것을 특징으로 한다.

삭제

본 발명에 있어서, 상기 판재는 구리(Cu): 0 초과 0.1중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01중량% 이하, 보론(B): 0 초과 5ppm 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.015중량% 이하, 및 질소(N): 0.005중량% 이하를 더 포함할 수 있다.

본 발명에 있어서, 상기 판재를 제조하는 단계는, 상기 슬라브 판재를 재가열하는 단계와, 상기 재가열된 판재를 마무리 압연 온도 800℃ 이상에서 마무리 열간 압연하는 단계; 및 상기 열간 압연된 판재를 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명에 있어서, 상기 퀀칭은 10~30℃/sec의 속도로 실시할 수 있다.

본 발명에 따르면, 본 발명의 실시예에 따르는 강판은 고 크롬(Cr) 합금에서 철(Fe)을 오스테나이트(Austenite)화 시켜 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시키며, 특히 저온 충격 인성을 향상시키는 데 효과적인 원소인 니켈(Ni)을 3.5중량% ~ 3.7중량% 함유하여 저온 충격 인성이 증가된 고강도 강판을 얻을 수 있다.

또한, 열간 압연 후 판재에 대해 QT 열처리를 소정 조건으로 진행함으로써 에탄 운반선이 사용되는 -130℃ 정도의 극저온에서도 원하는 충격 인성을 확보할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 강판의 제조 방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 비교강과 발명강의 온도에 따른 충격 흡수 에너지의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 3은 본 발명강의 압연 단계, 퀀칭 단계, 퀀칭 및 템퍼링 단계 후의 온도에 따른 충격 흡수 에너지의 변화를 나타낸 그래프이다.

이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.

이하 설명하는 본 발명의 실시예는 적절한 합금 성분의 설계 및 제조 공정의 개발을 통해 극저온, 예를 들면 에탄 운반선에 사용될 수 있는 약 -130℃까지 저온 인성을 확보할 수 있는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제시한다.

강판

본 발명의 실시 예에 따르는 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.08%, 실리콘(Si): 0.20% ~ 0.30%, 망간(Mn): 0.50% ~ 0.70%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.02% ~ 0.06%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.08% 이하, 니켈(Ni): 3.5% ~ 3.7%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.01% 이하, 및 나머지는 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함한다.

본 발명의 상기 강판은, 구리(Cu): 0 초과 0.1중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01중량% 이하, 보론(B): 0 초과 5ppm 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.015중량% 이하, 질소(N): 0.005중량% 이하를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 실시예에 따르는 강판은 고 크롬(Cr) 합금에서 철(Fe)을 오스테나이트(Austenite)화 시켜 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시키며, 특히 저온 충격 인성을 향상시키는 데 효과적인 원소인 니켈(Ni)을 3.5중량% ~ 3.7중량% 함유하여 저온 충격 인성이 증가된 고강도 강판을 얻을 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 극저온 인성이 우수한 고강도 강판의 합금 조성에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 더욱 구체적으로 설명한다.

탄소(C)

탄소(C)는 강판에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소로서, 강판의 담금질성을 높이고, 담금질 후 강도를 결정하는 주요 원소이다. 탄소(C)의 함유량과 제조방법에 따라 소재 조직 내부에서 고용탄소가 되기도 하고, 탄소(C)와 결합하려는 성질이 아주 높은 원소들과 결합하여 탄화물을 형성하게 된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 전체 강재 중량의 0.04% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 탄소(C)의 함유량이 과잉되면 용접성, 연신율 및 내식성 등이 저하되므로 그 함량을 0.08%로 제어하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 고용 강화 원소로서, 강판의 강화에 기여하고 연성의 개선에 유요한 원소이다. 또한, 수소취성에 의한 균열의 기점이 되는 세멘타이트의 생성을 억제하는 작용을 한다. 실리콘(Si)은 전체 강재 중량의 0.20% ~ 0.30%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.20중량% 미만인 경우, 상술한 실리콘(Si) 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 한편, 실리콘(Si)의 함량이 0.30중량%를 초과하는 경우, 강 표면에 산화물을 형성하여 강의 용접성 등을 저하시킬 수 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘하기 위해서 망간(Mn)은 전체 강재 중량의 0.5% ~ 0.7%로 첨가된다. 망간(Mn)의 함량이 0.5중량% 미만일 경우, 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 0.7중량%를 초과하는 경우, 강도는 증가하나 편석이 발생하여 조직 불균일을 발생시킬 수 있다.

가용성 알루미늄(S_Al)

가용성 알루미늄(S_Al)은 탈산재로 사용되는 동시에 실리콘(Si)과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 오스테나이트를 안정화하는 역할을 하며 강도를 향상시키는 역할을 한다.

가용성 알루미늄(S_Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.02% ~ 0.06%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.02중량% 미만일 경우에는 오스테나이트 안정화 효과를 기대하기 어렵다. 반대로, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 제강시 노즐 막힘 문제가 발생할 수 있고, 주조시 Al 산화물 등에 의하여 열간 취성이 발생하여 크랙 발생과 연성이 저하되는 문제가 있다.

인(P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 악제하고 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 다만, 인(P)의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01%를 초과할 경우에는 용접성을 악화시켜 슬라브 중심 편석에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명의 실시예에서, 인(P)은 전체 강재 중량의 0.01% 이하로 함유량을 제어한다.

황(S)

황(S)은 강판의 담금질성을 높여 담금질 후의 강도의 안정화를 높이는 효과를 갖지만, 부식환경에서 강재로의 수소 흡수를 조장하며, 수소취성에 의한 균열의 기점이 되는 MnS과 같은 황화물을 형성하기 때문에 최소화하는 것이 바람직하다. 본 발명의 실시예에서 황(S)은 전체 강재 중량의 0.001% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 강도를 확보하여 내식성을 향상시키기 위해 첨가되는 원소이다. 또한, 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 하지만 함량이 증가할수록 크롬(Cr)과 산소가 결합하여 생성된 Cr-O₂에 의해 국부 부식이 일어나며, 인성이 저하된다. 따라서, 크롬(Cr)의 함향을 0.1중량% 이하로 제어한다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로서, 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시킨다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 수용액 내에서 MnO² ^- 선택층을 형성하여 염소이온의 투과를 억제함으로써 내식성을 향상시킨다. 그러나 함량이 증가할수록 강의 가공성 및 인성이 저하되므로 함량을 0.08 중량% 이하로 제어한다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강재의 경화능 및 저온 및 충격인성을 향상시키는 역할을 한다. 그러나 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우 응력 부식 저항성 및 열간 압연을 위한 재가열시 융점이 낮은 구리(Cu)가 강의 입계에 칩투하여 열간 가공시 크랙(crack)이 발생하므로, 그 함량을 0.1 중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni)

본 발명에서 니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는 데 효과적인 원소이다. 다만, 니켈(Ni)의 첨가량이 3.7 중량%를 초과하여 다량으로 첨가될 경우에는 용접성을 저해하며 적열취성을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 3.5 중량% ~ 3.7 중량로 제어하는 것이 바람직하다.

티타늄( Ti )

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 적출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다. 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

니오븀( Nb )

니오븀(Nb)은 강재의 강도에 큰 영향을 주는 원소 중의 하나로서, 강재 중의 탄질화 석출물인 Nb(C, N)을 석출하거나, 또는 Fe내 고용강화를 통해 강도를 향상시키는 역할을 한다. 그러나, 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량%를 초과하여 첨가되는 경우, 탄소(C) 함량의 증가에 따라 니오븀(Nb)의 고용도가 감소하여 니오븀(Nb)이 완전히 고용되지 않고 적출될 우려가 있으므로, 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 석출 강화 목적으로 사용되는 합금 원소로서, 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

보론(B)

보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 인(P)의 편석이 발생할 경우 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.

보론(B)의 경우 그 함량이 5ppm을 초과하여 첨가될 경우 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있으므로, 본 발명에 따른 강재 에서는 5ppm 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

주석( Sn )

주석(Sn)은 강판 표면으로부터 침질 억제의 효과를 갖는 원소로서, 주석(Sn)의 함량이 0.015중량%를 초과할 경우 침질 억제 효과가 포화하며 입계에 편석하는 경향이 있기 때문에 입계 취화를 일으킬 가능성이 있다. 따라서, 주석(Sn)은 전체 강판의 0.015중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N)

질소(N)는 니오븀(Nb) 등과 결합하여 탄질화물을 형성함으로써, 결정립을 미세화시키는 역할을 하나, 다량 첨가시 고용 질소가 증가하여 강의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부 인성을 저해한다. 따라서, 질소는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005중량% 이하로 제한하였다.

강판의 제조 방법

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 강판의 제조 방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.

도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 강판의 제조 방법은 주편을 재고용하는 재가열 단계(S110), 최종 두께로 압연하는 열간압연 단계(S120), 및 열간압연된 판재를 열처리하는 QT 열처리 단계(S130)를 포함한다.

이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하서는 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 강판 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다. 상기 슬라브 판재는, 탄소(C): 0.04% ~ 0.08%, 실리콘(Si): 0.20% ~ 0.30%, 망간(Mn): 0.50% ~ 0.70%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.02% ~ 0.06%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.08% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.1% 이하, 니켈(Ni): 3.5% ~ 3.7%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.01% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01% 이하, 보론(B): 0 초과 5ppm 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.015% 이하, 질소(N): 0.005% 이하 및 나머지는 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함한다. 여기서, 상기 %는 중량%를 의미한다.

슬라브 재가열 단계

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브 판재를 1,100℃~1,200℃의 SRT(Slab Reheating Temperature)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 이때, 상기 슬라브는 슬라브 재가열 단계(S110) 이전에 실시되는 연속주조과정에 의하여 제조되는 슬라브일 수 있다.

슬라브의 재가열 온도가 1,100℃ 미만일 경우에는 가열온도가 충분하지 않아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물이 고용 온도에 이르지 못해 열간압연시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 또한, 반대로, 재가열 온도가 1,200℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 제조되는 강의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

열간압연 단계

열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 판재를 최종 두께의 강판 형상으로 마무리 열간압연한다. 상기 열간압연은 마무리 압연 온도(Final Delivery Temperature; FDT)에서 진행될 수 있다. 구체적으로, 상기 마무리 압연 온도는 900℃ ~ 1,100℃일 수 있다. 마무리 압연 온도가 1,100℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 마무리 압연 온도가 900℃ 미만으로 실시될 경우에는 압연 부하를 유발하여 생산성을 저하시키고 열처리 효과를 저감시킬 수 있다.

QT(Quenching+Tempering) 열처리 단계

QT 열처리 단계(S130)에서는 열간 압연된 판재를 890℃ ~ 930℃의 온도에서 노멀라이징하여 오스테나이트를 형성한 후 퀀칭(Quenching)하여 마르텐사이트로 변태시킨다. 이후, 인성을 향상시키기 위한 목적으로, 500℃ ~ 700℃의 온도에서 1 ~ 30분간 템퍼링(Tempering) 공정을 실시한다.

이 단계에서, 노멀라이징 온도가 890℃ 미만일 경우에는 오스테나이트의 형성이 불충분하여 마르텐사이트로 충분히 변태되지 못함으로써, 강의 강도가 저하될 수 있다. 반대로, 노멀라이징 온도가 930℃를 초과할 경우에는 생산 원가 상승 및 오스테나이트 조대화로 원하는 강도를 확보할 수 없게 된다.

특히, 퀀칭은 10 ~ 30℃/sec의 평균 냉각속도로 실시할 수 있다. 퀀칭 속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 퀀칭 속도가 30℃/sec를 초과할 경우에는 강도 확보에는 유리하나 퀀칭 인성이 저하되는 문제가 따를 수 있다.

한편, 템퍼링 온도가 500℃ 미만일 경우에는 그 효과가 미미하며, 반대로 템퍼링 온도가 700℃를 초과할 경우에는 과도한 템퍼링 공정이 수행되어 열처리된 강판의 기계적 특성이 저하될 우려가 있다.

상기 과정(S110 ~ S130)으로 제조되는 강판은 압연 후 퀀칭+템퍼링(Q+T) 열처리를 실시하는 것에 의하여, 인장 강도(TS): 550 ~ 690MPa, 항복강도(YP): 380 ~ 620MPa, -130℃에서 충격 흡수 에너지가 250J 이상을 만족하는 강종으로 개선될 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 예시 중 일부로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1 및 표 2에 기재된 조성과 표 3에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 및 비교예 1, 2, 3에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 실시예 1 및 비교예 1, 2, 3에 따라 제조된 시편의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 가열, 열간압연, 냉각 등의 열연공정을 실시하였다. 이후, 실시예 1, 비교예 3의 시편에 대해서는 노말라이징한 후 퀀칭(Quenching)하고 템퍼링을 실시하였다. 반면에 비교예 1, 2의 시편에 대해서는 TMCP(Thermo Mechcanical Controlling Process) 공정을 실시하였다.

(단위: 중량%)

구분	C	Si	Mn	S_Al	P	S	Cr
비교예1	0.07	0.3	1.5	0.03	0.001	0.002	-
비교예2	0.07	0.3	1.45	0.03	0.001	0.002
실시예1	0.061	0.25	0.6	0.03	0.0013	0.002	0.06
비교예3	0.056	0.25	0.6	0.03	0.0007	0.002	0.2

(단위: 중량%)

구분	Mo	Ni	Ti	Nb
비교예1	-	0.2	0.012	0.035
비교예2	-	0.2	0.012	0.035
실시예1	-	3.55	-	-
비교예3	0.15	3.49	-	-

구분	냉각속도 (℃/sec)	퀀칭 (℃)	템퍼링 (℃)	비고
비교예1	8(TMCP)	-	-	FRT: 830℃, FCT:510℃
비교예2	8(TMCP)	-	-	FRT: 830℃, FCT:510℃
실시예1	30(QT)	910	620	압연: AR, 퀀칭종료: 상온
비교예3	30(QT)	910	620	압연: AR, 퀀칭종료: 상온

2. 기계적 물성 평가

표 4는 실시예 1 및 비교예 1, 2, 3에 따라 제조된 시편의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것으로, 상기 제조된 시편에 대하여, 인장강도(TS), 항복강도(YP), -130℃, -80℃에서의 충격 흡수 에너지를 측정하여 그 결과를 나타낸 것이다.

구분	TS (MPa)	YP (MPa)	충격1 (-130℃, J)	충격2 (-130℃, J)	충격3 (-130℃, J)	충격1 (-80℃, J)	충격2 (-80℃, J)	충격3 (-80℃, J)
비교예1	540	398	-	-	-	351	38	27
비교예2	571	420	-	-	-	21	17	34
실시예1	679	563	250	257	253
비교예3	721	628	300	254	21

상기의 표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, -130℃의 극저온에서 목표로 하는 기계적 물성, 즉 인장 강도(TS): 550~690MPa, 항복강도(YP): 380~620MPa을 모두 만족하며, -130℃에서 실시한 충격인성 실험에서도 양호한 결과를 나타내는 것을 알 수 있다.

반면, 실시예 1과 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 니켈(Ni)의 함량에 큰 차이를 나타내며, 퀀칭(Q)+템퍼링(T) 공정 대신에 TMCP 공정을 실시한 비교예 1, 2에 따라 제조된 시편의 경우 항복 강도(YP)가 낮게 나타났다. 또한, -80℃에서 실시한 충격 인성의 경우에도 -130℃에서 실시된, 실시예 1에 따라 제조된 시편에 비해 큰 차이를 나타내었음을 알 수 있다.

도 2는 비교강과 발명강의 온도에 따른 충격 흡수 에너지의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.

도 2를 참조하면, A는 본 발명의 강의 온도에 따른 충격 흡수 에너지의 변화를 나타낸 그래프이고, B는 비교강의 온도에 따른 충격 흡수 에너지의 변화를 나타낸 그래프이다. 도시된 것처럼, 본 발명강의 경우(A), -130℃의 극저온에서도 250J 이상의 높은 에너지 값으로 나타나 극저온 인성이 매우 우수함을 확인할 수 있다. 반면, 비교강의 경우(B), -60℃ 정도 이상의 온도에서 적절한 에너지 값을 나타냄을 알 수 있다.

도 3은 본 발명강의 압연 단계, 퀀칭 단계, 퀀칭 및 템퍼링 단계 후의 온도에 따른 충격 흡수 에너지의 변화를 그래프로 나타낸 것으로, -110℃의 온도에서 실시한 결과를 나타내었다.

도 3을 참조하면, 두 발명강 모두 압연 단계, 퀀칭 단계를 실시하였을 때보다 퀀칭 및 템퍼링 단계를 실시하였을 경우 더 높은 에너지 값을 나타냄을 알 수 있다.

이상, 본 발명의 일 실시예에 대하여 설명하였으나, 해당 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 특허청구범위에 기재된 본 발명의 사상으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서, 구성 요소의 주가, 변경, 삭제 또는 투가 등에 의해 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있을 것이며, 이 또한 본 발명의 권리범위 내에 포함된다고 할 것이다.

S110: 재가열 단계
S120: 열간 압연 단계
S130: 냉각 단계
S140: QT 열처리 단계

Claims

삭제
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(a) 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.08%, 실리콘(Si): 0.20% ~ 0.30%, 망간(Mn): 0.50% ~ 0.70%, 가용성 알루미늄(S_Al):0.02% ~ 0.06%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.08% 이하, 니켈(Ni): 3.5% ~ 3.7%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.01% 이하, 및 나머지는 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하는 판재를 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 판재를 마무리 압연 온도 800℃ 이상에서 마무리 열간 압연하는 단계;
(c) 상기 열간 압연된 판재를 냉각하는 단계;
(d) 상기 냉각된 판재를 890℃ ~ 930℃의 온도에서 노멀라이징하는 단계; 및
(e) 상기 판재를 퀀칭한 후 500℃ ~ 700℃의 온도에서 템퍼링하는 열처리 단계를 포함하되,
상기 강판은 인장 강도(TS): 550~690MPa, 항복강도(YP): 380 ~ 620MPa을 가지며, -130℃에서 충격 흡수 에너지가 250J 이상인,
고강도 강판 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 판재는 구리(Cu): 0 초과 0.1중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01중량% 이하, 보론(B): 0 초과 5ppm 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.015중량% 이하, 및 질소(N): 0.005중량% 이하를 더 포함하는 고강도 강판의 제조 방법.
삭제
제4항에 있어서,
상기 퀀칭은 10~30℃/sec의 속도로 실시하는 고강도 강판 제조 방법.