KR102100050B1 - 후판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지되, 최종 미세 조직은 베이나이트; 침상페라이트; 및 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상;으로 이루어진 후판을 제공한다.

Description

후판 및 그 제조방법{STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 후판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접 열영향부의 파괴인성이 우수한 고강도 용접구조용 후판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
극한의 환경 하에서 구조물의 안정성을 확보하기 위해서는 강철 구조물 가운데 가장 인성이 취약한 영역으로 알려져 있는 용접 열영향부에서 우수한 인성을 확보하는 것이 매우 중요하다. 용접 구조물 전체의 안전성이 엄격히 요구되는 해양 구조물, 압력용기, 발전설비 부품, 저온구조물 등은 저온에서 갑작스런 취성파괴를 방지하기 위하여 용접부 파괴인성을 충분히 확보해야 한다. 강판을 고강도화하기 위해서는 합금원소의 투입량을 늘려 강판의 경화능을 증가시켜 강판의 강도를 확보할 수 있으나, 이럴 경우 용접 시 저온균열 등 용접부 결함이 발생할 가능성이 증가한다. 해양구조물 같은 경우 5.0kJ/mm 이하의 입열 범위에서 시공하도록 규제하고 있다. 이러한 구조물의 용접부는 대입열 용접 적용에 따른 문제점보다는 다층용접에 있어서 발생하는 열영향부(HAZ) 국부 취화영역 (Local Brittle Zone) 발생이 더 큰 문제로 작용하고 있어 이에 대한 대비를 요구하고 있다.
관련 선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제10-2003-0095071호가 있다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위하여, 본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 용접 열영향부의 파괴인성이 우수한 고강도 용접구조용 후판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 후판은 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지되, 최종 미세 조직은 베이나이트; 침상페라이트; 및 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상;으로 이루어진다.
상기 후판에서, 상기 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상의 분율은 2% 이하일 수 있다.
상기 후판에서, 모재의 항복강도는 460MPa 이상이며, 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 저온 파괴 인성 CTOD는 0.25mm 이상이며, 샤르피 충격 에너지는 60J 이상일 수 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 1000 ~ 1100℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 700 ~ 750℃의 조건으로 열간 압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간 압연된 강재를 4 ~ 6℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃의 냉각종료온도까지 냉각시키는 단계; 를 포함한다.
상기 후판의 제조방법에서, 상기 후판의 최종 미세 조직은 베이나이트; 침상페라이트; 및 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상;으로 이루어지되, 상기 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상의 분율은 2% 이하로 제어함으로써, 상기 후판의 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 저온 파괴 인성 CTOD는 0.25mm 이상일 수 있다.
상기 후판의 제조방법에서, 상기 후판의 모재 항복강도는 460MPa 이상이며, 상기 후판의 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 샤르피 충격 에너지는 60J 이상일 수 있다.
상기 후판의 제조방법에서, 상기 (a) 단계 내지 상기 (c) 단계는 TMCP 공정을 구성할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 용접 열영향부의 파괴인성이 우수한 고강도 용접구조용 후판 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 후판의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2 내지 도 4는 본 발명의 실험예에 따른 모재 충격시험의 결과를 나타낸 그래프들이다.
도 5는 본 발명의 실험예에 따른 후판의 용접 열영향부 3점 굽힘 모사 시험의 결과를 나타낸 것이다.
도 6은 본 발명의 실험예에 따른 후판의 용접 열영향부 파괴인성 평가 결과를 나타낸 것이다.
이하에서는 본 발명의 일 실시예에 따른 후판 및 그 제조 방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
후판
본 발명의 일 실시예에 따르는 후판은 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하에서는, 본 발명의 일 실시예에 따른 후판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C)
탄소(C)는 강의 강도를 높이는데 가장 효과적이며 중요한 원소이다. 또한, 탄소의 첨가에 의하여 오스테나이트에 고용되어 담금질 시 마르텐사이트 조직을 형성시킨다. 나아가, 철, 크롬, 몰리브덴, 바나듐 등의 원소와 화합하여 탄화물을 형성, 강도와 경도를 향상시킨다. 탄소(C)는 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 0.04 ~ 0.07중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 탄소의 함량이 전체 중량의 0.04중량% 미만일 경우에는 상술한 효과를 구현할 수 없으며 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소의 함량이 전체 중량의 0.07중량%를 초과할 경우에는 후판의 인성 및 용접성을 열화시키는 원인이 될 수 있다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시키는 원소로 잘 알려져 있다. 한편, 실리콘은 알루미늄과 함께 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가질 수 있다. 상기 실리콘은 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 0.05 ~ 0.2중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 실리콘의 함량이 전체 중량의 0.05중량% 미만일 경우에는 상술한 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘의 함량이 전체 중량의 0.2중량%를 초과하여 다량 첨가 시 모재인성 및 HAZ(용접 열영향부) 인성을 저해하며, 소성 가공성이 저하되는 문제가 있으며 강의 용접성을 저하시키며, 재가열 및 열간압연 시에 붉은 스케일(red scale)을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 낮은 탄소 함량에 의해 감소된 담금질성을 보상하여 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 망간의 일부는 강속에 고용되며 일부는 강중에 함유된 황과 결합하여 비금속개재물인 MnS를 형성하는데 이 MnS는 연성이 있어서 소성가공시 가공방향으로 길게 연신된다. 그러나 MnS의 형성으로 강속에 있는 황성분이 감소하면서 결정립이 취약해지고 저융점화합물인 FeS의 형성을 억제시킨다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용강화 시킴으로써 항복강도를 향상시킨다. 망간은 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 1.00 ~ 2.5중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 망간의 함량이 1.00중량% 보다 작을 경우, 상술한 망간의 첨가 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 또한, 망간의 함량이 2.5중량%를 초과할 경우, 인성이 저하되며, 담금질 균열이나 변형을 유발시키며, 용접성이 저하되고, MnS 개재물 및 중심 편석(center segregation)이 발생하여 후판의 연성이 저하되고 내부식성이 저하될 수 있다.
고용 알루미늄(Sol. Al)
알루미늄(Al)은 실리콘과 같이 페라이트 안정화 및 탄화물의 형성을 억제하는 원소이다. 또한, 알루미늄은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 제강 공정에 첨가되며, AlN으로 강 중에 석출하여 결정립 미세화에 기여할 수 있다. 나아가, 알루미늄은 자유로운 질소(free N)의 고정에 의해 붕소(B)의 담금질성을 확보하기 위해 첨가할 수 있다. 상기 알루미늄은 본 발명의 일 실시예에 따른 후판 중량의 0.01 ~ 0.04중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 고용 알루미늄의 함량이 0.01중량% 미만이면 상술한 효과를 구현할 수 없으며, 고용 알루미늄의 함량이 0.04중량%를 초과하면 조대한 알루미늄 산화물을 형성하여 모재의 인성을 저하시키며, 비금속개재물인 알루미나(Al2O3)가 증가하여 굽힘 가공성이 저하되며, 제강 및 소둔 온도 증가 등 공정 부하가 발생하며 연주에 어려움이 있어 생산성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 열간압연 중에 미세한 탄질화물로 석출하여 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 오스테나이트 결정립을 미세화시킴으로써 강도와 인성을 모두 향상시키는 원소이다. 예컨대, NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 향상시키는 원소이다. 상기 니오븀은 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 0.01 ~ 0.03중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 니오븀의 함량이 전체 중량의 0.01중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현할 수 없으며, 0.03중량%를 초과하여 다량 첨가시 인성이 저하되며 취성 크랙이 발생하는 문제가 나타난다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 질소와 함께 질화물을 형성하여, 슬라브 가열 단계에서의 오스테나이트 결정립 조대화를 방지하여 강판의 인성 향상에 효과적인 원소이다. 예컨대, 고온 TiN 형성으로 AlN의 형성을 억제하고 Ti(C,N) 등의 형성으로 결정립 크기 미세화 효과를 가지는 원소이다. 상기 티타늄은 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 0.005 ~ 0.03중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 티타늄의 함량이 전체 중량의 0.005중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현할 수 없으며, 티타늄의 함량이 전체 중량의 0.03중량%를 초과하여 다량 첨가시 질화물이 조대화되어 모재의 인성을 저하시키며, 모상 내 탄소 함량이 감소하여 강의 특성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 결정립계에 피닝(pinning)으로 작용하여 강도 향상에 기여하는 원소이다. 상기 바나듐은 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 0.04 ~ 0.07중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 바나듐의 함량이 전체 중량의 0.04중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현할 수 없으며, 바나듐의 함량이 전체 중량의 0.07중량%를 초과하여 다량 첨가시 상기 강도 향상 효과와 대비하여 강의 제조비용이 과도하게 상승시키는 문제가 있다.
니켈(Ni)
니켈(Ni)은 모재 및 HAZ의 인성을 향상시키는 원소이며, 구리에 의한 표면균열을 억제하기 위한 목적으로도 첨가할 수 있는 원소이다. 상기 니켈은 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 0.3 ~ 1.5중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 니켈의 함량이 전체 중량의 0.3중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현할 수 없으며, 니켈의 함량이 전체 중량의 1.5중량%를 초과하여 다량 첨가시 강판의 제조원가가 높아지는 문제가 발생한다.
구리(Cu)
구리(Cu)는 강의 강도 및 저온 충격인성을 향상시키는 원소이다. 상온에서 페라이트에 고용되며 고용강화 효과를 나타내므로 강도 및 경도는 약간 개선되나 연신율을 저하시킨다. 상기 구리는 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 전체 중량의 0.1 ~ 0.4중량% 의 함량비로 첨가될 수 있다. 구리의 함량이 전체 중량의 0.1중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현할 수 없으며, 구리의 함량이 전체 중량의 0.4중량%를 초과하여 다량 첨가시 열간가공성이 열화되며 적열취성의 원인이 되고 제품 표면 품질을 저해할 수 있다.
상술한 바와 같은, 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 최종 미세 조직은 베이나이트; 침상페라이트; 및 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상;으로 이루어진다. 상기 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상의 분율은 2% 이하일 수 있다. 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상(M-A)이 용접 열영향부(HAZ) 저온 인성을 저하시키는 주요인은 바로 그 상 자체가 취약하고, 계면 근처에 응력이 집중되어 취성 파괴의 기점 및 전파에 유효하게 작용하여 쉽게 클리비지(cleavage) 파단을 유발한다는 것이다. 본 발명의 일 실시예에 따른 후판에서는 실리콘(Si)을 0.2중량%이하로 관리하여 용접 열영향부에서 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상(M-A) 분율을 2% 이하로 관리한다.
또한, 상술한 바와 같은 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 후판은 모재의 항복강도는 460MPa 이상이며, 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 저온 파괴 인성 CTOD는 0.25mm 이상이며, 샤르피 충격 에너지는 60J 이상일 수 있다.
이하에서는 상술한 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 후판의 제조 방법을 설명한다. 상기 제조방법은 0.7 ~ 5.0kJ/mm의 입열량 하에서 용접된 강판의 용접 열영향부에 대해 -40℃에서 최소 CTOD 값이 0.25mm 이상이고, 항복강도가 460MPa를 상회하는 후판의 제조방법이다.
후판의 제조 방법
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 후판의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 후판의 제조 방법은 (a) 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 1000 ~ 1100℃에서 재가열하는 단계(S100); (b) 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 700 ~ 750℃의 조건으로 열간 압연하는 단계(S200); 및 (c) 상기 열간 압연된 강재를 4 ~ 6℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃의 냉각종료온도까지 냉각시키는 단계(S300);를 포함한다.
상기 강재는 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
일 실시예에서, 상기 강재는 1000 ~ 1100℃의 온도에서 재가열될 수 있다. 상기 강재는 상술한 온도에서 재가열될 때, 연속주조 공정 시에 편석된 성분이 재고용될 수 있다. 재가열온도가 1000℃보다 낮을 경우, 오스테나이트 조직이 충분히 재결정이 이루어지지 않음으로써 최종적으로 불균일한 미세조직이 나타나 기계적 성질의 저하를 야기할 수 있다. 또한, 각종 탄화물의 고용이 충분하지 않을 수 있으며, 연속주조공정시 편석된 성분들이 충분히 고르게 분포되지 않는 문제가 있을 수 있다. 재가열온도가 1100℃를 초과할 경우, 결정립 미세화 원소로 사용되어지는 니오븀(Nb)이 기지 조직에 완전 고용되어 오스테나이트 결정립이 조대해져 최종적으로 극후강판의 인성저하를 야기할 수 있다. 매우 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 또한, 1100℃를 초과할 경우 가열 비용이 증가하고 공정 시간이 추가되어, 제조비용 상승 및 생산성 저하를 가져올 수 있다.
계속하여, 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 700 ~ 750℃의 조건으로 열간 압연하는 단계(S200)를 수행한다. 상기 마무리압연 온도는 오스테나이트 미재결정영역에서 실시하는 것이 바람직하다. 미재결정영역에서의 총압하율은 50 ~ 60%일 수 있다. 오스테나이트 재결정역에서 마무리 압연을 실시할 경우 오스테나이트 결정립이 불균질하게 분포하여 -40℃ 이하의 충격인성을 요구하는 극한환경에서의 사용을 어렵게 만든다. 한편, 마무리압연 온도가 Ar3 이하일 경우에는 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 냉각이 이루어짐으로써 최종 미세조직이 균질하게 미세하지 않고 불균질하기 때문에 인성을 저하시키는 원인으로 작용할 수 있다.
계속하여, 상기 열간 압연된 강재를 4 ~ 6℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃의 냉각종료온도까지 냉각시키는 단계(S300);를 수행한다. 가속냉각 종료온도가 450℃ 보다 높은 경우 본 발명에서 의도하는 베이나이트 및 침상페라이트의 복합조직을 확보하기 어려우며 350℃ 보다 낮은 경우에는 마르텐사이트가 형성됨으로써 인성의 열화를 불러일으킬 수 있다. 한편, 냉각속도가 6℃/s 보다 큰 경우에도 마르텐사이트 조직을 형성시킬 수 있으며, 2℃/s 보다 작은 경우에는 베이나이트 조직을 확보하기 어렵다.
상술한 공정을 수행하여 구현된 본 발명의 일 실시예에 따른 후판은 강0.7~5.0kJ/mm의 입열량 하에서 용접된 강판의 용접 열영향부에 대해 -40℃에서 최소 CTOD값이 0.25mm 이상이고, 항복강도가 460 MPa를 상회한다.
실험예
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
1. 시편의 제조
본 실험예에서는 표 1의 주요 합금 원소 조성(단위: wt%)을 가지는 시편들을 제공한다. 표 1의 시편들은 불가피한 불순물로서 인(P), 황(S), 붕소(B), 질소(N)를 함유할 수 있으나, 무시할 수 있는 수준의 극소량만을 함유하므로 표 1에서는 생략하였다. 상기 실험예의 시편들은 각각의 조성을 가지는 강재를 1070℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 740℃ 및 55%의 압하율 조건으로 열간 압연하는 단계; 및 상기 열간 압연된 강재를 4℃/s의 냉각속도로 400℃의 냉각종료온도까지 냉각시키는 단계;를 수행하여 구현하였다.
C Si Mn Cr Ni Mo Al Cu Ti Nb V Ceq
실시예1 0.059 0.094 1.49 - 0.958 - 0.022 0.307 0.013 0.025 0.062 0.408
실시예2 0.059 0.115 1.56 - 0.954 - 0.0031 0.296 0.011 0.011 0.066 0.420
실시예3 0.059 0.110 1.58 - 0.960 - 0.012 0.308 0.012 0.010 0.054 0.423
비교예1 0.061 0.096 1.54 0.011 0.945 0.008 0.029 0.305 0.016 0.025 0.0067 0.406
비교예2 0.058 0.118 1.57 0.016 0.954 0.007 0.003 0.308 0.0087 0.010 0.064 0.421
비교예3 0.062 0.098 1.54 0.100 0.958 0.048 0.029 0.206 0.017 0.029 0.054 0.437
비교예4 0.060 0.096 1.51 0.100 0.711 0.142 0.026 0.204 0.016 0.028 0.054 0.432
표 1의 실시예1, 실시예2, 실시예3의 강재 조성은 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 의 조성범위를 만족한다. 이에 반하여, 표 1의 비교예1 내지 비교예4는, 실시예1, 실시예2, 실시예3과 달리, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 의미있는 수준으로 함유한다. 나아가, 비교예1의 바나듐(V) 함량은 0.04 ~ 0.07중량%의 조성범위를 벗어난다.
2. 모재 충격시험 및 인장시험 평가
도 2 내지 도 4는 본 발명의 실험예에 따른 모재 충격시험의 결과를 나타낸 그래프들이다. 구체적으로, 도 2는 표 1의 실시예3의 시편에 따른 모재 충격시험의 결과를 나타내며, 도 3은 표 1의 비교예1의 시편에 따른 모재 충격시험의 결과를 나타내며, 도 4는 표 1의 비교예3의 시편에 따른 모재 충격시험의 결과를 나타낸 것이다.
도 2를 참조하면, 실시예3에 따른 모재 충격시험 결과 -60℃에서 샤르피 충격 에너지는 60J 이상을 충분히 만족함을 확인할 수 있다. 이에 반하여, 도 4를 참조하면, 비교예3에 따른 모재 충격시험 결과 -60℃에서 샤르피 충격 에너지는 60J 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
표 2는 표 1의 시편에 대한 모재 인장시험 결과를 나타낸 것이다.
구분 항복강도 (MPa) 인장강도 (MPa) 연신율 (%)
실시예1 460 587~645 24.6~28.5
실시예2 467 578~650 26.1~29.2
실시예3 483 566~606 24.3~29.0
비교예1 477 590~617 26.8~28.2
비교예2 434 617~657 25.7~27.0
비교예3 451 580~626 24.9~26.9
비교예4 518 612~687 22.4~24.9
표 2를 참조하면, 실시예1 내지 실시예3에 따른 후판의 모재 항복강도는 460MPa 이상이며, 인장강도는 560MPa 이상이며, 연신율은 24% 이상임을 확인할 수 있다. 즉, 비교예1 내지 비교예4와 달리, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 함유하지 않은 조성에서도, 거의 동등한 수준의 항복강도, 인장강도 및 연신율을 구현할 수 있음을 알 수 있다.
3. 용접 열영향부 충격시험 평가
표 3은 표 1의 시편에 대한 용접 열영향부 충격시험 결과를 나타낸 것이다. 용접 입열량은 8kJ/cm이며, 시험온도는 -40℃이며, 시편의 위치는 1/2t이다.
1회 2회 3회 평균
실시예1 261 305 193 253
실시예2 303 297 277 292
실시예3 251 203 267 240
비교예1 14 9 12 12
비교예2 240 25 14 93
비교예3 178 124 32 111
비교예4 9 23 9 14
표 3을 참조하면, 실시예1 내지 실시예3에 따른 후판의 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 샤르피 충격 에너지는 60J 이상의 기준을 충분히 만족함을 확인할 수 있다. 이에 반하여, 비교예1 및 비교예4에 따른 후판의 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 샤르피 충격 에너지는 60J 이상의 기준을 만족하지 못하며, 비교예2 및 비교예3에 따른 경우에서도 실시예1 내지 실시예3의 경우 보다 샤르피 충격 에너지가 현저하게 낮음을 확인할 수 있다.
도 5 및 도 6은 표 1의 실시예3에 따른 후판의 용접 열영향부 3점 굽힘 모사 시험의 결과 및 용접 열영향부 파괴인성 평가 결과를 나타낸 것이다.
도 5 및 도 6을 참조하면, 상기 후판의 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 저온 파괴 인성 CTOD는 0.25mm 이상임을 확인할 수 있다.
지금까지 본 발명의 기술적 사상에 따른 후판 및 그 제조방법에 대하여 설명하였다. 이에 따르면, 0.7 ~ 5.0kJ/mm의 입열량 하에서 용접된 강판의 용접 열영향부에 대해 결정립 미세화와 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상(M-A)을 2% 이하로 관리함으로써 -40℃에서 최소 CTOD값이 0.25mm 이상을 확보하였다. 기계적 물성의 주요항목인 항복강도는 460 MPa 이상을 확보하였다. 또한, 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 샤르피 충격 에너지 60J이상을 확보하였다. TMCP 공정을 적용함으로써 종래의 QT(Quenching and Tempering) 공정으로 생산된 극후판과 비교하여 열처리 공정을 생략함으로써 생산성을 향상시킬 수 있는 장점이 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (7)

  1. 삭제
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. (a) 탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.2중량%, 망간(Mn): 1.00 ~ 2.5중량%, 고용 알루미늄(Sol. Al): 0.01 ~ 0.04중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~0.03중량%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.03중량%, 바나듐(V): 0.04 ~ 0.07중량%, 니켈(Ni): 0.3 ~ 1.5중량%, 구리(Cu): 0.1 ~ 0.4중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 1000 ~ 1100℃에서 재가열하는 단계;
    (b) 상기 재가열된 강재를 오스테나이트 미재결정 영역인 마무리압연온도 700 ~ 750℃의 조건으로 열간 압연하는 단계; 및
    (c) 상기 열간 압연된 강재를 4 ~ 6℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃의 냉각종료온도까지 냉각시키는 단계; 를 포함하고,
    모재 항복강도는 460MPa 이상이며, 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 샤르피 충격 에너지는 60J 이상인 것을 특징으로 하는,
    후판의 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 후판의 최종 미세 조직은 베이나이트; 침상페라이트; 및 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상;으로 이루어지되, 상기 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합상의 분율은 2% 이하로 제어함으로써, 상기 후판의 용접 열영향부(HAZ)의 -40℃에서 저온 파괴 인성 CTOD는 0.25mm 이상인 것을 특징으로 하는,
    후판의 제조방법.
  6. 삭제
  7. 제 4 항에 있어서,
    상기 (a) 단계 내지 상기 (c) 단계는 TMCP 공정을 이루는 것을 특징으로 하는,
    후판의 제조방법.



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Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100951296B1 (ko) 2007-12-04 2010-04-02 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
KR101594913B1 (ko) * 2011-03-28 2016-02-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014038200A1 (ja) * 2012-09-06 2014-03-13 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法
KR101546132B1 (ko) * 2013-07-30 2015-08-20 현대제철 주식회사 극후 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100951296B1 (ko) 2007-12-04 2010-04-02 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
KR101594913B1 (ko) * 2011-03-28 2016-02-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트

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