KR102487758B1

KR102487758B1 - 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102487758B1
Application number: KR1020200178533A
Authority: KR
Inventors: 김상호; 김우겸
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-12-18
Filing date: 2020-12-18
Publication date: 2023-01-12
Also published as: KR20220087965A

Abstract

본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 강판의 두께가 큰 경우에도 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

저온 충격인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 {STEEL PLATE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 고강도 특성을 구비하면서 저온 충격인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 건설 구조물, 해양 구조물, 저장용기 등의 대형화가 빠르게 진행되고 있는 추세이다. 예를 들어, 기후 변화에 대응해 신재생 에너지의 하나인 풍력 산업이 빠르게 성장하고 있으며, 이에 따라 전기 생산을 위한 풍력 터빈 및 이를 지탱하기 위한 하부 구조물의 대형화가 함께 이루어지고 있다. 이러한 구조물의 대형화로 인해, 구조물에 적용되는 강재의 후물화 및 고강도화에 대한 요구도 증가하고 있다.

강재의 후물화 및 고강도화에 대응해 제어압연과 가속냉각을 활용한 TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) 기술이 빠르게 발전해왔다. 그러나, TMCP 강재는 열처리 강재에 비해 판변형, 재질편차 및 잔류 응력 측면에서 불리하다.

판변형, 재질편차 및 잔류 응력 관점에서는 노말라이징(Normalizing) 열처리로 제조된 강재가 가장 우수하다. 다만, 오스테나이트 영역까지 가열한 후 공냉하는 노말라이징 강재는 TMCP 강재에 비해 결정립 미세화가 어려워 강도 및 인성 확보에 불리한 면이 있다. 특히, 강재가 두꺼울수록 공냉 속도가 느려져 최종 조직의 결정립 크기가 증가하게 되고, 이로 인해 강도와 인성이 저하된다.

이러한 문제를 해결하기 위하여, 특허문헌 1에서는 Ti, Nb, V, Mo 등의 합금원소를 적정화하고, 노말라이징 열처리 전에 수냉을 행함으로써 저온 충격인성을 확보할 수 있음을 기술하고 있다. 그러나, 두꺼운 강판에서는 항복강도가 저하되어, 상기 방법을 구조용 강재에 적용하기에는 한계가 있다.

한국 공개특허공보 제10-2019-0065040호(2019.06.11 공개)

본 발명의 일 측면에 따르면 강판의 두께가 큰 경우에도 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.08~0.13%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.2~2.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.06%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.01~0.6%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.12~0.18%, N: 0.002~0.007%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.43 이상이고,

하기 관계식 2에서 정의되는 CV 값이 0.62 이하이고,

미세조직은 페라이트를 주상으로, 펄라이트, 시멘타이트 및 MA 조직을 포함하고,

상기 페라이트 평균 결정립 크기가 15㎛ 이하이며,

인장강도가 530MPa 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15

(여기서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 해당 합금원소의 중량%이다.)

[관계식 2]

CV = [C]+[V]/3+([Si]+[Mn]+[Ni])/6

(여기서, [C], [V], [Si], [Mn] 및 [Ni]은 해당 합금원소의 중량%이다.)

상기 강판은 면적%로, 펄라이트와 시멘타이트를 5~15%, MA 조직을 2% 이하로 포함할 수 있다.

상기 강판은 중량%로, V 및 Nb 탄질화물을 0.18~0.27% 포함할 수 있다.

상기 강판의 두께는 50mm 이상일 수 있다.

상기 강판은 항복강도가 420MPa 이상이고, -50℃에서 충격인성이 150J 이상일 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.08~0.13%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.2~2.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.06%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.01~0.6%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.12~0.18%, N: 0.002~0.007%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.43 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 CV 값이 0.62 이하인 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 920℃ 이하의 압연종료온도로 열간압연하는 단계;

상기 열간압연된 강판을 상온까지 공냉하는 단계;

상기 냉각된 강판을 850~950℃의 온도범위에서 노말라이징하는 단계; 및

상기 노말라이징된 강판을 300~650℃의 온도범위에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15

[관계식 2]

CV = [C]+[V]/3+([Si]+[Mn]+[Ni])/6

상기 열간압연하는 단계에서 강판의 두께가 50mm 이상이 되도록 할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면 강판의 두께가 큰 경우에도 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면에 따르면 건설 구조물, 해양 구조물, 저장용기 등에 사용되는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.

본 발명의 발명자는 후물의 노말라이징 강재에서 강도와 인성을 확보하기 위한 여러 연구를 진행한 결과, 다음과 같은 지식을 확보할 수 있었다.

후물의 노말라이징 강재에서 물성 확보가 어려운 이유는 최종 조직의 결정립이 조대하기 때문이며, 이는 노말라이징 시 강재가 두꺼울수록 오스테나이트 온도역에서 공냉하는 동안 냉각속도가 느려지기 때문이다. 따라서, 최종 조직의 결정립을 미세화하기 위해서는 노말라이징 시 오스테나이트의 결정립을 보다 미세화할 필요가 있다.

노말라이징 시 오스테나이트 결정립 크기는 이전 미세조직의 영향을 받으며, 노말라이징 이전 미세조직의 결정립이 미세하다면, 입계를 따라 오스테나이트의 핵이 생성되므로 보다 미세한 오스테나이트 조직을 얻을 수 있게 된다. 노말라이징 이전 미세조직 결정립 크기에 특히 영향을 주는 원소로는 Nb 함량, 재가열 온도, 압연 종료 온도가 있다. Nb가 함유되어 있는 상태에서 재가열 온도 및 압연 종료 온도가 적정하면 압연 중 미세한 오스테나이트 조직을 얻을 수 있고, 이를 통해 압연 후 미세조직을 미세화할 수 있다. 압연 후 미세하게 형성된 조직은 노말라이징 과정에서 미세한 오스테나이트의 형성에 기여하게 된다.

한편, 노말라이징으로 제조된 강재는 일반 압연으로 제조된 강재와 비교하여 동일한 인장강도를 가지나, 상대적으로 항복강도가 낮기 때문에 고강도 구조용 강재로 사용하기에 불리한 측면이 있다.

이러한 문제를 해결하기 위하여, 본 발명자는 V를 적극적으로 활용하는 방안을 도출하였다. V 함량을 높이면 V는 탄질화물을 형성하여 석출강화 효과를 얻을 수 있고, V 탄질화물로 석출되지 않은 고용 V는 높은 경화능으로 인해 열처리 강재의 강도를 크게 증가시킬 수 있다. 다만, V 함량이 높은 강재를 노말라이징할 경우, 고용 V의 높은 경화능으로 인해 미세조직 내에 MA (Martensite-Austenite) 조직이 형성될 수 있다. 이 때, MA 조직은 인장강도 향상에 크게 기여하나, 항복강도와 충격인성을 저하시키게 된다. 항복강도와 충격인성을 회복시키기 위해서는 MA 조직을 감소시켜야 하며, 이를 위해 노말라이징 후 템퍼링을 수행할 필요가 있다. 이러한 템퍼링으로 인해 MA 조직이 분해되면 인장강도는 감소하나, 항복강도와 충격인성이 크게 향상되는 효과를 얻을 수 있게 된다. 본 발명자는 이를 바탕으로, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, C: 0.08~0.13%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.2~2.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.06%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.01~0.6%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.12~0.18%, N: 0.002~0.007%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

탄소(C): 0.08~0.13%

탄소(C)는 펄라이트와 시멘타이트를 형성하여 강도를 향상시키는 원소로, 특히, 인장강도를 높이는데 기여한다. 다만, 탄소(C)의 함량이 과도하면 충격인성을 저해하여 본 발명에서 목표로 하는 충격인성을 확보하기 곤란하므로 그 상한을 0.13%로 제한한다. 반면, 충격인성 향상을 위해 탄소(C)의 함량이 부족하면 인장강도 확보가 곤란해지므로 0.08% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

따라서, 탄소(C)의 함량은 0.08~0.13%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.09~0.12%일 수 있다.

실리콘(Si): 0.1~0.6%

실리콘(Si)은 탈산과 강도 향상을 위해 필요한 원소로서, 함량이 0.1% 미만이면 상기 효과가 발휘되기 어려운 반면, 그 함량이 0.6%를 초과하면 강재의 충격인성과 용접성이 감소될 우려가 있다.

따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.1~0.6%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.1~0.35%일 수 있다.

망간(Mn): 1.2~2.0%

망간(Mn)은 고용 강화를 통해 강재의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 망간(Mn)의 함량이 1.2% 미만이면 고용 강화 효과가 충분하지 못해 강도 확보가 곤란한 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하면 강도가 과도하게 높아져 충격인성 확보가 어렵게 된다.

따라서, 망간(Mn)의 함량은 1.2~2.0%일 수 있다. 보다 바람직하게는 1.4~1.7%일 수 있다.

인(P): 0.02% 이하

인(P)은 강 중에 불가피하게 혼입되는 불순물로서 충격인성을 감소시키므로 최소화할 필요가 있으나, 그 함량을 줄이기 위해서는 제강 공정상 부하가 증가하고 제강 비용이 증가하기 때문에 그 상한을 0.02%로 제한한다.

따라서, 인(P)의 함량은 0.02% 이하일 수 있다.

황(S): 0.005% 이하

황(S)은 강 중에 불가피하게 혼입되는 불순물로서 충격인성을 저하시키므로 최소화할 필요가 있으나, 그 함량을 줄이기 위해서는 제강 공정상 부하가 증가하고 제강 비용이 증가하기 때문에 그 상한을 0.005%로 제한한다.

따라서, 황(S)의 함량은 0.005% 이하일 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01~0.06%

알루미늄(Al)은 탈산에 효과적인 원소이며, AlN을 형성하여 노말라이징 시, 오스테나이트 입성장을 막아 최종 조직을 미세화하는 효과가 있으므로 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과도하면 용접성과 표면품질을 저해하므로 상한을 0.06%로 제한한다.

따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.06%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.02~0.05%일 수 있다.

구리(Cu): 0.01~0.6%

구리(Cu)는 고용 강화를 통해 강도 향상에 기여하면서도 충격인성 저하가 적은 원소로, 상기 효과를 확보하기 위해 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 0.6%를 초과하면 적열취성이 발생하여 표면품질이 크게 저하될 우려가 있다.

따라서, 구리(Cu)의 함량은 0.01~0.6%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.01~0.4%일 수 있다.

니켈(Ni): 0.01~0.6%

니켈(Ni)은 고용 강화 효과가 있으면서 Cu에 의한 적열 취성을 억제하는데도 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 과도하면 충격인성을 감소시키고, 고가의 원소로서 합금 비용이 증가할 수 있으므로 0.6% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

따라서, 니켈(Ni)의 함량은 0.01~0.6%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.2~0.6%일 수 있다.

니오븀(Nb): 0.02~0.05%

니오븀(Nb)은 미세한 니오븀(Nb) 탄질화물을 형성하여 노말라이징 시 오스테나이트의 결정립 성장을 막아 충격인성 향상에 기여하는 원소이다. 따라서, 상기 효과를 얻기 위해 0.02% 이상 첨가해야 하는 반면, 그 함량이 과도하면 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과가 포화되고, 강 슬라브의 표면 품질을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 0.05%로 제한한다.

따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.02~0.05%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.03~0.05%일 수 있다.

바나듐(V): 0.12~0.18%

바나듐(V)은 첨가 시 바나듐(V) 탄질화물을 형성하여 석출 강화를 일으키고, 석출되지 않은 고용 바나듐(V)은 경화능이 높아 열처리 강재의 강도 향상에 크게 기여하므로 0.12% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 0.18%를 초과하면 강도 상승 효과가 과도하여 충격인성을 저해할 수 있다.

따라서, 바나듐(V)의 함량은 0.12~0.18%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.14~0.17%일 수 있다.

질소(N): 0.002~0.007%

질소(N)는 Al 질화물 및 V, Nb 탄질화물을 형성시키는데 필요한 원소로, 상기 효과를 얻기 위하여 0.002% 이상 첨가하여야 한다. 반면, 그 함량이 과도하면 강 슬라브의 표면 품질을 저해할 수 있으므로 0.007% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

따라서, 질소(N)의 함량은 0.002~0.007%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.003~0.005%일 수 있다.

본 발명의 강판은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명의 강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.43 이상일 수 있다.

하기 관계식 1은 합금원소에 따른 강도의 영향을 나타낸 식으로서, 상술한 합금조성을 만족하더라도 Ceq 값이 0.43 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 곤란해질 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15

본 발명의 강판은 하기 관계식 2에서 정의되는 CV 값이 0.62 이하일 수 있다.

하기 관계식 2의 CV 값은 합금원소가 충격인성에 미치는 영향을 나타낸 식으로서, 상술한 합금조성을 만족하더라도 CV 값이 0.62를 초과하면 본 발명에서 목표로 하는 충격인성 확보가 곤란해질 수 있다.

[관계식 2]

CV = [C]+[V]/3+([Si]+[Mn]+[Ni])/6

이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판의 미세조직은 면적%로, 펄라이트와 시멘타이트를 5~15%, MA 조직을 2% 이하 및 나머지 페라이트를 포함할 수 있으며, 페라이트의 평균 결정립 크기는 15㎛ 이하일 수 있다.

펄라이트와 시멘타이트는 인장강도와 충격인성에 영향을 미치며, 면적%를 기준으로 5~15%로 포함하는 것이 바람직하다. 면적율이 5% 미만이면 인장강도 확보가 곤란한 반면, 15%를 초과하면 충격인성이 저하될 수 있다.

MA 조직은 노말라이징 후 조직 내에 존재할 수 있으나, 노말라이징 후 MA 조직의 면적율이 2%를 초과하면 본 발명에서 목표로 하는 항복강도 및 충격인성 확보가 곤란하여 템퍼링하여 함량을 최대한 낮추는 것이 유리하므로, 그 상한을 2%로 제한한다.

페라이트의 평균 결정립 크기는 강재의 충격인성에 큰 영향을 미치며, 페라이트 평균 결정립 크기가 원 상당 지름 기준으로 15㎛를 초과하면 본 발명에서 목표로 하는 충격인성 확보가 어려울 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 V 또는 Nb 기반의 탄질화물을 중량%로, 0.18~0.27% 포함할 수 있다.

V 및 Nb 첨가로 인해 생성되는 V 및 Nb 탄질화물은 중량 기준으로 0.18~0.27%가 바람직하다. 탄질화물이 0.27%를 초과하면 석출강화로 인한 강도 상승이 과도하여 충격인성을 저하시키는 반면, 0.18% 미만이면 석출강화 효과가 부족하여 목표로 하는 강도 확보가 곤란해질 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 노말라이징 및 템퍼링하여 제조될 수 있다.

슬라브 재가열

상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.

연속 주조법으로 제조된 슬라브를 재가열 시, 재가열 온도가 1050℃ 미만이면 슬라브에 석출되어 있던 Nb 탄질화물이 충분히 용해되지 않아 인성 향상에 기여하지 못하는 문제점이 있다. 반면, 그 온도가 1250℃를 초과하면 가열 중 오스테나이트가 과도하게 성장하여 압연 후 충분히 미세한 미세조직을 확보하기 곤란할 수 있다.

열간압연

상기 재가열된 강 슬라브를 920℃ 이하의 압연종료온도로 열간압연할 수 있다.

압연종료온도가 920℃를 초과하면 압연 후 미세조직이 조대해져 노말라이징 시 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 얻기 어려운 문제점이 있다. 또한, 열간압연된 강판은 상온까지 공냉할 수 있다.

노말라이징

압연 후 상온까지 냉각된 강판을 850~950℃의 온도범위에서 노말라이징할 수 있다.

노말라이징 온도가 950℃를 초과하면 열처리 과정에서 형성되는 오스테나이트의 결정립이 지나치게 조대해져 최종적으로 미세한 미세조직을 얻을 수 없다. 반면, 그 온도가 850℃ 미만이면 오스테나이트화가 충분히 이루어지지 않아 강도 확보가 어려울 수 있다. 노말라이징 시간은 열처리로의 용량에 따라 달라질 수 있으므로 특별히 한정하지 않으나, 균일한 오스테나이트 조직을 얻을 수 있도록 충분한 시간 동안 열처리할 필요가 있다.

템퍼링

노말라이징 후 냉각된 강판을 300~650℃의 온도범위에서 템퍼링할 수 있다.

노말라이징된 강판은 인장강도가 매우 높으나, 항복강도와 충격인성이 열위할 수 있다. 이는 미세조직 내에 존재하는 MA 조직으로 인해 인장시험 시 연속 항복거동을 보여 항복강도가 감소하고, MA 조직의 높은 경도로 인해 충격인성이 낮아지기 때문이다. 따라서, MA 조직을 최소화하기 위해 노말라이징 후 템퍼링을 수행할 수 있다.

템퍼링 온도가 300℃ 미만이면 MA 조직의 제거가 불충분하므로 항복강도와 충격인성이 충분히 회복되지 않는 반면, 그 온도가 650℃를 초과하면 기지조직의 연화 현상으로 인해 인장강도 확보가 곤란해질 수 있다. 템퍼링 시간은 열처리로의 용량에 따라 필요한 시간이 달라질 수 있으므로 특별히 한정하지 않으나, 충분한 템퍼링 효과를 얻을 수 있는 시간 동안 열처리할 필요가 있다.

상기와 같이 제조된 본 발명의 강판은 두께가 50mm 이상일 수 있으며, 항복강도가 420MPa 이상, 인장강도가 530MPa 이상, -50℃에서 충격인성이 150J 이상으로, 고강도이면서 저온 충격인성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

(실시예)

하기 표 1에는 강종에 따른 합금성분을 나타내었고, 관계식 1 및 2의 값을 계산하여 나타내었다. 각 합금성분을 갖는 용강을 제조하고, 연속 주조법을 통해 300mm 두께의 강 주편을 주조하였다. 상기 주조된 강 주편을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 재가열, 열간압연, 노말라이징 및 템퍼링을 행하여 표기된 두께를 갖는 강판을 제조하였다. 이 때, 열간압연 후 냉각은 공냉을 행하였다.

강종	합금성분(중량%)											관계식 1 Ceq	관계식 2 CV
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Cu	Ni	Nb	V	N	관계식 1 Ceq	관계식 2 CV
A	0.084	0.22	1.87	0.0123	0.0043	0.043	0.46	0.31	0.021	0.174	0.0037	0.482	0.542
B	0.115	0.45	1.45	0.0098	0.0036	0.038	0.37	0.52	0.042	0.156	0.0043	0.447	0.570
C	0.122	0.32	1.49	0.0145	0.0038	0.046	0.25	0.45	0.034	0.136	0.0022	0.444	0.544
D	0.147	0.48	1.69	0.0078	0.0021	0.027	0.17	0.39	0.045	0.129	0.0036	0.492	0.617
E	0.068	0.36	1.59	0.0113	0.0028	0.024	0.47	0.53	0.024	0.162	0.0041	0.432	0.535
F	0.128	0.29	1.69	0.0081	0.0019	0.037	0.52	0.56	0.012	0.151	0.0054	0.512	0.602
G	0.113	0.51	1.61	0.0072	0.0015	0.030	0.14	0.38	0.030	0.102	0.0029	0.436	0.564
H	0.092	0.39	1.89	0.0107	0.0024	0.043	0.34	0.42	0.044	0.195	0.0064	0.497	0.607
I	0.097	0.40	1.34	0.0069	0.0019	0.053	0.40	0.47	0.031	0.162	0.0046	0.411	0.519
J	0.122	0.53	1.72	0.0088	0.0031	0.019	0.33	0.48	0.029	0.165	0.0042	0.496	0.632

[관계식 1]

Ceq = [C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15

[관계식 2]

CV = [C]+[V]/3+([Si]+[Mn]+[Ni])/6

시편 번호	강종	두께(mm)	재가열 온도(℃)	압연종료온도(℃)	노말라이징 온도(℃)	템퍼링 온도(℃)
1	A	100	1129	837	884	579
2	B	80	1141	865	926	552
3	C	60	1175	901	890	609
4	D	100	1184	887	914	559
5	E	90	1134	861	879	597
6	F	100	1188	909	924	389
7	G	100	1145	880	893	604
8	H	80	1174	872	899	592
9	I	100	1147	855	924	558
10	J	100	1128	901	919	573
11	C	100	1286	896	895	553
12	A	100	1032	911	932	524
13	C	100	1135	939	913	563
14	B	90	1143	868	975	588
15	B	90	1138	859	829	590
16	A	100	1155	877	923	684
17	A	100	1148	845	911	279

하기 표 3에는 각 시편에 따른 미세조직 특징과 기계적 성질을 나타내었다. 표 3의 미세조직을 분석하기 위해서 제조된 강판으로부터 강판 두께의 1/4 지점에서 시편을 채취하였다. 이후 시편을 연마하고 나이탈(Nital) 또는 르페라(LePera) 부식 용액으로 에칭한 후 광학현미경으로 관찰하였다. 광학현미경에 연결된 이미지 분석기(Image Analyzer)를 이용해 페라이트 평균 결정립 크기, 펄라이트 및 시멘타이트의 면적율 및 MA 조직의 면적율을 측정하였다. 여기서, 각 시편의 미세조직으로 펄라이트, 시멘타이트, MA 조직 및 탄질화물을 제외한 나머지는 페라이트로 구성되었다. V, Nb 기반의 미세한 탄질화물의 분율은 추출잔사법을 이용하여 측정하였다. 또한, 제조된 강판 두께의 1/4 지점에서 인장 시편의 길이가 압연방향과 수직이 되도록 시편을 추출 및 가공하여 상온에서 인장시험을 실시하였으며, 강판 두께의 1/4 지점에서 시편의 길이가 강판의 압연방향과 평행이 되도록 충격시편을 가공한 후 -50℃에서 충격시험을 실시하여 항복강도, 인장강도 및 충격인성 값을 나타내었다.

시 편 번 호	강 종	미세조직				기계적 성질			구분
시 편 번 호	강 종	페라이트 평균 결정립 크기(㎛)	펄라이트 및 시멘타이트 (면적%)	MA 조직 (면적%)	V, Nb 탄질화물 (중량%)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	충격인성 (J, -50℃)	구분
1	A	13.9	6.9	0	0.26	461	558	178	발명예1
2	B	12.4	11.5	0	0.25	454	548	224	발명예2
3	C	10.8	13.7	0	0.21	439	541	249	발명예3
4	D	14.6	16.1	0	0.22	433	561	86	비교예1
5	E	13.5	4.4	0	0.23	430	518	195	비교예2
6	F	16.8	14.6	1.4	0.19	454	567	91	비교예3
7	G	13.2	11.9	0	0.17	413	531	249	비교예4
8	H	12.4	9.4	0	0.29	472	569	134	비교예5
9	I	13.2	10.3	0	0.24	426	512	216	비교예6
10	J	14.3	13.3	0	0.25	462	578	110	비교예7
11	C	17.3	13.9	0.1	0.24	442	541	95	비교예8
12	A	15.3	7.6	0.3	0.24	450	549	142	비교예9
13	C	15.8	14.3	0	0.25	436	547	112	비교예10
14	B	17.4	11.6	0	0.24	444	542	84	비교예11
15	B	15.2	12.1	0	0.24	402	534	167	비교예12
16	A	14.4	7.6	0	0.26	427	520	238	비교예13
17	A	13.1	6.4	2.7	0.23	395	568	57	비교예14

본 발명에서 제안한 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명예 1 내지 3은 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 성질을 모두 확보하였다.

한편, 비교예 1 및 2는 C 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 비교예 1은 펄라이트 및 시멘타이트 면적율이 본 발명의 범위를 초과하여 저온 충격인성을 만족하지 못하였다. 반면, 비교예 2는 그 면적율이 본 발명의 범위에 미달되어 인장강도 특성이 열위하였다.

비교예 3은 Nb 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 최종 미세조직의 페라이트 결정립이 조대하여 충격인성을 만족하지 못하였다.

비교예 4 및 5는 V 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, V, Nb 탄질화물이 본 발명의 범위를 만족하지 못하였다. V 함량이 부족한 비교예 4는 항복강도가 부족하였고, V 함량이 초과된 비교예 5는 충격인성이 부족하였다.

비교예 6은 Ceq 값이 0.411로서, 본 발명의 범위를 만족하지 못하여 인장강도를 확보하지 못하였다.

비교예 7은 CV 값이 본 발명의 범위를 초과하여 저온 충격인성 특성을 확보하지 못하였다.

비교예 8 및 9는 재가열 온도가 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 비교예 8은 재가열 온도가 높아 재가열 오스테나이트 결정립 크기가 증가하여 충격인성 특성이 저하되었고, 비교예 9는 재가열 온도가 너무 낮아 재가열 중 Nb 탄질화물이 충분히 용해되지 않았고, 이로 인해 열간압연으로 인한 조직 미세화가 불충분하게 되어 최종 조직의 결정립 크기가 증가하였으며 그 결과, 충격인성이 본 발명의 목표를 만족하지 못하였다.

비교예 10은 압연종료온도가 과도하게 높은 것으로 최종 조직에서 페라이트 결정립이 조대하여 인성 값이 저하되었다.

비교예 11 및 12는 노말라이징 온도가 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 노말라이징 온도가 높은 비교예 11은 인성이 열위하였고, 노말라이징 온도가 낮은 비교예 12는 노말라이징 시 오스테나이트로의 완전 변태가 일어나지 않아 일부 조대한 결정립의 조직이 존재하므로 페라이트 결정립 미세화가 불충분하여 항복강도가 부족하였다.

비교예 13 및 14는 템퍼링 온도가 발명의 범위를 벗어난 것으로, 비교예 13은 템퍼링 온도가 과도하게 높아 시멘타이트 및 V 탄질화물의 조대화로 기지조직이 연화되어 인장강도가 부족하였고, 비교예 14는 템퍼링 온도가 미달되어 템퍼링 후에도 MA 조직이 2%를 초과하여 항복강도와 저온 충격인성이 열위하였다.

이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims

중량%로, C: 0.08~0.13%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.2~2.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.06%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.01~0.6%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.12~0.18%, N: 0.002~0.007%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.43 이상이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 CV 값이 0.62 이하이고,
미세조직은 페라이트를 주상으로, 펄라이트와 시멘타이트를 합으로 5~15면적% 및 MA조직을 2면적% 이하 포함하고,
상기 페라이트 평균 결정립 크기가 15㎛ 이하이며,
인장강도가 530MPa 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판.
[관계식 1]
Ceq = [C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15
(여기서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
CV = [C]+[V]/3+([Si]+[Mn]+[Ni])/6
(여기서, [C], [V], [Si], [Mn] 및 [Ni]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
삭제
제 1항에 있어서,
상기 강판은 중량%로, V 및 Nb 탄질화물을 0.18~0.27% 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판의 두께는 50mm 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 항복강도가 420MPa 이상이고, -50℃에서 충격인성이 150J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판.
중량%로, C: 0.08~0.13%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.2~2.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.06%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.01~0.6%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.12~0.18%, N: 0.002~0.007%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.43 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 CV 값이 0.62 이하인 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 837~920℃의 압연종료온도로 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 상온까지 공냉하는 단계;
상기 냉각된 강판을 850~950℃의 온도범위에서 노말라이징하는 단계; 및
상기 노말라이징된 강판을 300~650℃의 온도범위에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
[관계식 1]
Ceq = [C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15
(여기서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
CV = [C]+[V]/3+([Si]+[Mn]+[Ni])/6
(여기서, [C], [V], [Si], [Mn] 및 [Ni]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
제 6항에 있어서,
상기 열간압연하는 단계에서 강판의 두께가 50mm 이상이 되도록 하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.