KR20120070657A - 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20120070657A
KR20120070657A KR1020100132065A KR20100132065A KR20120070657A KR 20120070657 A KR20120070657 A KR 20120070657A KR 1020100132065 A KR1020100132065 A KR 1020100132065A KR 20100132065 A KR20100132065 A KR 20100132065A KR 20120070657 A KR20120070657 A KR 20120070657A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
toughness
high strength
strength
Prior art date
Application number
KR1020100132065A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101271885B1 (ko
Inventor
김상호
김우겸
서인식
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 KR1020100132065A priority Critical patent/KR101271885B1/ko
Publication of KR20120070657A publication Critical patent/KR20120070657A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101271885B1 publication Critical patent/KR101271885B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

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 발명은 저온 환경하에서 우수한 인성의 고강도 강판이 요구되는 선박, 해양구조물, 건축구조물, 라인파이프, 압력용기 등의 제작에 사용될 수 있는 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 강판 제조에 있어 고가의 합금원소를 투입하지 않고 복잡한 냉각 과정 없이도 제조가 가능한 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.8~2.3%, P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01~0.04% 및 N: 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 베이나이트 조직을 갖고, 항복강도가 460MPa 이상이고, -60℃의 저온에서 충격인성 값의 최소값이 100J 이상인 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 강판의 항복강도가 460MPa 이상이면서도 -60℃의 저온에서 충격인성 값의 최소값이 100J 이상인 50mm 이상의 두께를 갖는 고강도 고인성 후강판의 제조가 가능하므로, 고강도와 고인성을 갖는 후강판이 요구되는 선박, 해양구조물, 건축물, 라인파이프, 압력용기 등에 유용하게 활용될 수 있다.

Description

인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL PLATE HAVING EXCELLENT TOUGHNESS AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 저온 환경하에서 우수한 인성의 고강도 강판이 요구되는 선박, 해양구조물, 건축구조물, 라인파이프, 압력용기 등의 제작에 사용될 수 있는 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온 환경하에서 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
산업의 고도화가 진행됨에 따라 강구조물의 대형화에 대한 요구가 증가하고, 이에 따라 강구조물의 경량화를 위해 사용되는 강판에 대한 고강도화가 빠르게 진행되고 있다.
강판을 고강도화하기 위해서는 합금원소의 투입량을 늘려 강판의 경화능을 증가시켜 강판의 강도를 확보할 수 있으나, 이럴 경우 용접시 저온균열 등 용접부 결함이 발생할 가능성이 증가한다.
용접부 결함 문제를 차단하기 위해서는 합금 투입량을 늘리는 대신 강판의 제조과정에서 강한 냉각을 적용하는 방법이 있으나, 이럴 경우 강판의 강도는 높일 수 있으나 인성 저하를 가져올 수 있다.
고강도 강판에 대해 높은 인성을 부여하는 방법에 관해서는 기존에 여러 발명들이 제안되어 있다.
그러나, 대부분은 용접 열영향부에 대해 인성을 부여하는 방법에 관한 것이고, 모재의 인성을 확보하는 방안에 대한 제안은 그다지 많지 않다.
그 예로는 일본 공개 특허 2001-355037호를 들수 있는데, 이 일본공개특허는 Cu를 다량 첨가한 강철 조성을 갖는 슬래브를 재가열 및 압연하고 냉각과정에서 580℃이하의 온도 영역까지 냉각하고, 다시 450~680℃의 범위로 재가열한 후 공냉하는 것으로 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 관한 것이다.
그러나, 이 공개특허는 강판을 냉각시킨 후 다시 재가열해야 하는 만큼 생산성 측면에서 불리하다는 문제점이 있다.
또 다른 예로서, 한국 공개 특허 2006-0090287호를 들수 있는데, 이 한국공개특허는 Cu의 석출강화를 이용하여 강판의 강도와 인성을 확보하는 것으로, Cu와 Ni의 첨가량이 많고 강판의 강도 확보를 위해 시효 처리가 필요하므로 강판 제조에 있어 높은 비용이 예상되는 문제점이 있다.
본 발명은 강판 제조에 있어 고가의 합금원소를 투입하지 않고 복잡한 냉각 과정 없이도 제조가 가능한 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.8~2.3%, P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01~0.04% 및 N: 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
베이나이트 조직을 갖고, 베이나이트 조직내의 M-A 조직 분율이 1면적%이하이고, 항복강도가 460MPa 이상이고, 그리고 -60℃의 저온에서 충격인성 값의 최소값이 100J 이상인 인성이 우수한 고강도 강판이 제공된다.
상기 강판의 두께는 50mm이상이 바람직하다.
상기 강판은 중량%로, Cu: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.6% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.2% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 다른 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.8~2.3%, P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01~0.04% 및 N: 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬래브를 1050~1150℃로 가열한 다음, 조압연을 거친 후, 40%이상, 바람직하게는 40~90%의 누적 압하율로 오스테나이트 단상역에서 마무리 압연을 종료한 다음, 3℃/s(초) 이상, 바람직하게는 3~30℃/s의 냉각속도로 Δf값(Δf값= 가속냉각 정지 온도와 베이나이트 종료 온도의 차이)이 -100 ~ 50℃범위에 오도록 설정된 가속 냉각 정지 온도까지 가속냉각한 후, 상온까지 서냉하는 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법이 제공된다.
상기 서냉 시 냉각속도는 1℃/s 이하로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 슬래브는 중량%로, Cu: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.6% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.2% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명에 의하면, 강판의 항복강도가 460MPa 이상이면서도 -60℃의 저온에서 충격인성 값의 최소값이 100J 이상인 50mm 이상의 두께를 갖는 고강도 고인성 후강판의 제조가 가능하므로, 본 발명은 고강도와 고인성을 갖는 후강판이 요구되는 선박, 해양구조물, 건축물, 라인파이프, 압력용기 등에 유용하게 활용될 수 있다.
도 1은 가속 냉각 정지 온도와 베이나이트 종료 온도의 차이인 Δf값(℃)과 베이나이트 내의 M-A 조직의 분율과의 관계를 도시한 그래프이다.
합금원소를 많이 사용하지 않으면서 강판의 강도를 확보하기 위해서는 강판 제조 과정에서 강한 냉각을 적용해야 한다.
그러나, 강한 냉각을 적용하면 강판의 강도를 확보할 수는 있으나 인성이 감소할 우려가 있다.
특히, 50mm 이상의 후강판에서 강판의 강도를 확보하기 위해서는 베이나이트를 가지는 것이 필수적인데, 베이나이트 조직은 베이니틱 페라이트를 주체로 하고 인성을 열화시키는 조대한 세멘타이트 또는 마르텐사이트와 오스테나이트로 이루어진 M-A 조직을 포함하는 경우가 많아 인성 확보가 어렵다.
강판의 강도 확보를 위해서는 적절한 경화능을 갖는 소재에 3℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각을 하여 베이나이트 조직을 형성시켜야 한다.
베이나이트 조직에서 인성을 향상시키기 위해서는 베이니틱 페라이트 래스 사이에 생성되는 조대한 세멘타이트나 M-A 조직을 억제할 필요가 있다.
용접성 확보를 위해 저탄소 설계가 일반적이므로 인성에 큰 영향을 주는 조대한 세멘타이트는 쉽게 생성되지 않으며 주로 미세한 세멘타이트가 생성된다.
따라서, 저탄소 베이나이트 조직에서는 M-A 조직의 형성을 억제하는 것이 매우 중요하다.
본 발명자들의 연구에 의하면, 강도가 460MPa 이상인 강판에서 -60℃에서 100J 이상의 충격인성을 확보하기 위해서는 베이나이트 조직 내에 M-A 조직의 분율이 1면적% 이하이어야 한다.
본 발명자들이 저탄소 강판의 냉각 과정에서 발생하는 베이나이트 조직에 포함되어 있는 M-A 조직의 생성에 관해 깊이 있게 연구한 결과 M-A 조직의 형성을 최소화할 수 있는 방안을 발견하였다.
즉, 베이나이트 변태 시 베이니틱 페라이트를 최대한 많이 형성시키기 위해 냉각 정지 온도를 베이나이트 종료 온도 근처까지 낮춤으로써 잔류 오스테나이트 양을 줄이고, 냉각정지 이후에는 베이나이트 변태 종료 이후 남아 있는 잔류 오스테나이트를 세멘타이트로 분해하기 위해 서냉시키는 것이 핵심이다.
도 1은 냉각 정지 온도와 베이나이트 종료 온도의 차이인 Δf값(℃)와 베이나이트 조직 내 M-A 조직의 분율과의 관계를 도시한 것으로서, 여기서, 적용된 냉각 과정은 가속 냉각 정지 온도까지는 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 그 이후는 1 ℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각한 것이다.
Δf값이 0℃ 근처에서 M-A 조직의 분율이 최소가 되고, Δf값이 양으로 또는 음으로 이동함에 따라 M-A 조직의 분율이 증가한다.
도 1에 의하면, 베이나이트 조직 내에 M-A 조직 분율이 1% 이하가 되기 위해서는 Δf가 -100~50℃범위로 한정되어야 한다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 설명한다.
C: 0.05~0.1%
C는 강도 확보를 위해 매우 중요한 원소이나, M-A 조직 형성에 크게 기여하는 원소로서 적절한 양이 사용되어야 한다. C가 0.05% 미만이면 강판의 강도 확보가 곤란하고, 너무 많이 첨가하면 베이나이트 조직 내에 조대한 탄화물 또는 M-A 조직의 분율을 높이기 때문에 0.1%를 그 상한으로 한다.
Si: 0.1~0.4%
Si는 강판의 강도를 높이고 용강 중 산소를 제거하는 탈산 원소로서 일정 양 이상 첨가되어야 하나, 너무 많이 첨가하면 베이나이트 변태 이후 잔류하는 오스테나이트가 세멘타이트로 분해되는 것을 막아 M-A 조직의 생성에 기여하므로 적절히 제어하여야 하며, 따라서 그 상한은 0.4%로 한다. 반대로, 강판의 강도와 탈산 효과를 위해 Si는 0.1% 이상 첨가되어야 한다.
Mn: 1.8~2.3%
Mn은 경화능 원소로서 강도 확보에 매우 유용하며 인성에도 기여하는 측면이 있기 때문에 1.8%이상 첨가되어야 한다. 그러나, 지나치게 많이 첨가하면 강판의 경화능이 너무 높아져 미세조직 내에 M-A 분율을 증가시켜 인성 확보를 어렵게 하므로 그 상한은 2.3%로 한정한다.
P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하
P와 S는 제강 공정 상에서 발생하는 불순물로서 최대한 줄이는 것이 유리하나, 그 함량을 너무 낮게 제한하면 제강 공정 상의 부하로 인해 제조 비용이 증가하므로 P는 0.012%, S는 0.005%로 그 상한을 한정한다.
Al: 0.01~0.04%
Al은 Si과 함께 제강 과정에서 산소를 제거하는 탈산 원소로서 0.01% 이상 첨가되어야 하나, 지나치게 많이 첨가하면 Si와 유사하게 베이나이트 변태 시 잔류하는 오스테나이트가 세멘타이트로 분해되는 것을 막아 결과적으로 M-A 조직의 분율을 높일 수 있기 때문에 그 상한은 0.04%로 한정한다.
Ti: 0.005~0.015%
Ti는 Ti 질화물을 형성하여 슬래브 재가열 중에 오스테나이트가 조대해지는 것을 막아 베이나이트 조직을 미세하게 하여 인성을 개선시키므로 그 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, 과다하게 첨가하면 제강 공정 중에 Ti 질화물이 조대화되어 재가열 중에 발생하는 오스테나이트의 조대화를 효과적으로 막지 못하므로 상한은 0.015%로 한정한다.
Nb: 0.01~0.04%
Nb는 베이나이트 변태를 촉진시키는 원소로서 강판의 강도 확보를 위해서는 필수적으로 첨가되어야 한다. 따라서, Nb는 최소 0.01% 이상 첨가되어야 본 발명의 목표인 460 MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 있다. 그러나, 지나치게 많이 첨가하면 베이나이트 변태시 지나치게 많은 M-A 조직이 형성되어 인성을 저하시키므로 그 상한은 0.04%로 한정한다.
N: 0.002~0.006%
N은 Ti와 결합하여 Ti 질화물을 형성하여 재가열 중에 오스테나이트가 조대화되는 것을 억제하여 조직을 미세하게 하여 인성을 향상시키므로 0.002% 이상 첨가해야 한다. 그러나, 지나치게 많이 첨가하면 Ti와 결합하지 못한 자유 N 원자가 시효경화를 일으켜 강판의 인성을 저하시키므로 0.006%를 그 상한으로 한다.
본 발명에서는 상기한 기본 조성으로도 충분히 물성 확보가 가능하나, 강판의 특성을 보다 향상시키기 위해 중량%로, Cu: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.6% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.2% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 포함할 수 있다.
Cu: 0.3% 이하(0% 제외)
Cu는 인성을 크게 저하시키지 않으면서도 강판의 강도를 향상시키는 원소이나, 지나치게 첨가하면 강판 표면에 표면 균열을 유발시키는 문제가 있으므로 0.3%를 그 상한으로 한다.
Ni: 0.6% 이하(0% 제외)
Ni은 Cu와 유사하게 인성을 저하시키지 않으면서도 강도를 향상시키는 원소로서 유용하나, 고가의 원소이므로 지나치게 많이 첨가하면 경제성이 떨어지므로 그 상한을 0.6%로 한정한다.
Cr: 0.3% 이하(0% 제외)
Cr은 경화능이 우수한 합금 원소이나, 지나치게 많이 첨가하면 최종 미세조직 내에 M-A 조직의 분율을 크게 증가시키므로 그 상한을 0.3%로 제한한다.
Mo: 0.2% 이하(0% 제외)
Mo는 베이나이트 변태를 촉진시키는 대표적인 원소로서 강도 확보에 매우 유용한 원소이나, Cr과 함께 베이나이트 변태 시 잔류 오스테나이트 양을 높이고 결과적으로 M-A 조직의 분율을 증가시키므로 0.2% 이하로 첨가한다.
이하, 본 발명의 강판 제조조건에 대하여 설명한다.
강판의 원 소재로는 연속 주조된 슬래브를 이용한다. 연속 주조 공정은 주괴 공정에서 비하여 용강의 응고 속도와 응고 후 냉각 속도가 빨라 Ti 질화물이 미세하게 형성되어 인성을 확보하는 데 유리하기 때문이다.
연속 주조로 만들어진 슬래브는 압연 전에 가열하게 되는데, 가열 온도는 1050~1150℃로 한정한다.
슬래브 가열 온도가 너무 낮으면 합금 성분이 충분히 용해되지 않고, 가열 온도가 너무 높으면 재가열 과정에서 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강판의 인성 확보가 어렵기 때문이다.
상기 슬래브 가열 후 조압연을 거친 다음, 마무리 압연을 하게 되는데, 마무리 압연의 누적 압하율은 40% 이상이어야 한다. 마무리 압연의 누적 압하율이 40% 보다 작으면 오스테나이트 결정립 및 베이나이트 패킷이 조대화되어 강판의 인성 확보가 어렵기 때문이다. 상기 마무리 압연의 누적 압하율의 상한은 90%로 제한하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 온도는 조직 미세화 측면에서 낮을수록 유리하나, 생산성을 고려하여 적절한 온도에서 압연하되 오스테나이트 단상역에서 압연을 마무리하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 후 냉각 과정을 거치게 되는데, 냉각 과정은 강판의 강도와 인성을 확보하기 위해 매우 중요한 과정이다.
마무리 압연 직 후 베이나이트 조직 확보를 위해 3℃/s(초) 이상의 냉각속도로 가속 냉각 정지 온도까지 가속 냉각을 하게 된다. 상기 냉각속도의 상한은 30℃/s로 제한하는 것이 바람직하다.
가속 냉각 정지 온도는 베이나이트 종료 온도를 고려하여 설정한다.
베이나이트 정지 온도는 예를 들면, 그리블(Gleeble)시험장치와 같은 가열, 압연, 냉각 과정을 모사할 수 있는 장치에서 온도에 따른 소형 시편의 체적 변화를 통해 얻을 수 있다.
이렇게 얻어진 베이나이트 종료 온도에 기초하여 가속냉각 정지 온도와 베이나이트 종료 온도의 차이인 Δf값이 -100~50℃범위에 오도록 가속 냉각 정지 온도를 설정한다.
가속 냉각 종료 후에는 베이나이트 변태 이후 남아 있는 잔류 오스테나이트를 세멘타이트로 분해시키기 위해 서냉이 필수적이다.
서냉 시 1℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하게 된다. 서냉 시 냉각 속도가 느릴수록 잔류 오스테나이트의 분해가 촉진되어 강판의 인성 확보에 유리하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 조성에 따라 300톤 전로에서 용강을 만들고 연속 주조 공정을 이용하여 300mm 두께의 슬래브를 만들었다. 이렇게 만들어진 슬래브를 하기 표 2에 나타낸 바와 같이 재가열, 압연, 냉각 공정을 거쳐 60~80mm 두께의 후강판을 만들었다.
하기 표 1에서 강종 1-12 및 15-18은 본 발명에 부합되는 발명강을 나타내고, 강종 13 및 14는 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강을 나타낸다.
제조된 후강판에서 미세조직 시편을 채취하여 레페라(LePera)에칭한 후 광학 현미경으로 관찰하였다. 광학 현미경 촬영을 통해 얻어진 디지털 이미지를 이미지 분석기를 이용해 분석함으로써 M-A 조직의 분율을 측정하였다.
제조된 강판의 강도와 인성을 알아보기 위해 인장시험과 충격시험을 실시하였다. 인장시편은 두께 부위가 모두 포함되도록 전 두께의 판상 시편으로 가공하였고, 인장 시편의 길이 방향이 압연 방향의 수직이 되도록 채취하였다. 인장 시험을 통해 강판의 항복강도와 인장강도를 측정하였다. 강판의 인성을 평가하기 위해 강판 두께의 1/4 지점에서 충격 시편의 길이 방향이 압연 방향의 수직이 되도록 채취하였다. 충격시험은 -60℃의 시험온도에서 3개씩 측정하였다.

 화학조성(중량%)
C Si Mn P S Al Ti Nb N Cu Ni Cr Mo





강종
 1 0.091 0.33 1.97 0.010 0.001 0.040 0.015 0.035 0.0039
2 0.079 0.31 2.08 0.007 0.001 0.035 0.005 0.036 0.0037
3 0.073 0.39 2.16 0.005 0.002 0.034 0.013 0.010 0.0042 0.15 0.12
4 0.069 0.17 2.26 0.006 0.003 0.029 0.008 0.031 0.0037
5 0.091 0.35 2.02 0.008 0.002 0.039 0.008 0.039 0.0041
6 0.095 0.11 2.11 0.009 0.001 0.029 0.008 0.037 0.0059
7 0.074 0.21 2.11 0.003 0.001 0.031 0.007 0.025 0.0047 0.09 0.21
8 0.064 0.22 2.12 0.004 0.001 0.012 0.010 0.025 0.0032
9 0.065 0.10 2.00 0.010 0.002 0.039 0.011 0.023 0.0031 0.06 0.13 0.14 0.07
10 0.079 0.39 2.13 0.008 0.003 0.017 0.013 0.033 0.0026
11 0.056 0.31 2.17 0.008 0.003 0.015 0.005 0.011 0.0053 0.24
12 0.071 0.19 2.30 0.010 0.002 0.016 0.005 0.031 0.0023
13 0.094 0.16 1.71 0.009 0.002 0.015 0.006 0.029 0.0060
14 0.042 0.20 2.05 0.004 0.002 0.023 0.012 0.028 0.0056
15 0.051 0.32 2.12 0.007 0.003 0.038 0.007 0.040 0.0046 0.16
16 0.073 0.10 1.81 0.010 0.003 0.014 0.010 0.026 0.0020 0.24 0.59
17 0.075 0.23 1.85 0.011 0.003 0.025 0.013 0.014 0.0046 0.20 0.12
18 0.092 0.27 1.94 0.006 0.002 0.037 0.015 0.034 0.0021
시편
No.

 강종
 슬래브
가열온도
(℃)		 마무리 압연
누적 압하율
(%)		 Δf값
(℃)		 가속
냉각속도
(℃/s)		 가속냉각정지
후 냉각속도
(℃/s)		 M-A
분율
(%)		 강판
두께
(mm)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)
-60℃충격
값1
(J)		 값2
(J)		 값3
(J)





발
명
재		 1 1 1148 56 -52 5.6 0.4 0.9 60 485 598 324 173 334
2 2 1059 68 -82 6.4 0.5 0.9 60 491 577 170 249 205
3 3 1109 53 -12 4.7 0.8 0.7 80 463 585 297 282 299
4 4 1098 62 -31 7.6 0.6 0.8 75 483 605 297 230 234
5 5 1145 62 -70 6.9 0.9 0.9 60 461 607 237 189 314
6 6 1127 55 -26 4.4 1.0 0.6 70 461 588 213 154 228
7 7 1149 59 17 5.3 0.3 0.7 75 499 571 243 181 182
8 8 1129 61 -61 4.0 0.6 0.8 60 482 592 349 162 331
9 9 1133 57 -84 7.7 0.5 0.9 80 483 570 337 286 322
10 10 1110 53 -79 4.6 0.6 0.8 70 470 570 259 228 157
11 11 1142 52 -51 5.4 0.7 0.7 80 472 604 243 298 334
12 12 1085 70 -46 3.4 1.0 0.7 75 489 602 195 274 201


비
교
재		 13 13 1125 61 -17 4.2 0.8 0.7 70 453 551 314 269 307
14 14 1124 56 0 4.9 1.0 0.6 70 457 563 267 231 334
15 15 1144 68 113 6.1 0.3 1.9 75 469 600 87 48 32
16 16 1067 58 -179 4.7 0.4 1.7 60 498 576 214 61 35
17 17 1081 67 -46 2.4 0.6 0.9 80 457 549 247 306 282
18 18 1107 51 -89 4.3 1.9 1.5 65 498 580 45 126 145
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 발명재 (1~12)는 강판의 항복강도가 460 MPa이상이고 -60℃에서 평가된 충격인성 개별값이 100J 이상을 가지므로 강도와 인성 측면에서 매우 우수한 특성을 나타내고 있음을 알 수 있다.
한편, 비교재(13)은 Mn 함량이 본 발명의 범위에서 벗어난 것으로 강판의 항복강도가 본 발명의 목표인 460 MPa에 미치지 못하고, 비교재(14)는 C 함량이 본 발명의 기준에 미치지 못하는 것으로서 강판의 인성은 양호했으나 강도가 충분치 않고, 비교재(15)와 (16)은 냉각 정지 온도와 베이나이트 종료 온도인 차이인 Δf값이 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 베이나이트 조직 내에 M-A 조직의 분율이 1%를 넘어 강판의 인성이 좋지 않음을 알 수 있다.
비교재(17)은 강판의 가속 냉각 중 냉각 속도가 충분치 않아 본 발명의 목표 강도를 만족시키지 못하고, 비교재(18)은 가속 냉각 정지 후 서냉 속도가 본 발명의 범위를 상회하는 것으로 최종 조직 내에 1% 이상의 M-A 조직이 생성됨에 따라 -60 oC에서 충분한 충격인성을 확보하지 못함을 알 수 있다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.8~2.3%, P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01~0.04% 및 N: 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    베이나이트 조직을 갖고, 베이나이트 조직내의 M-A 조직 분율이 1면적%이하이고, 항복강도가 460MPa 이상이고, 그리고 -60℃의 저온에서 충격인성 값의 최소값이 100J 이상인 인성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판은 중량%로, Cu: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.6% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.2% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 고강도 강판.
  3. 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.8~2.3%, P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01~0.04% 및 N: 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬래브를 1050~1150℃로 가열한 다음, 조압연을 거친 다음, 40~90%의 누적 압하율로 오스테나이트 단상역에서 마무리 압연을 종료한 다음, 3~30℃/s의 냉각속도로 Δf값(Δf값= 가속냉각 정지 온도와 베이나이트 종료 온도의 차이)이 -100 ~ 50℃범위에 오도록 설정된 가속 냉각 정지 온도까지 가속냉각한 후, 상온까지 서냉하는 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  4. 제3항에 있어서, 상기 서냉 시 냉각속도가 1℃/s 이하인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  5. 제3항 또는 제4항에 있어서, 상기 슬래브가 중량%로, Cu: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.6% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.2% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
KR1020100132065A 2010-12-22 2010-12-22 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 KR101271885B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020100132065A KR101271885B1 (ko) 2010-12-22 2010-12-22 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020100132065A KR101271885B1 (ko) 2010-12-22 2010-12-22 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20120070657A true KR20120070657A (ko) 2012-07-02
KR101271885B1 KR101271885B1 (ko) 2013-06-05

Family

ID=46705868

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020100132065A KR101271885B1 (ko) 2010-12-22 2010-12-22 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101271885B1 (ko)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101499939B1 (ko) * 2013-04-10 2015-03-06 동국제강주식회사 고강도 고인성 후강판 및 그의 제조 방법
WO2022222294A1 (zh) * 2021-04-19 2022-10-27 南京钢铁股份有限公司 一种高韧性准亚温淬火09MnNiDR容器钢及制备方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3741078B2 (ja) * 2002-05-30 2006-02-01 住友金属工業株式会社 疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材およびその製造法
KR101018131B1 (ko) * 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
CN101578380B (zh) * 2007-12-06 2011-01-12 新日本制铁株式会社 脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板及其制造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101499939B1 (ko) * 2013-04-10 2015-03-06 동국제강주식회사 고강도 고인성 후강판 및 그의 제조 방법
WO2022222294A1 (zh) * 2021-04-19 2022-10-27 南京钢铁股份有限公司 一种高韧性准亚温淬火09MnNiDR容器钢及制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR101271885B1 (ko) 2013-06-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108368594B (zh) 具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材及其制造方法
JP5042914B2 (ja) 高強度鋼およびその製造方法
KR101271888B1 (ko) 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법
KR101374422B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102507715B1 (ko) 고강도 강판 및 그의 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
KR101903174B1 (ko) 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판
JP7070814B1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
KR101344672B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP3981615B2 (ja) 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法
KR101767762B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102221452B1 (ko) 전단가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101271885B1 (ko) 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101844573B1 (ko) 열간가공성이 우수한 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법
JP2007224404A (ja) 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法
KR20150124811A (ko) 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
JP2019026927A (ja) 厚鋼板および厚鋼板の製造方法
KR20200047081A (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법
KR20200076239A (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP2019147987A (ja) 鋼板およびその製造方法
KR102075642B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 열연 도금강판 및 그 제조방법
JP6579135B2 (ja) 建築用低降伏比鋼板およびその製造方法
KR101546147B1 (ko) 고강도 후판 및 그 제조 방법
JP2022167288A (ja) 角形鋼管用厚鋼板
KR20210080697A (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160527

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170529

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180530

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190529

Year of fee payment: 7