KR20170075851A - 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판에 관한 것이다.

Description

열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STRUCTURAL STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HEAT TREATMENT RESISTANCE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선박, 해양 및 건축 구조물의 외관은 평면과 곡면이 동시에 존재하는 구조를 가지고 있다.
평면에 대한 가공은 판재 성형 시 결정되기 때문에 선박, 해양구조물의 건조 시 별도의 공정을 거치지 않고 외관을 성형하지만, 곡면 성형 시에는 판재를 가공하는 과정을 거치게 되는데 이를 수행하기 위해 강판의 표면을 가열하는 작업인 선상가열을 행하게 된다.
선상가열에 의한 굽힘가공은 가열부의 열팽창 후 냉각에 의해 수축할 때 주위의 비가열 영역으로부터의 구속에 의해 변형되는 성질을 이용한다.
이러한 선상가열을 적용하기 위해서 강판의 표면은 600~900℃ 정도의 온도로 가열하거나 가열 후 수냉을 실시하여 하므로, 선상가열 후 강판의 물성이 열위해질 수 있다. 강재의 오스테나이트 개시 변태온도까지의 가열은 전위의 풀림 등에 의해, 변태온도 이상 또는 재결정온도 이상 가열되는 경우 결정립의 성장에 의해 주로 재질의 열화를 가져오게 된다.
또한 강판 표면의 가열, 냉각의 열사이클로 인해 취화되어 인성의 저하를 초래될 수 있다.
따라서, 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 충격인성이 우수한 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명은 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 충격인성이 우수한 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 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 : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판을 제공하기 위함이다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연하는 단계; 및
미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각단계;를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법을 제공하기 위함이다.
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 있을 것이다.
본 발명에 따르면 선상가열 전에는 물론, 열간 저항성이 우수하여 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 선상가열에 의한 곡면 성형의 일례를 나타낸 모식도이다.
도 2는 발명예 1의 강판의 표면으로부터 10mm깊이의 단면 조직 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.
본 발명자들은 선박, 해양 및 건축 구조물의 외관이 곡면을 갖도록 고강도 구조용 강판을 선상가열하여 곡가공하는 경우, 선상가열 후 강판의 물성이 열위해질 수 있음을 발견하였다.
이러한 선상가열은 강판의 표면을 600~900℃까지 가열하기 때문에 기지조직 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 카바이드(Fe3C)의 조대화 등에 의해 강도 및 인성이 동시에 저하되는 현상이 발생하게 된다.
또한, 오스테나이트 개시 변태온도까지의 가열은 전위의 풀림 등에 의해 재질의 열화가 발생되며, 변태온도 이상 또는 재결정온도 이상 가열되는 경우 결정립의 성장에 의해 주로 재질의 열화를 가져오게 된다.
본 발명자들은 상기 문제점들을 해결하기 위해서 고Mn, Ni의 첨가로 Ar3온도를 낮추어 저온 압연 및 강냉에 의해 표면 10mm이내에서의 미세조직이 부피분율로 80% 이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하도록 함으로써, 선상가열 이후의 결정립 성장을 방지할 수 있으며, NbC, Mo2C의 석출물들의 결정립계 pinning 효과를 이용하여 결정립의 성장 및 조대한 카바이드의 형성을 방지할 수 있어, 선상가열 전에는 물론, 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있음을 깨닫고 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N : 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 10mm이내에서의 미세조직은 90%이상의 침상 페라이트를 포함한다.
C : 0.03 ~ 0.07중량%(이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.)
C은 강도를 확보하기 위한 매우 중요한 원소이다.
충분한 강도 확보를 위하여 0.03% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에 과다 첨가하는 경우, 선상가열 이후의 냉각 중 조대한 탄화물을 형성하여 충격인성을 저하시킬 우려가 있으므로 그 상한은 0.07%인 것이 바람직하다.
Si : 0.05 ~ 0.2%
Si는 탈산제로 유용한 원소이지만 그 함량이 과다한 경우 인성의 저하의 원인이 될 수 있다. 탈산을 위해서는 Si 함량이 0.05% 이상인 것이 바람직하며, Si 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 인성이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.05~0.2%인 것이 바람직하다.
Mn : 1.6 ~ 2.3%
Mn은 고용강화 원소로서 강도를 향상시키고 결정립 미세화 및 모재 인성을 개선하는 효과를 가진다. 또한, Ar3온도를 낮추어 저온 압연 및 강냉에 의해 폴리고날 페라이트의 형성을 최소화할 수 있다.
상기 효과를 충분히 나타내기 위하여 1.6% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에 과다 첨가하는 경우, 중심부에 MnS의 비금속 개재물을 형성하고, 상기 MnS 개재물은 압연 후 연신되어 저온인성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 그 상한은 2.3%인 것이 바람직하다.
P : 0.008% 이하
P는 강도 향상과 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.008%로 하는 것이 바람직하다.
S : 0.002% 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.002%로 하는 것이 바람직하다.
Al : 0.025% 이하
Al는 효과적으로 탈산을 할 수 있는 원소로서 0.005~0.025% 로 제어하는 것이 바람직하다. 그 하한을 특별히 제어할 필요는 없으나, 탈산을 위해 0.005% 이상 포함될 수 있다.
Cu : 0.1 ~ 0.4%
Cu는 고용강화 및 석출강화 원소로서 모재의 인성 저하를 최소화하면서 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 충분한 강도 향상의 효과를 달성하기 위해서는 0.1% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 반면에 과도한 첨가는 열간취성에 의한 강재 표면의 결함을 야기할 수 있으므로 그 상한은 0.4% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ni : 1.4 ~ 2.3%
Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, Ar3온도를 낮추어 저온 압연 및 강냉에 의해 폴리고날 페라이트의 형성을 최소화할 수 있다.
Ni 함량이 1.4% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, Ni 함량이 2.3% 초과인 경우에는 경화능이 상승되고, 베이나이트 형성으로 충격인성이 저하될 수 있다. 따라서, Ni 함량은 1.4~2.3%인 것이 바람직하다.
Mo : 0.08 ~ 0.2%
Mo는 소량의 첨가로 강도를 효과적으로 상승시키는 원소로서 선상가열 후 미세한 Mo-C 계열의 석출물을 형성하여 강도의 열화를 방지하기 때문에 0.08% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만 과도한 Mo 첨가로 인해 석출물의 조대화가 발생할 수 있으므로 그 상한은 0.2% 이하인 것이 바람직하다.
Nb : 0.01 ~ 0.025%
선상가열 전 강판에 고용되어 있던 Nb는 선상가열시 NbC, NbCN 등의 형태로 석출되어 모재의 강도를 향상시킨다. 이는 선상가열 후 강도 유지에 중요하며, Nb의 첨가효과를 유효하게 발휘하기 위해서 0.01% 이상이 첨가되어야 한다. 하지만 과도한 Nb 첨가로 인해 석출물의 조대화가 발생할 수 있으므로 그 상한은 0.025% 이하인 것이 바람직하다.
Ti : 0.008 ~ 0.02%
Ti는 N과 질화물을 형성하여 고온에서 결정립이 성장하는 것을 방지한다. 이러한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.008% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 과도한 Ti첨가는 Ti 석출물의 조대화에 따라 충격인성이 저하되는 문제점이 있으므로 그 상한은 0.02%인 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.008%
N은 Ti, Nb, Al등과 함께 석출물을 형성하여 재가열시 오스테나이트 조직을 미세하기 만들어 강도와 인성을 향상시키는 원소이다.
N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면에, N 함량이 0.008% 초과인 경우에는 고온에서 표면 크랙을 유발할 수 있고, 잔류하는 N은 원자상태로 존재하여 인성을 감소시킬 수 있다. 따라서, N 함량은 0.001~0.008%인 것이 바람직하다.
본 발명의 강판의 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.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 미세조직에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함한다.
폴리고날 페라이트는 가열에 의한 결정립 성장이 쉽게 이루어지기 때문에, 폴리고날 페라이트가 10mm이내에서의 미세조직에 20부피%를 초과하여 존재하는 경우에는 선상가열시 결정립 성장, 조대한 카바이드 형성 및 기지조직의 열화의 원인이 될 수 있다.
또한, 상기 강판의 두께는 40mm이하인 것이 바람직하다. 강판의 두께가 40mm를 초과하는 경우, 선상가열에 의한 곡가공을 적용하기 어렵기 때문이다. 이때, 강판의 최소 두께는 12mm일 수 있다.
상기와 같이 합금조성 및 미세조직을 제어함으로써, 상기 강판은 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상이다. 이에 따라, 선박, 해양 및 건축 구조물 등에 바람직하게 이용될 수 있다.
상술한 바와 같은 합금조성 및 미세조직을 갖는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판을 선상가열시, Mo2C 석출물 및 NbC 석출물 중 하나 이상이 석출되게 된다.
선상가열에 의한 곡가공의 일 례인 도 1을 참조하여 설명하면, 선상가열에 의한 곡가공(굽힘가공)은 가열부의 열팽창 후 냉각에 의해 수축할 때 주위의 비가열 영역으로부터의 구속에 의해 변형되는 성질을 이용한다.
또한, 선상가열은 일반적으로 강판의 표면을 600~900℃까지 가열하게 되는데, 비교적 낮은 온도인 600~800℃에서는 강판에 고용되어 있던 Mo가 선상가열 후 냉각시 Mo2C로 석출되고, 비교적 높은 온도인 800℃ 이상에서는 강판에 고용되어 있던 Nb가 선상가열 후 냉각시 NbC로 석출된다.
상기 Mo2C 석출물 또는 NbC 석출물은 결정립계에 석출되어 결정립의 성장을 억제(pinning 효과)하고 조대한 카바이드의 형성을 방지할 수 있는 효과가 있다. 또한, C가 석출물로 많이 소모됨에 따라서, 카바이드의 생성 및 조대화를 방지할 수 있다. 이때, 상기 Mo2C 석출물 및 NbC 석출물의 크기는 2~20nm인 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에 따른 강판은 600~900℃로 선상가열하고 곡가공을 하여도 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상을 확보할 수 있는 것이다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연하는 단계; 및 미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각단계;를 포함한다.
재가열 단계
상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 재가열한다. 상기 슬라브의 재가열온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 1100~1200℃로 하는 것이 바람직하다.
미재결정역 압연 단계
상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연한다. 결정립을 미세화하기 위함이다.
결정립을 미세화하기 위해서는 미재결정 압연이 Ar3온도 직상의 최대한 낮은 온도에서 수행해야 되는데, 본 발명에서는 충분히 낮은 Ar3온도를 갖기 위해 Mn, Ni의 함량을 높게함으로써 충분히 낮은 Ar3온도를 갖도록 하였으므로 750℃ 이상에서 미재결정역 압연을 행하는 것이 바람직하다. 또한, 미재결정 압연 온도가 850℃ 초과인 경우에는 결정립 미세화가 이루어지기 어려워 인성이 열위해진다. 따라서, 미재결정 압연 온도의 상한은 850℃가 바람직하며, 보다 바람직한 상한은 800℃이다.
냉각단계
미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각한다.
상기와 같이 냉각단계를 제어함으로써, 강판 표면으로부터 10mm이내에서의 미세조직이 부피분율로 80% 이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하도록 할 수 있다.
냉각속도가 10℃/초 미만이거나, 냉각종료온도가 440℃를 초과하는 경우에는 충분한 냉각이 이루어지지 않아 폴리고날 페라이트가 다량 형성되고 선상가열시 결정립 성장과 기지의 열화가 발생하게 된다.
한편, 상기 냉각된 강판을 600~900℃에서 선상가열하여 곡가공 하는 단계를 추가로 행할 수 있다.
상기와 같은 선상가열에 의해, 강판의 곡가공이 가능하게 되며, 선상가열 후 냉각시 Mo2C 석출물 및 NbC 석출물이 석출됨으로써, 결정립의 성장을 억제(pinning 효과)하고 조대한 카바이드의 형성을 방지할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
( 실시예 )
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 강슬라브를 제조하였다. 발명강 A, B, C는 본 발명에서 규정한 성분범위를 만족하는 강판이며, 비교강 D, F, G, H는 본 발명의 성분범위를 초과하거나, 미달된 합금 성분이 포함되는 강판으로서 비교강 D는 탄소, 비교강 E는 Mo, 비교강 F는 Nb, 비교강 G는 Ni, Mn의 성분이 본 발명의 성분범위를 벗어난 경우이다.
상기 발명강 및 비교강을 하기 표 2의 제조조건으로 압연, 냉각하여 후강판을 제조하였다. 구체적으로 압연종료온도 780℃, 880℃, 냉각종료온도 400℃, 600℃로 수행하였다. 그리고 제조된 강판을 선상가열할 수 있는 사이즈로 절단하여 4개의 온도조건(600℃, 700℃, 800℃, 900℃)으로 곡가공을 위한 선상가열을 수행하였다.
또한, 하기 표 3에는 상기 조건들로 제조된 모재의 기계적 물성 및 선상가열후의 기계적 물성을 나타내었다.
모재의 인장강도는 강판의 전두께로부터 압연방향에 수직한 방향으로 JIS1B호 시편을 채취하여 상온에서 인장시험을 실시하여 인장강도를 측정하였다. 모재의 저온인성은 강판의 표면부 2mm직하 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 V-노치 시험편을 제작 후 -40℃에서 샤르피 충격 시험을 3회 실시하여 평균값을 표 3에 나타내었다.
또한, 강판 표면 10mm이내에서의 미세조직을 관찰하여 폴리고날 페라이트의 부피분율을 표 3에 기재하였다. 폴리고날 페라이트 외의 조직은 침상 페라이트였다.
구분 C Si Mn P S Al Ni Cu Mo Nb Ti N
발명강 A 0.042 0.086 1.95 0.0055 0.0015 0.011 1.71 0.274 0.13 0.015 0.010 0.0038
발명강 B 0.054 0.116 1.83 0.0057 0.0012 0.010 1.75 0.249 0.125 0.021 0.012 0.0042
발명강 C 0.045 0.123 1.92 0.0062 0.0011 0.011 1.82 0.254 0.119 0.013 0.013 0.0039
비교강 D 0.126 0.123 1.88 0.0061 0.0012 0.010 1.80 0.249 0.121 0.017 0.011 0.0049
비교강 E 0.052 0.118 1.91 0.0052 0.0014 0.015 1.68 0.261 0.052 0.02 0.012 0.0051
비교강 F 0.046 0.121 1.89 0.0075 0.0013 0.012 1.76 0.248 0.125 0.008 0.010 0.0045
비교강 G 0.048 0.119 1.25 0.0065 0.0013 0.013 0.65 0.253 0.132 0.018 0.012 0.0042
단, 상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
구분 강종 FM시작온도 FM종료온도 냉각시작온도 냉각마침온도 냉각속도 선상가열온도
발명예1 발명강 A 795 770 732 432 11.3 600
700
800
900
비교예 1 발명강 A 885 864 832 412 13.2 600
700
800
900
발명예 2 발명강 B 789 761 726 408 12.5 600
700
800
900
비교예 2 발명강 B 796 769 733 603 9.8 600
700
800
900
발명예 3 발명강 C 792 775 740 410 11.8 600
700
800
900
비교예 3 비교강 D 801 779 746 408 13.5 600
700
800
900
비교예 4 비교강 E 795 776 742 411 12.5 600
700
800
900
비교예 5 비교강 F 803 776 738 403 12.8 600
700
800
900
비교예 6 비교강 G 795 768 734 411 11.6 600
700
800
900
단, 상기 표 2에서 온도의 단위는 ℃이고, 냉각속도의 단위는 ℃/초이고, FM 시작온도는 미재결정역 압연 시작온도를 뜻하며, FM 종료온도는 미재결정역 압연 종료온도를 뜻한다.
구분 강종 모재 선상가열 후
항복강도 인장강도 폴리고날 페라이트(부피%) 충격인성 평균 항복강도 인장강도 충격인성 개별 충격인성 평균
발명예1 발명강 A 527 665 7.5 278 514 661 267/262/253 260
513 649 265/288/302 285
532 642 277/322/326 308
507 627 194/130/184 170
비교예 1 발명강 A 525 654 24.5 79 509 646 45/56/128 76
502 635 79/65/84 76
500 624 56/102/28 62
498 612 57/58/38 51
발명예 2 발명강 B 538 672 6.7 247 534 668 245/167/158 190
529 659 264/286/302 284
518 642 268/231/188 229
510 621 154/186/109 150
비교예 2 발명강 B 510 623 31.8 183 507 612 203/264/197 221
498 601 174/123/184 160
488 596 156/89/205 150
482 584 142/76/87 102
발명예 3 발명강 C 542 671 7.9 281 538 664 221/265/287 258
531 659 234/212/264 237
528 640 198/187/234 206
513 627 265/188/203 219
비교예 3 비교강 D 587 689 22.1 134 567 678 75/68/32 58
552 670 15/78/54 49
542 652 103/28/36 56
523 641 28/64/28 40
비교예 4 비교강 E 524 625 35.5 226 514 615 52/105/39 65
508 611 64/103/154 107
501 602 51/136/121 103
492 598 25/38/65 43
비교예 5 비교강 F 536 628 38.4 193 523 613 156/123/158 146
512 607 126/154/130 137
503 598 78/123/162 121
494 588 58/28/42 43
비교예 6 비교강 G 506 624 42 133 503 611 120/175/56 117
493 608 89/45/37 57
483 594 36/48/56 47
479 578 59/21/34 38
단, 상기 표 3에서 항복강도 및 인장강도의 단위는 MPa이며, 충격인성의 단위는 J이다.
상기 표 3에 모재의 기계적 물성 및 선상가열후 기계적 물성을 비교하여 보면, 본 발명에 따른 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우, 항복강도, 인장강도 및 -40℃에서의 충격인성이 모두 목표한 물성에 만족하고 있다.
구체적으로 선상가열 전후 모두 항복강도 500MPa 이상, 인장강도 600MPa이상, -40도 충격인성 100J이상의 특성을 보이고 있다.
비교예 3은 C의 성분이 초과된 비교강 D를 이용한 경우로서, 강도는 목표 수준을 크게 상향하고 있으나 충격인성은 현저하게 감소하는 것을 알 수 있다. 이는 조대한 카바이드 형성으로 충격 테스트시 파괴의 원인이 되기 때문인 것으로 판단된다.
비교예 4는 Mo 성분이 미달되는 비교강 E를 이용한 경우이고, 비교예 5는 Nb 성분이 미달되는 비교강 F를 이용한 경우로서, 강도가 현저하게 감소하고 충격인성도 저하된 것을 확인할 수 있다. 이는 고용된 Mo, Nb 양이 작고 선상가열 이후 석출물을 형성할 충분한 Mo, Nb의 양이 부족하기 때문이다. 만약 Mo, Nb가 과도하게 첨가될 경우 조대한 석출물로 인해 오히려 인성의 저하가 발생할 수 있기 때문에 본 발명에서 제어하는 범위로 첨가하여야 한다.
또한, 비교예 6은 Mn, Ni의 성분이 미달되는 비교강 G를 이용한 경우로서, 충분히 낮은 Ar3온도의 확보가 되지 않아 낮은 온도에서의 압연시 폴리고날 페라이트가 다량 형성되어 강도와 인성의 저하를 초래하였다.
비교예 1의 경우 본 발명의 합금조성은 만족하였으나, 압연온도가 850℃를 초과하여 충격 인성이 열위하였다. 비교예 3의 경우 본 발명의 합금조성은 만족하였으나, 냉각 조건이 본 발명의 범위를 벗어나서 폴리고날 페라이트 분율의 증대로 인하여 선상가열 후 결정립 성장에 의한 강도와 인성의 저하가 발생하였다.
이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 두께는 40mm이하인 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상인 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 600~900℃로 선상가열하고 곡가공한 후의 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상인 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  5. 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연하는 단계; 및
    미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각단계;를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 냉각된 강판을 600~900℃에서 선상가열한 후 곡가공하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법.
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