KR20180073090A - 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

중량%로, C: 0.04~0.1%, Mn: 1.2~2.0%, Ni: 0.2~0.9%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 50면적% 이상(100면적% 포함)의 폴리고날 페라이트와 50면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함하는 극후물 고강도 강재와 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 {EXTREMELY THICK STEEL HAVING EXCELLENT SURFACE PART NAVAL RESEARCH LABORATORY-DROP WEIGHT TEST PROPERTY}
본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 국내외 선박 등의 구조물 설계에 있어 고강도 극후물 강재의 개발이 요구되고 있다. 이는 구조물 설계 시 고강도 극후물 강재를 사용할 경우 구조물 형태의 경량화로 인한 경제적 이득과 함께, 구조물의 두께를 얇게 할 수 있어 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보할 수 있기 때문이다.
일반적으로 고강도 극후물 강재 제조시 총 압하율의 저하에 따라 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 조직이 조대해지게 되며, 강도 확보를 위한 급속 냉각 시에 두꺼운 두께로 인해 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이가 발생하게 되고, 이로 인해 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 다량 생성되어 인성 확보에 어려움이 있다. 특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우 선박 등의 주요 구조물에 적용 시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있는데, 극후물 강재의 경우 인성의 저하로 인해 이러한 취성균열전파 저항성을 보증하는데 큰 어려움을 겪고 있다.
실제 많은 선급협회 및 철강사에서 취성균열 전파저항성을 보증하기 위해 실제 취성균열전파 저항성을 정확히 평가할 수 있는 대형 인장시험을 실시하고 있으나, 이는 시험을 실시하기 위해 대량의 비용이 발생하기 때문에 양산 적용 시 보증하기가 힘든 상황이며, 이러한 불합리점을 개선하기 위해 최근 대형 인장시험을 대체할 수 있는 소형대체시험에 대한 연구가 꾸준히 진행되어오고 있으며, 가장 유력한 시험으로 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test) 시험이 많은 선급협회 및 철강사에서 채택되고 있는 상황이다.
표면부 NRL-DWT 시험의 경우 기존 연구에 표면부의 미세조직을 제어할 경우 취성균열전파 시에 크랙의 전파속도를 늦춰 취성균열전파 저항성을 우수하게 한다는 연구결과를 바탕으로 채택되고 있으며, NRL-DWT 물성을 향상시키기 위해 타 연구자들에 의해 표면부 입도 미세화를 위한 사상압연 시 표면 냉각 적용 및 압연 시 굽힘 응력 부여를 통한 입도 조절 등의 다양한 기술이 고안되었으나, 기술 자체가 일반적인 양산체제에 적용하기에는 생산성의 큰 저하가 발생되는 문제가 있다.
한편, 인성 향상에 도움이 되는 Ni 등의 원소를 다량 첨가할 경우, 표면부 NRL-DWT 물성을 향상시킬 수 있는 것으로 알려져 있으나, 고가 원소이기 때문에 제조원가적 측면에서 상업적 적용이 어려운 상황이다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.04~0.1%, Mn: 1.2~2.0%, Ni: 0.2~0.9%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 50면적% 이상(100면적% 포함)의 폴리고날 페라이트와 50면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함하는 극후물 고강도 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.04~0.1%, Mn: 1.2~2.0%, Ni: 0.2~0.9%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 최종 패스 압연시 슬라브 표면에서의 온도 Ar3℃ 미만, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 Ar3℃ 이상 (Ar3+50)℃ 이하의 조건 하 사상압연하여 열연강판을 얻는 단계, 및 상기 열연강판의 표면에서의 온도가 (Ar3-50)℃ 이하에 도달한 후, 수냉하는 단계를 포함하는 극후물 고강도 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 구조용 극후물 강재는 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 장점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 극후물 강재의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.04~0.1%
본 발명에서 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강중에 함유될 필요가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.04% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과할 경우 경화능이 향상되어 대량의 도상 마르텐사이트 생성 및 저온변태상 생성 촉진으로 인해 인성이 저하될 수 있다. 따라서, C 함량은 0.04~1.0%인 것이 바람직하고, 0.04~0.09%인 것이 보다 바람직하다.
Mn: 1.2~2.0%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이므로 390MPa 이상의 항복강도를 만족시키기 위해서는 1.2% 이상은 첨가될 필요가 있다. 그러나, 2.0%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 상부 베이나이트(Upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 충격인성 및 표면부 NRL-DWT 물성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.2~2.0%인 것이 바람직하고, 1.3~1.95%인 것이 보다 바람직하다.
Ni: 0.2~0.9%
Ni은 저온에서 전위의 Cross slip을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소로써, 390MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 강에서의 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위해서는 0.2% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.9%를 초과하여 첨가되면 경화능이 과도하게 상승시켜 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키는 문제가 있으며, 제조원가를 상승시키는 문제가 있다. 따라서, Ni 함량은 0.2~0.9%인 것이 바람직하고, 0.3~0.8%인 것이 보다 바람직하며, 0.3~0.7%인 것이 보다 더 바람직하다.
Nb: 0.005~0.04%
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 압연 시 NbC 의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 따라서, Nb는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.04%를 초과하여 첨가되면 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 있다. 따라서, Nb 함량은 0.005~0.04%인 것이 바람직하고, 0.01~0.03%인 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.005~0.03%
Ti의 첨가는 재가열시 TiN 으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키며, 효과적인 TiN의 석출을 위해서 0.005% 이상이 첨가되어야 한다. 하지만, 0.03%를 초과하는 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있다. 따라서, Ti 함량은 0.005~0.03%인 것이 바람직하고, 0.01~0.025%인 것이 보다 바람직하다.
Cu: 0.1~0.4%
Cu은 경화능을 향상시켜고 고용강화를 일으켜 강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론 Cu 석출물의 생성을 통해 항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로, 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 0.4%를 초과하여 첨가되면 제강 공정에서 적열취성(hot shortness)에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있다. 따라서, Cu 함량은 0.1~0.4%인 것이 바람직하고, 0.1~0.3%인 것이 보다 바람직하다.
P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하
P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해서 P: 100ppm 이하 및 S: 40ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
이하, 본 발명의 극후물 고강도 강재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 극후물 고강도 강재는 표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 50면적% 이상(100면적% 포함)의 폴리고날 페라이트와 50면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함하고, 보다 바람직하게는, 60면적% 이상(100면적% 포함)의 폴리고날 페라이트와 40면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함하며, 보다 더 바람직하게는, 65면적% 이상(100면적% 포함)의 폴리고날 페라이트와 35면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함한다.
전술한 바와 같이, 일반적으로 고강도 극후물 강재 제조시 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 조직이 조대해지게 되며, 강도 확보를 위한 급속 냉각 시에 두꺼운 두께로 인해 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이가 발생하게 되고, 이로 인해 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 다량 생성되어 인성 확보에 어려움이 있다.
그러나, 본 발명의 경우, 제조 공정 상 사상압연 및 수냉 조건의 적절한 제어를 통해, 표면부에 폴리고날 페라이트를 50면적% 이상으로 확보하고 있으며, 이에 따라, 표면부 NRL-DWT 물성이 현저히 개선되게 된다.
일 예에 따르면, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 표면 직하 t/10 위치로부터 t/5 위치까지의 영역에서 50면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함할 수 있다. 이와 같이, 표면부 직하 t/10 위치로부터 t/5 위치까지의 영역에서의 베이나이트 분율을 50면적% 이하로 제어할 경우 표면부 NRL-DWT 물성을 보다 더 향상시킬 수 있다.
일 예에 따르면, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 표면 직하 t/5 위치로부터 t/2 위치까지의 영역에서 미세조직으로 90면적% 이상(100면적% 포함)의 애시큘러 페라이트 및 베이나이트의 복합조직과 10면적% 이하(0면적% 포함)의 폴리고날 페라이트를 포함할 수 있다. 만약, 본 영역에서 애시큘러 페라이트 및 베이나이트 복합조직의 면적율이 90% 미만이거나, 폴리고날 페라이트의 면적율이 10%를 초과할 경우 항복강도 및 인장강도가 저하될 우려가 있다.
본 발명의 극후물 고강도 강재는 표면부 NRL-DWT 물성이 매우 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 표면에서 채취되는 시험편으로 ASTM 208-06에 규정된 NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test)에 따른 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 -60℃ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 저온 인성이 매우 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 표면 직하 t/4 위치에서 채취되는 시험편으로 충격천이 온도가 -40℃ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 항복강도가 매우 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 판 두께가 50~100mm로써, 항복강도가 390MPa 이상일 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 극후물 고강도 강재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 이하의 제조방법에 관한 설명에 있어서, 별다른 설명이 없다면, 열연강판(슬라브)의 온도는 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치에서의 온도를 의미한다. 또한, 수냉시, 냉각 속도의 측정의 기준이 되는 위치 역시 마찬가지이다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 슬라브를 재가열한다.
일 예에 따르면, 슬라브 재가열 온도는 1000~1150℃일 수 있고, 바람직하게는 1050~1150℃일 수 있다. 만약, 재가열 온도가 1000℃ 미만일 경우 주조 중에 형성된 Ti 및/도는 Nb 탄질화물이 충분히 고용되지 않을 우려가 있다. 반면, 재가열 온도가 1150℃를 초과할 경우 오스테나이트가 조대화될 우려가 있다.
다음으로, 재가열된 슬라브를 조압연한다.
일 예에 따르면, 조압연 온도는 900~1150℃일 수 있다. 상기와 같은 온도 범위에서 조압연을 실시할 경우, 주조 중 형성된 덴드라이트 등 주조 조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트의 재결정을 통해 입도를 작게하는 효과를 얻을 수 있는 장점이 있다.
일 예에 따르면, 조압연시 누적 압하율은 40% 이상일 수 있다. 누적 압하율을 상기와 같은 범위로 제어할 경우 충분한 재결정을 일으켜 조직을 미세화할 수 있게 된다.
다음으로, 조압연된 슬라브를 사상압연하여 열연강판을 얻는다.
이때, 최종 패스 압연시 슬라브 표면에서의 온도 Ar3℃ 미만, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 Ar3℃ 이상 (Ar3+50)℃ 이하의 조건 하 사상압연하는 것이 바람직하다. 이는 열연강판의 표면부에 폴리고날 페라이트 생성을 촉진하기 위함으로, 만약, 슬라브 표면에서의 온도가 Ar3℃ 이상이거나, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도가 (Ar3+50)℃를 초과할 경우 열연강판의 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 다량 생성되어 인성 확보에 어려움이 있을 수 있으며, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도가 Ar3℃ 미만일 경우 사상압연 전 t/4 위치에 폴리고날 페라이트가 형성되어 항복강도가 저하될 수 있다.
다음으로, 열연강판을 수냉한다.
이때, 열연강판의 표면에서의 온도가 (Ar3-50)℃ 이하에 도달한 후, 수냉을 시작하는 것이 바람직하다. 이 또한 열연강판의 표면부에 폴리고날 페라이트 생성을 촉진하기 위함으로, 만약, 열연강판의 표면에서의 온도가 (Ar3-50)℃ 이하에 도달하기 전 수냉을 개시할 경우, 열연강판의 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 다량 생성되어 인성 확보에 어려움이 있을 수 있다.
일 예에 따르면, 수냉시 냉각 속도는 3℃/sec 이상일 수 있다. 만약, 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우 열연강판의 중심부 미세조직이 적절히 형성되지 않아 항복강도가 저하될 수 있다.
일 예에 따르면, 수냉시 냉각 종료 온도는 600℃ 이하일 수 있다. 만약, 냉각 종료 온도가 600℃를 초과할 경우 열연강판의 중심부 미세조직이 적절히 형성되지 않아 항복강도가 저하될 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1의 조성을 같는 두께 400mm의 강 슬라브를 1050℃로 재가열한 후, 1015℃의 온도에서 조압연을 실시하여 바를 제조하였다. 조압연시 누적 압하율은 50%로 동일하게 실시하였으며, 조압연된 바의 두께는 200mm로 동일하게 하였다. 조압연 후, 하기 표 2의 조건 하 사상압연하여 열연강판을 얻었으며, 3.5~5℃/sec의 냉각 속도로 300~500℃의 온도까지 수냉하여 극후물 강재를 제조하였다.
이후, 제조된 극후물 강재의 미세조직을 분석하고, 인장 특성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
강종
 합금 조성 (중량%)
C Mn Ni Cu Ti Nb P(ppm) S(ppm)
발명강1 0.089 1.36 0.62 0.29 0.018 0.019 81 9
발명강2 0.066 1.65 0.27 0.15 0.021 0.021 46 28
발명강3 0.043 1.93 0.52 0.21 0.013 0.018 49 12
발명강4 0.075 1.53 0.51 0.22 0.019 0.023 78 13
발명강5 0.066 1.82 0.34 0.17 0.017 0.028 59 11
비교강1 0.13 2.01 0.42 0.31 0.023 0.019 65 19
비교강2 0.065 2.12 0.55 0.19 0.012 0.012 78 17
비교강3 0.031 1.15 0.45 0.18 0.016 0.018 51 23
비교강4 0.082 1.93 1.17 0.38 0.021 0.015 48 16
비교강5 0.079 1.68 0.32 0.22 0.044 0.048 57 13
강종 열연강판
두께 (mm)		 최종 패스 압연시 표면 온도(℃) 최종 패스 압연시 t/4 위치 온도(℃) 수냉 개시시 표면 온도(℃) 비고
발명강1 95 Ar3-31 Ar3+15 Ar3-81 발명예1
95 Ar3-68 Ar3-23 Ar3-117 비교예1
발명강2 80 Ar3-17 Ar3+23 Ar3-79 발명예2
80 Ar3+48 Ar3+78 Ar3-3 비교예2
발명강3 95 Ar3-27 Ar3+7 Ar3-81 발명예3
95 Ar3+69 Ar3+95 Ar3+3 비교예3
발명강4 100 Ar3-8 Ar3+36 Ar3-62 발명예4
100 Ar3-71 Ar3-35 Ar3-113 비교예4
발명강5 80 Ar3-18 Ar3+12 Ar3-71 발명예5
비교강1 80 Ar3-21 Ar3+14 Ar3-86 비교예5
비교강2 85 Ar3-9 Ar3+32 Ar3-62 비교예6
비교강3 90 Ar3-10 Ar3+27 Ar3-61 비교예7
비교강4 90 Ar3-12 Ar3+19 Ar3-64 비교예8
비교강5 95 Ar3-5 Ar3+44 Ar3-56 비교예9
강종 미세조직 인장 특성 비고
표면 직하
t/10까지
(면적%)		 t/10부터
t/5까지
B 분율
(면적%)		 t/5부터
t/2까지
AF 및 B 분율 (면적%)		 항복강도
(MPa)		 NDT 온도
(℃)		 충격
천이 온도
(℃)
발명강1 78PF+32B 18 91 403 -75 -57 발명예1
89PF+11B 29 56 375 -55 -36 비교예1
발명강2 68PF+32B 29 95 456 -70 -63 발명예2
100B 65 97 544 -50 -21 비교예2
발명강3 72PF+28B 41 96 468 -65 -61 발명예3
100B 59 98 559 -55 -18 비교예3
발명강4 67PF+33B 38 97 448 -70 -59 발명예4
91PF+9B 33 77 381 -50 -31 비교예4
발명강5 72PF+28B 29 96 487 -75 -73 발명예5
비교강1 68PF+32B 72 98 556 -45 -72 비교예5
비교강2 72PF+38B 63 97 521 -50 -49 비교예6
비교강3 81PF+19P 15 52 312 -70 -64 비교예7
비교강4 71PF+29B 52 97 549 -55 -59 비교예8
비교강5 54PF+46B 47 96 519 -50 -29 비교예9
* 미세조직에서, PF는 폴리고날 페라이트, AF는 애쉬큘러 페라이트, B는 베이나이트 P는 퍼얼라이트를 의미함.
* 모든 강종에 있어서, t/10부터 t/5까지 영역에서 B를 제외한 잔부 조직은 PF 및 AF 였으며, t/5부터 t/2까지의 영역에서 AF 및 B를 제외한 잔부 조직은 PF였음.
표 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우, 항복강도가 390MPa 이상이고 표면부 충격천이 온도가 -40도 이하이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT(Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -60도 이하를 나타냄을 알 수 있다.
이에 반해, 비교예 1 및 4의 경우 사상압연 최종 패스 압연시 t/4 위치에서의 온도가 Ar3℃ 미만임에 따라, 압연 전 및 중간에 표면부를 비롯한 1/4t 부까지 다량의 공냉 페라이트가 생성되었으며, 이로 인해 항복강도가 390MPa 이하가 되었음을 알 수 있다. 또한 낮은 압연온도로 인해 표면부의 경우 대량의 페라이트가 이상압연됨에 따라서 표면부 강도가 상승하게 되어 표면부 충격천이온도가 -40도 이상이고, NDTT가 -60도 이상인 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 2 및 3의 경우 사상압연 최종 패스 압연시 t/4 위치에서의 온도가 Ar3+50℃를 초과함에 따라, 수냉 전 공냉 페라이트가 생성되지 못하여, 표면 직하 t/10까지의 영역에서의 미세조직이 베이나이트 단상조직으로 이루어졌음을 알 수 있다. 또한, 표면 직하 t/10 위치로부터 t/5 위치까지의 영역에서의 미세조직이 50% 이상의 베이나이트를 가지게 되어 표면부 충격천이온도가 -40도 이상이고, NDT 온도가 -60도 이상인 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 5의 경우 본 발명에서 제시하는 C 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 표면 직하 t/10 위치로부터 t/5 위치까지의 영역에서 다량의 베이나이트 단상조직이 생성되었고, 이로 인해 중심부 충격천이온도가 -40도 이상이며, NDTT가 -60도 이상인 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 6의 경우 본 발명에서 제시하는 Mn 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 표면 직하 t/10 위치로부터 t/5 위치까지의 영역에서 다량의 베이나이트 단상조직이 생성되었고, 이로 인해 중심부 충격천이온도가 -40도 이상이며, NDTT가 -60도 이상인 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 7의 경우 본 발명에서 제시하는 C, Mn 하한보다 높은 값을 가짐으로써, 경화능이 부족하여 다량의 폴리고날 페라이트 및 펄라이트 조직이 생성되었고, 이로 인해 항복강도가 300MPa 이하임을 알 수 있다.
또한, 비교예 8의 경우 본 발명에서 제시하는 Ni 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 표면 직하 t/10 위치로부터 t/5 위치까지의 영역에서 다량의 베이나이트 단상조직이 생성되었고, 이로 인해 중심부 충격천이온도가 -40도 이상이며, NDTT가 -60도 이상인 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 9의 경우 본 발명에서 제시하는 Ti, Nb 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 강도가 상승하였으며, 석출강화로 인한 인성저하의 영향으로 중심부 충격천이온도가 -40도 이상이며, NDTT가 -60도 이상인 것을 알 수 있다.
이상에서 본 명의 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 (12)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.1%, Mn: 1.2~2.0%, Ni: 0.2~0.9%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 50면적% 이상(100면적% 포함)의 폴리고날 페라이트와 50면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함하는 극후물 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    표면 직하 t/10 위치로부터 t/5 위치까지의 영역에서 50면적% 이하(0면적% 포함)의 베이나이트를 포함하는 극후물 고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    표면 직하 t/5 위치로부터 t/2 위치까지의 영역에서 미세조직으로 90면적% 이상(100면적% 포함)의 애시큘러 페라이트 및 베이나이트의 복합조직과 10면적% 이하(0면적% 포함)의 폴리고날 페라이트를 포함하는 극후물 고강도 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    표면에서 채취되는 시험편으로 ASTM 208-06에 규정된 NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test)에 따른 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 -60℃ 이하인 극후물 고강도 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    표면 직하 t/4 위치에서 채취되는 시험편으로 충격천이 온도가 -40℃ 이하인 극후물 고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    판 두께는 50~100mm이고, 항복강도가 390MPa 이상인 극후물 고강도 강재.
  7. 중량%로, C: 0.04~0.1%, Mn: 1.2~2.0%, Ni: 0.2~0.9%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 최종 패스 압연시 슬라브 표면에서의 온도 Ar3℃ 미만, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 Ar3℃ 이상 (Ar3+50)℃ 이하의 조건 하 사상압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판의 표면에서의 온도가 (Ar3-50)℃ 이하에 도달한 후, 수냉하는 단계;
    를 포함하는 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브 재가열 온도는 1000~1150℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 조압연 온도는 900~1150℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 조압연시 누적 압하율은 40% 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 수냉시 냉각 속도는 3℃/sec 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  12. 제7항에 있어서,
    상기 수냉시 냉각 종료 온도는 600℃ 이하인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
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