KR20200075964A - 초고강도 고인성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

일 관점에 따른 강판의 제조방법은, (a) 중량%로, 탄소(C): 0.10 ~ 0.18%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00 ~ 1.50%, 인(P): 0 초과 0.012% 이하, 황(S): 0 초과 0.003% 이하, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.01 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%, 니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%, 구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%, 크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%, 몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%, 바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1,050 ~ 1,250℃에서 재가열하는 단계; (b) 가열된 슬라브를 FDT: 750 ~ 950℃의 조건으로 열간압연하는 단계; (c) 열간압연된 강판을 450 ~ 550℃의 냉각 종료온도와 5℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계; (d) 강판을 900 ~ 950℃의 온도에서 재가열하는 단계; 및 (e) 강판을 8℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 620 ~ 670℃의 범위에서 템퍼링하는 단계를 포함하여 이루어진다.

Description

초고강도 고인성 강판 및 그 제조방법{ULTRA-HIGH STRENGTH AND HIGH TOUGHNESS STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 교량 및 해양구조물용 초고강도 고인성 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 극심한 하중과 풍랑에 견뎌야 하는 장대교량 및 대형 해양구조물 등에 적용될 수 있으며, 항복강도 및 인장강도가 높고, 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선박, 해양 구조물 등의 구조용 강재나, 이산화탄소, 암모니아, LNG 등의 다종 액화가스를 혼재하는 다목적 탱크용 후강판은 그 사용환경이 매우 가혹하다. 따라서 강도가 매우 중요시되는데, 이러한 해양 구조용 강재나 탱크용 강재는 강도뿐만 아니라 저온에서의 인성이 매우 중요시된다. 해양구조용 강재는 온난지역에서의 자원 고갈로 인해 해상석유가스 자원이 풍부한 북극과 같은 한랭지역으로 그 사용환경이 점차 이동하고 있어 기존의 저온인성이 우수한 고강도 강판만으로는 상기와 같이 가혹해지는 극저온 환경을 견디기가 어려워지고 있다.
한국특허출원 제10-2014-0195700호에는 해양구조물용 초고강도 고인성 극후강판 및 그 제조방법을 제안하고 있다. 구체적으로, 상기 특허에서는 단조, 열간압연, 급냉 그리고 템퍼링 공정을 거쳐 150~210mm의 두께를 갖는 항복강도 690MPa 이상, 인장강도 770MPa 이상의 극후강판 및 그 제조방법을 제시하고 있다. 그러나, 상기한 특허에서 제안하고 있는 기술은 고가의 합금원소인 니켈(Ni)를 다량 첨가하여야 하고, 단조 공정 전 단계로 강괴를 가열하고 단조하는 공정을 더 포함하여, 경제성이 떨어지고 제조공정이 복잡하다는 단점이 있다.
관련된 기술로는 대한민국 특허출원 제10-2014-0195700호(2016.05.17 등록, 해양구조물용 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법)가 있다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 극심한 하중과 풍랑에 견뎌야 하는 장대교량 및 대형 해양구조물 등에 적용될 수 있으며, 항복강도 및 인장강도가 높고, 저온인성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.10 ~ 0.18%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00 ~ 1.50%, 인(P): 0 초과 0.012% 이하, 황(S): 0 초과 0.003% 이하, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.01 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%, 니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%, 구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%, 크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%, 몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%, 바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 판두께 50~70mm의 후강판에서 항복강도 690MPa 이상, 인장강도 770MPa 이상, 그리고 -60℃에서의 충격흡수에너지가 120J 이상인 고강도 강판일 수 있다.
본 발명의 강판에 있어서, 템퍼드 베이나이트 분율(Tempered Bainite)이 60% 이상이고, 템퍼트 마르텐사이트(Termpered Mattensite) 분율이 30% 이하이며, 입상 베이나이트 분율(Granular Bainite)이 10% 이하인 미세조직을 가질 수 있다.
상기 강판은 두께 1/4 부위에서의 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트의 패킷(Packet) 사이즈가 20㎛ 이하이며, 1/2 부위에서의 패킷 사이즈가 30㎛ 이하인 것이 바람직하다.
상기 강판은 M3C, M23C6, M7C3 (M = Fe, Cr, Mn) 계 탄화물의 100nm 이하의 크기로 분산석출되어 있고, 50nm 이하의 미세한 TiNbC 석출물이 고르게 분포되어 있는 강판일 수 있다.
본 발명의 다른 측면에 따른 강판의 제조방법은, (a) 중량%로, 탄소(C): 0.10 ~ 0.18%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00 ~ 1.50%, 인(P): 0 초과 0.012% 이하, 황(S): 0 초과 0.003% 이하, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.01 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%, 니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%, 구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%, 크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%, 몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%, 바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1,050 ~ 1,250℃에서 재가열하는 단계; (b) 가열된 상기 슬라브를 FDT: 750 ~ 950℃의 조건으로 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 강판을 450 ~ 550℃의 냉각 종료온도와 5℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계; (d) 상기 강판을 900 ~ 950℃의 온도에서 재가열하는 단계; 및 (e) 상기 강판을 8℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 620 ~ 670℃의 범위에서 템퍼링하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 강판의 제조방법에 있어서, 상기 (e) 단계 후의 상기 강판은 템퍼드 베이나이트 분율(Tempered Bainite)이 60% 이상이고, 템퍼트 마르텐사이트(Termpered Mattensite) 분율이 30% 이하이며, 입상 베이나이트 분율(Granular Bainite)이 10% 이하인 미세조직을 가질 수 있다.
상기 (e) 단계는, 하기 수식으로 정의되는 템퍼링 파라미터(Tempering parameter)가 21,000 이상이 되도록 수행하는 것이 바람직하다.
템퍼링 파라미터 = T(20 + log10t) (여기서, T는 템퍼링 온도(K)를 나타내고, t는 강판의 두께(mm)를 각각 나타냄)
본 발명에 따르면, 니켈(Ni)의 함유량을 낮게 조절하고 합금 성분계 및 열간압연 공정을 최적화하여 두께 50~70㎚의 후강판을 제조함으로써 장대교량 및 대형 해양구조물 등에 적용될 수 있으며, 종래에 주로 적용되던 항복강도 500MPa의 강에 비해 보다 얇은 두께의 구조물 설계가 용이하여 구조물의 제조원가를 절감하고 무게를 줄일 수 있는 장점이 있다.
도 1은 본 발명에서 제시하는 합금 성분비와 공정조건을 만족하는 발명강 1에 대해, 강판 두께의 1/4 및 1/2 지점의 온도에 따른 충격흡수 에너지 측정 결과를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명에서 제시하는 합금 성분비와 공정조건을 만족하는 발명강 2의 미세조직을 관찰하기 위하여 강판 두께의 1/4 및 1/2 지점을 1000배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진들이다.
도 3은 발명강 2의 템퍼링 파라미터에 따른 물성 변화를 측정하여 나타낸 그래프들이다.
도 4는 발명강 2의 템퍼링 파라미터에 따른 충격특성 변화를 알아보기 위하여 도시한 현미경 관찰 사진 및 XPS 회절패턴 사진이다.
이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명을 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.
저온 인성이 우수한 고강도 후강판
본 발명의 일 관점은 저온 인성이 우수한 고강도 후강판에 관한 것이다. 본 발명의 저온 인성이 우수한 고강도 후강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.10 ~ 0.18%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00 ~ 1.50%, 인(P): 0 초과 0.012% 이하, 황(S): 0 초과 0.003% 이하, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.01 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%, 니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%, 구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%, 크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%, 몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%, 바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는, 본 발명의 일 구체예에 따른 초고강도 고인성 후강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대해 상세히 설명한다 (각 성분의 함량은 전체 강판에 대한 중량% 로서, 이하에서는 %로 표시함).
탄소(C) : 0.07 ~ 0.18%
탄소(C)는 제강에 있어서 가장 중요한 합금 원소이며, 본 발명에서는 기본적인 강도 및 미세소직 확보를 위하여 첨가된다. 오스테나이트 내 높은 탄소(C) 농도는 오스테나이트 안정도를 향상시켜 재질 향상을 위한 적절한 오스테나이트 확보에 용이하다. 하지만 지나치게 높은 탄소(C) 함량은 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락을 가져올 수 있고, 냉각 중 펄라이트 등 시멘타이트 석출조직이 다수 생성될 수 있기 때문에, 탄소(C)는 강판 전체 중량의 0.07 ~ 0.18% 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 탄소를 0.1% 미만으로 포함시 강판의 강도 확보가 어려우며, 0.18%를 초과하여 포함시 초정 페라이트의 형성으로 인해 슬라브에 크랙이 발생할 가능성이 높아지며, 펄라이트 상의 분율이 높아져 원하는 미세 조직을 확보하기 어려워진다.
실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.40%
실리콘(Si)은 알루미늄(Al)과 더불어 탈산재로 작용하며, 고용강화에 효과적으로 작용하는 원소이다. 또한, 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 형성을 유도함으로써 강의 인성 및 연성을 개선하는 데 효과적이다. 실리콘(Si)은 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.40%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)을 0.05% 미만으로 첨가시 원하는 효과를 기대할 수 없으며, 반대로 과도하게 첨가시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성될 수 있고, 열간압연 시 압연부하를 높이기 때문에 상한은 강판 전체 중량의 0.40% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
망간(Mn) : 1.00 ~ 1.50%
망간(Mn)은 철(Fe)과 유사한 원자 직경을 갖는 치환형 원소로서 고용강화에 매우 효과적인 원소이며, 오스테나이트 안정화 원소이다. 또한 망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다. 하지만 지나치게 높은 망간(Mn)의 첨가는 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있기 때문에 강판 전체 중량의 1.0 ~ 1.50%로 첨가하는 것이 바람직하다.
인(P): 0 초과 0.012중량% 이하
인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 용접부 인성을 저하시키는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0 초과 ~ 0.012중량%로 제한하였다.
황(S): 0 초과 0.003중량% 이하
황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 모재 및 용접부 인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0 초과 ~ 0.003중량%로 제한하였다.
가용성 알루미늄(Sol_Al): 0.01 ~ 0.08%
가용성 알루미늄(Sol_Al)은 탈산재로 사용되는 동시에 실리콘(Si)과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 오스테나이트를 안정화하는 역할을 하며 강도를 향상시키는 역할을 한다. 가용성 알루미늄(Sol_Al)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.08%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(Sol_Al)의 함량이 0.01중량% 미만일 경우에는 오스테나이트 안정화 효과를 기대하기 어렵다. 반대로, 가용성 알루미늄(Sol_Al)의 함량이 0.08%를 초과할 경우에는 제강시 노즐 막힘 문제가 발생할 수 있고, 주조시 Al 산화물 등에 의하여 열간 취성이 발생하여 크랙 발생과 연성이 저하되는 문제가 있다.
니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%
니오븀(Nb)은 고온에서 강에 포함되는 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성하고, 이러한 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 인성을 모두 향상시킨다. 니오븀(Nb)은 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.04%의 함량으로 첨가된다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005% 미만일 경우에는 니오븀(Nb) 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.04%를 초과할 경우에는 극후 강판의 인성을 저하시킬 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%
티타늄(Ti)은 산소, 질소 및 황과 결합력이 강해 탈산, 탈질, 탈황재로 효과가 크며, 탄소와도 친해 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 슬라브 가열 단계에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방해하여 강판의 인성을 향상시킬 수 있다. 티타늄(Ti)은 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.025%의 함량으로 첨가된다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만일 경우에는 인성 향상의 효과가 미미하다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.025%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 극후 강판의 인성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%
니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는 데 효과적인 원소이다. 상기 니켈(Ni)은 강판 전체 중량의 1.0 ~ 2.0%의 함량으로 첨가된다. 니켈(Ni)의 함량이 1.0% 미만일 경우에는 니켈(Ni) 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 2.0%를 초과하면 용접성을 저해하며 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%
구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강재의 경화능 및 저온 및 충격인성을 향상시키는 역할을 한다. 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.35%의 함량으로 첨가된다. 구리(Cu)의 함량이 0.01% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.35%를 초과할 경우에는 적열취성을 유발할 수 있다.
크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%
크롬(Cr)은 담금질성을 높이고 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 또한, 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 하지만 함량이 증가할수록 크롬(Cr)과 산소가 결합하여 생성된 Cr-O2에 의해 국부 부식이 일어나며, 인성이 저하된다. 따라서, 크롬(Cr)의 함량을 강재 전제 중량의 0.30 ~ 0.90%로 제어한다. 크롬(Cr)의 함량이 0.30%를 미만일 경우에는 강도 및 담금질성이 충분하지 않을 수 있다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.90%를 초과할 경우에는 내용접균열특성이 저하될 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%
몰리브덴(Mo)은 강의 담금질성을 높이고, 항복강도 및 인장강도를 모두 향상시키는 역할을 한다. 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.20 ~ 0.75%의 함량으로 첨가된다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.20% 미만일 경우에는 항복강도 및 인장강도가 충분하지 않을 수 있다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.75%를 초과할 경우에는 강판의 인성 및 연성을 저하시킬 수 있다.
바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%
바나듐(V)은 탄소(C) 또는 질소(N)와 결합하여 V(C, N) 석출물을 형성하여 강도 향상에 기여하고, 경화능을 향상시키는 원소이다. 상기 바나듐(V)은 강판 전체 중량에 대하여 0.01 ~ 0.06% 포함된다. 상기 바나듐(V)이 0.01 중량% 미만으로 포함되는 경우 그 첨가 효과가 미미하고, 바나듐(V)이 0.06%를 초과하는 경우 더 이상의 효과는 기대하기 어렵고 제조원가만 상승한다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
상기한 바와 같이, 본 발명의 후강판은 강의 합금 성분의 조성을 적절히 제어함으로써, 템퍼드 베이나이트(Tempered Bainite) 분율이 60% 이상이고, 템퍼트 마르텐사이트(Termpered Mattensite) 분율이 30% 이하이며, 입상 베이나이트(Granular Bainite) 분율이 10% 이하인 미세조직을 갖는다. 강판의 미세조직 중 마르텐사이트의 면적 분율이 너무 높은 경우 저온 인성이 저하될 수 있고 입상 형태의 베이나이트 면적 분율이 너무 높은 경우, 강도의 저하와 저온 인성이 저하될 수 있다. 본 발명의 후강판은 템퍼트 마르텐사이트(Termpered Mattensite)의 분율을 30% 이하, 입상 베이나이트(Granular Bainite)의 분율을 10% 이하로 제어함으로써 고강도와 함께 저온인성을 확보할 수 있다.
본 발명의 상기 후강판은 또한, 두께 1/4 부위에서의 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트의 패킷(packet) 사이즈가 20㎛ 이하이며, 1/2 부위에서의 패킷 사이즈가 30㎛ 이하로서, 우수한 강도를 확보하면서도 균일한 미세조직을 갖는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명의 후강판은 M3C, M23C6, M7C3 계(M = Fe, Cr, Mn) 탄화물이 100㎚ 이하의 크기로 고르게 분산 석출되어 있는 것을 특징으로 한다. 또한, 50㎚ 이하의 미세한 TiNbC 석출물이 고르게 분포되어 있어, 석출강화와 전위 이동 억제에 의해 고강도를 확보할 수 있다.
상기한 본 발명의 후강판은 항복강도(YS)가 690MPa 이상, 인장강도(TS)가 770MPa 이상으로 높은 강도를 가지며, -60℃의 저온에서의 충격흡수에너지가 50J 이상의 고인성을 나타내어, 대형 해양 구조물, 선박, 건축 및 교량 등에 사용 시 다양한 하중환경에서 오랜 기간 안정성을 확보할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 초고강도 고인성 후강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
초고강도 고인성 후강판의 제조방법
본 발명의 다른 관점은, 극심한 하중과 풍랑에 견뎌야 하는 장대교량 및 대형 해양구조물 등에 적용될 수 있으며, 항복강도 및 인장강도가 높고, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 구체예에 따른 저온인성이 우수한 고강도 후강판의 제조방법은, 전술한 합금 조성으로 이루어진 강 슬라브를 1,050 ~ 1,250℃에서 재가열하는 단계, 가열된 상기 슬라브를 FDT: 750 ~ 950℃의 조건으로 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 450 ~ 550℃의 냉각 종료온도와 5℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계, 상기 강판을 900 ~ 950℃의 온도에서 재가열하는 단계, 상기 강판을 8℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 620 ~ 670℃의 범위에서 템퍼링하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 저온인성이 우수한 고강도 후강판의 제조방법에서 반제품 상태의 슬라브 판재는 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다. 상기 슬라브 판재는, 중량%로, 탄소(C): 0.10 ~ 0.18%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00 ~ 1.50%, 인(P): 0 초과 0.012% 이하, 황(S): 0 초과 0.003% 이하, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.01 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%, 니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%, 구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%, 크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%, 몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%, 바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
먼저, 열간 압연을 위해 상기 슬라브 판재의 재가열 단계가 진행된다. 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 연속 주조 공정을 통해 확보한 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature): 1,050 ~ 1,250℃로, 바람직하게는 1,100 ~ 1,200℃로 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용하게 된다. 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1,050℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못해 합금 원소의 균질화 효과를 크게 보기 어렵고, 티타늄(Ti)이나 니오븀(Nb)의 고용 효과를 크게 보기 어렵다는 문제점이 있다. 슬라브 재가열 온도(SRT)는 고온일수록 균질화에 유리하나 1,250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 뿐만 아니라 소부경화능 및 내시효성도 감소하고, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
열간 압연 단계에서는 재가열된 슬라브 판재를 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT): 750 ~ 950℃의 조건으로 마무리 열간 압연한다. 이때, 마무리 압연 온도(FDT)가 750℃ 미만으로 너무 낮으면, 이상영역(α+Υ) 압연에 의한 혼립 조직이 발생으로 강판의 가공성 확보가 어렵고, 미세조직 불균일에 따라 가공성이 저하되는 문제가 있을 뿐만 아니라 급격한 상 변화에 의해 열간압연중 통판성의 문제가 발생한다. 마무리 압연 온도(FDT)도 SRT와 마찬가지로 고온일수록 균질화에 유리하며 SRT 및 패스(pass) 수에 따라 결정되나, 마무리 압연 온도(FDT)가 950℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 소부경화능 및 내시효성이 감소한다.
냉각 단계에서는 열간 압연 판재의 오스테나이트 결정립이 계속 성장하여 조대화되는 것을 방지하기 위하여 냉각을 실시하는데, 이 때 5℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각속도가 5℃/sec보다 낮을 경우 열간압연 종료 후에도 결정립의 성장이 계속되어 결정립이 조대해질 수 있으며, 궁극적으로는 충격인상의 저하를 야기할 수 있다.
다음에, 저온 변태조직을 얻기 위하여, 상기 열간압연 후 냉각된 강판을 900 ~ 950℃의 온도로 재가열하고, 상기 강판을 8℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한다. 상기 재가열 공정에 의해 단단한 조직의 마르텐사이트 또는 베이나이트 조직이 만들어지고 급속 냉각에 의해 강판의 강도가 증가하게 된다. 하지만, 급속 냉각에 의해 강도는 높아지나 연신율 및 저온 인성은 떨어지기 때문에, 강판을 620 ~ 670℃ 범위의 온도에서 템퍼링하는 단계를 수행한다. 템퍼링 단계는, 템퍼링 파라미터가 21,000 이상이 되도록 수행하는 것이 바람직하다. 템퍼링 파라미터(템퍼링 파라미터(Tempering parameter)는 다음과 같이 정의된다.
템퍼링 파라미터 = T(20 + log10t)
여기서, T는 템퍼링 온도(K)를 나타내고, t는 강판의 두께(mm)를 각각 나타낸다. 템퍼링 파라미터가 21,000 이하일 경우 템퍼드 마르텐사이트 분율이 증가하여 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 21,000 이상의 템퍼링 파라미터를 얻기 위한 적절한 템퍼링 온도는 620 ~ 670℃가 바람직하다. 템퍼링 단계 후 강판은 템퍼드 마르텐사이트 또는 템퍼드 베이나이트 조직을 갖게 되어 높은 강도와 함께 높은 연신율 및 저온인성을 갖게 된다.
본 발명은 니켈(Ni)의 함유량을 낮게 조절하고 합금 성분계 및 열간압연 공정을 최적화하여 두께 50~70㎚의 후강판을 제조함으로써 장대교량 및 대형 해양구조물 등에 적용될 수 있으며, 종래에 주로 적용되던 항복강도 500MPa의 강에 비해 보다 얇은 두께의 구조물 설계가 용이하여 구조물의 제조원가를 절감하고 무게를 줄일 수 있는 장점이 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 실시예일뿐 본 발명의 범위가 이러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
실시예
하기 표 1 및 표 2와 같은 조성을 갖는 강 슬라브를 마련한 후 하기 표 3에 제시된 공정 조건으로 재가열, 열간 압연, 압연 후 냉각, 재가열, 급속 냉각 및 템퍼링을 각각 실시하였다.
구분 C Si Mn P S S_Al Cu Ni Cr
발명강1 0.148 0.230 1.26 0.0095 0.0018 0.032 0.198 1.53 0.81
발명강2 0.148 0.278 1.05 0.0088 0.0018 0.054 0.103 1.20 0.88
비교강1 0.15 0.30 1.05 0.0072 0.0012 0.033 0.11 3.3 1.48
비교강2 0.14 0.25 1.24 0.0077 0.0019 0.021 0.20 2.77 0.83
구분 Mo Nb V Ti Ceq
발명강1 0.520 0.007 0.020 0.017 0.74
발명강2 0.415 0.039 0.019 0.017 0.79
비교강1 0.43 0.043 0.024 0.017 0.75
비교강2 0.51 - 0.021 0.015 0.67
구분
 재가열온도(℃) 압연시작온도(℃) 압연종료온도(℃) 냉각속도(℃/s) 재가열온도(℃) 냉각속도(℃/s) 냉각종료온도(℃) 템퍼링온도(℃)
발명강1 1154 1052 889 7 900 11 500 650
발명강2 1152 947 802 8 900 11 500 650
비교강1 1151 849 798 0.63 900 12 490 625
비교강2 1153 1047 905 0.9 900 11 490 625
이렇게 제조된 발명강 1, 2 및 비교강 1, 2에 대해 조직 분율, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 총연신율(EL) 및 -60℃ 충격흡수 에너지를 각각 측정하여 표 4에 나타내었다.
구분 템퍼드 마르텐사이트 분율 (%) 템퍼드 베이나이트 분율 (%) 입상 베이나이트 분율 (%)
YS
(MPa)
TS
(MPa)
EL
(%)		 충격흡수에너지(J)
@-60℃, 1/t 부위
발명강1 < 30 > 60 < 10 739 818 18 172
발명강2 < 30 > 60 < 10 743 833 15 154
비교강1 > 50 < 30 < 20 859 924 13 78
비교강2 > 50 < 30 < 20 868 926 14 86
표 4를 참조하면, 본 발명에서 제시하는 성분 함량 및 공정조건을 만족하는 발명강 1 및 2의 경우, 템퍼드 베이나이트의 분율이 60% 이상이고, 템퍼트 마르텐사이트의 분율이 30% 이하이며, 입상 베이나이트의 분율이 10% 이하인 미세조직을 갖는다. 강판의 미세조직 중 마르텐사이트의 면적 분율이 너무 높은 경우 저온 인성이 저하될 수 있고 입상 형태의 베이나이트 면적 분율이 너무 높은 경우, 강도의 저하와 저온 인성이 저하될 수 있다. 상기 발명강 1 및 2의 경우 템퍼트 마르텐사이트의 분율이 30% 이하, 입상 베이나이트의 분율이 10% 이하로 제어되어, -60℃에서 측정한 충격흡수 에너지가 150J 이상을 나타내어 고강도와 함께 저온인성이 우수함을 확인할 수 있다. 이에 반해, 비교강의 경우 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 50%를 초과하여 -60℃의 저온에서 측정한 충격흡수 에너지가 100J 이하의 값을 나타내어 본 발명과 저온 인성에 있어서 확연히 차이가 남을 알 수 있다.
도 1은 본 발명에서 제시하는 합금 성분비와 공정조건을 만족하는 발명강 1에 대해, 강판 두께의 1/4 및 1/2 지점의 온도에 따른 충격흡수 에너지 측정 결과를 나타낸 그래프이다.
도 1을 참조하면, 1/4t 지점에서 측정된 충격흡수 에너지의 경우 -60℃에서170~180J의 값을 나타내며, -80℃에서도 140J 내외의 높은 충격흡수 에너지값을 나타내었다. 또한, 1/2T 지점, 즉 강판의 두께 중심부에서 측정된 값의 경우에도 -60℃에서는 80J 이상의 값을 나타내며, -60℃에서도 60~80J의 높은 값을 나타내어 저온 인성이 우수함을 알 수 있다.
도 2는 본 발명에서 제시하는 합금 성분비와 공정조건을 만족하는 발명강 2의 미세조직을 관찰하기 위하여 강판 두께의 1/4 및 1/2 지점을 1000배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진들이다.
도시된 바와 같이, 템퍼드 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트가 주요상을 이루는 것을 볼 수 있으며, 두께 1/4 부위에서의 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트의 패킷(packet) 사이즈는 10 ~ 20㎛, 1/2 부위에서의 패킷 사이즈는 20 ~ 30㎛로 측정되어 고르게 분포하고 있음을 알 수 있다.
도 3은 발명강 2의 템퍼링 파라미터에 따른 물성 변화를 측정하여 나타낸 그래프들이다.
도 3을 참조하면, (a)는 템퍼링 파라미터에 따른 발명강 2의 항복강도를, (b)는 템퍼링 파라미터에 따른 발명강 2의 인장 강도를, 그리고 (c)는 템퍼링 파라미터에 따른 발명강 2의 연신율을 각각 나타낸다.
항복 강도와 인장 강도의 경우 템퍼링 파라미터가 20,000 부근에서 가장 높은 값을 나타내었다 템퍼링 파라미터가 증가함에 따라 감소하는 추세를 보이고, 연신율의 경우 템퍼링 파라미터값이 20,000 부근에서 가장 낮은 값을 나타내다 21,000 부근부터 급격하게 증가하는 추세를 나타내었다. 따라서, 강판의 강도와 연신율, 그리고 저온 인성을 고려할 때, 템퍼링 파라미터값이 21,000 이상일 때 고강도 및 우수한 연신율, 저온인성을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
도 4는 발명강 2의 템퍼링 파라미터에 따른 충격특성 변화를 알아보기 위하여 도시한 현미경 관찰 사진 및 XPS 회절패턴 사진이다.
도 4를 참조하면, 100nm의 크기의 M7C3계 탄화물이 관찰되었으며 전체적으로 분산되어 있음을 알 수 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. 중량%로, 탄소(C): 0.10 ~ 0.18%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00 ~ 1.50%, 인(P): 0 초과 0.012% 이하, 황(S): 0 초과 0.003% 이하, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.01 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%, 니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%, 구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%, 크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%, 몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%, 바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    판두께 50~70mm의 후강판에서 항복강도 690MPa 이상, 인장강도 770MPa 이상, 그리고 -60℃에서의 충격흡수에너지가 120J 이상인 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은,
    템퍼드 베이나이트 분율(Tempered Bainite)이 60% 이상이고, 템퍼트 마르텐사이트(Termpered Mattensite) 분율이 30% 이하이며, 입상 베이나이트 분율(Granular Bainite)이 10% 이하인 미세조직을 갖는,
    강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은,
    두께 1/4 부위에서의 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트의 패킷(Packet) 사이즈가 20㎛ 이하이며, 1/2 부위에서의 패킷 사이즈가 30㎛ 이하인,
    강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 강판은,
    M3C, M23C6, M7C3 (M = Fe, Cr, Mn) 계 탄화물의 100nm 이하의 크기로 분산석출되어 있고,
    50nm 이하의 미세한 TiNbC 석출물이 고르게 분포되어 있는,
    강판.
  5. (a) 중량%로, 탄소(C): 0.10 ~ 0.18%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00 ~ 1.50%, 인(P): 0 초과 0.012% 이하, 황(S): 0 초과 0.003% 이하, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.01 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.005 ~ 0.04%, 티타늄(Ti): 0.005 ~ 0.025%, 니켈(Ni): 1.0 ~ 2.0%, 구리(Cu): 0.10 ~ 0.35%, 크롬(Cr): 0.30 ~ 0.90%, 몰리브덴(Mo): 0.20 ~ 0.75%, 바나듐(V): 0.01 ~ 0.06%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1,050 ~ 1,250℃에서 재가열하는 단계;
    (b) 가열된 상기 슬라브를 FDT: 750 ~ 950℃의 조건으로 열간압연하는 단계;
    (c) 상기 열간압연된 강판을 450 ~ 550℃의 냉각 종료온도와 5℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계;
    (d) 상기 강판을 900 ~ 950℃의 온도에서 재가열하는 단계; 및
    (e) 상기 강판을 8℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 620 ~ 670℃의 범위에서 템퍼링하는 단계를 포함하는,
    강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 (e) 단계 후의 상기 강판은,
    템퍼드 베이나이트 분율(Tempered Bainite)이 60% 이상이고, 템퍼트 마르텐사이트(Termpered Mattensite) 분율이 30% 이하이며, 입상 베이나이트 분율(Granular Bainite)이 10% 이하인 미세조직을 갖는,
    강판의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 (e) 단계는,
    하기 수식으로 정의되는 템퍼링 파라미터(Tempering parameter)가 21,000 이상이 되도록 수행하는,
    강판의 제조방법.
    템퍼링 파라미터 = T(20 + log10t)
    (여기서, T는 템퍼링 온도(K)를 나타내고, t는 강판의 두께(mm)를 각각 나타냄)
KR1020180163931A 2018-12-18 2018-12-18 초고강도 고인성 강판 및 그 제조방법 KR102155430B1 (ko)

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