KR20220093879A - 물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 극후물 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%, 보론(B): 0.0005% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 가지고, 중심부는 베이나이틱 페라이트의 미세조직을 가진다.

Description

물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조방법{Ultra thick steel having uniform physical properties and excellent weldability and method of manufactured the same}
본 발명의 기술적 사상은 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 교량이나 건축물과 같은 안정화에 관심이 대두되고 있어, 고강도 고기능을 가진 극후물 강재에 대한 요구가 증가 하고 있다. 종래의 50 mm 이상 두께를 가지는 극후물 강재는 표면부와 중심부의 온도 차이가 크므로, 표면부와 중심부의 재질 차이가 발생할 수 있다. 종래에는, 인장강도 80 Kg급 극후물 강재를 제조할 경우에는, 담금질 및 템퍼링 공정을 이용하였다. 그러나, 상기 제조 방법은, 압연, 담금질 및 템퍼링의 3 단계의 공정을 수행하므로, 공정 시간과 공정 비용이 증가되는 한계가 있고, 생산성이 감소된다. 또한, 담금질을 위하여는 강재의 소입성을 증가시켜야 하며, 이를 위하여 합금원소를 다량 첨가하므로, 결과적으로 용접성이 저하될 수 있다.
일본특허출원번호 제2015-127302호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 극후물 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%, 보론(B): 0.0005% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 가지고, 중심부는 베이나이틱 페라이트의 미세조직을 가질 수 있다,
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 극후물 강재는, 65 mm ~ 240 mm 범위의 이상 직경(DI)를 가질 수 있다. (여기에서, DI (mm) = 0.54[C] x (3.38[Mn]+1) x exp(0.31[Ni]) x (2.13[Cr]+1) x (3[Mo] +1) x (0.7[Si] +1) x (0.365[Cu] +1) x (1.73[V] +1) x 25.4 임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 극후물 강재는, 항복강도(YS): 700 MPa ~ 800 MPa, 인장강도(TS): 800 MPa ~ 1,000 MPa, 연신율(EL): 15% ~ 25%, 및 경도: 250 Hv ~ 350 Hv 를 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 10% ~ 20%이고, 상기 베이나이틱 페라이트의 분율은 80% ~ 90%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 표면부에서 10 mm 이하의 깊이에서 형성될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 극후물 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%, 보론(B): 0.0005% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,150℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 850℃ ~ 890℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 공기 중에서 800℃ ~ 820℃ 범위의 온도에서 종료되도록 공랭하는 공랭대기하는 단계; 및 상기 공랭대기한 강재를 480℃ ~ 530℃의 냉각정지온도로 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉각하는 단계는, 10℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로 수행할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉각하는 단계에서, 상기 극후물 강재의 표면부는 비등 천이구간으로 냉각되어, 마르텐사이트를 형성한 후에, 상기 극후물 강재의 중심부의 복열에 의하여 다시 승온되어, 상기 마르텐사이트가 템퍼트 마르텐사이트로 변화될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 65 mm ~ 240 mm 범위의 이상 직경(DI)를 가질 수 있다. (여기에서, DI (mm) = 0.54[C] x (3.38[Mn]+1) x exp(0.31[Ni]) x (2.13[Cr]+1) x (3[Mo] +1) x (0.7[Si] +1) x (0.365[Cu] +1) x (1.73[V] +1) x 25.4 임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 극후물 강재의 제조방법에 의하여 제조된 극후물 강재는, 항복강도(YS): 700 MPa ~ 800 MPa, 인장강도(TS): 800 MPa ~ 1,000 MPa, 연신율(EL): 15% ~ 25%, 및 경도: 250 Hv ~ 350 Hv 를 만족하고, 표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 가지고, 중심부는 베이나이틱 페라이트의 미세조직을 가질 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 추가설비를 사용하지 않고 80 kg 급 극후물 강재를 제조할 수 있으며, TMCP 공정 중에서 가속냉각제어를 통하여 SCS 만을 적용하여 물성 편차가 최소화된 극후물 강재를 제조할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 제조방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 제조방법에서 냉각단계에서의 온도 변화를 나타내는 시간-온도 그래프이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 두께 방향에 대한 항복강도와 인장강도를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 두께 방향에 대한 경도를 나타내는 그래프이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명의 기술적 사상은 교량 또는 건축물에 사용되는 구조용 강재로서, 800 N/mm2 급 고강도 극후물 강재에 관한 것으로, TMCP(thermo-mechanical control process)를 사용하며, 합금 원소를 낮은 수준으로 첨가하여도 우수한 재질특성을 나타내는 조직을 가지는 극후물 강재에 관한 것이다. 이러한 우수한 재질 특성을 나타내는 조직을 균일하게 얻기 위하여, 소입성 확보를 위한 적절한 합금 설계 및 TMCP 제조법 적용 시 냉각온도 최적화를 구현할 필요가 있다.
본 발명에서는, 소입성 확보를 위한 기준 성립을 위해 이상 직경(Ideal diameter, DI) 개념을 도입하여, 표면부 및 중심부의 강도를 확보하기 위한 최소 이상 직경을 제안한다. 또한, 종래의 담금질 및 템퍼링 공정을 TMCP 공정으로 대체하여 사용함으로써, 생산성을 향상시킬 수 있고, 소입성 확보를 위한 기준을 수립할 수 있다.
종래의 한계를 극복하기 위하여, 후판 압연공정 중 가속 냉각제어(Accelerated cooling controller) 단계에서, SCS(Spray cooling system)만을 사용하여 극후물 강재의 폭과 길이 재질 편차를 감소시킬 수 있다. 상기 SCS를 적용하면, 열전달 급속하게 증가되어 온도 제어가 어려운 영역인 비등 천이영역을 순간적으로 지나게 되어 극후물 강재의 폭과 길이에서의 온도 편차를 감소시킬 수 있다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 물성 균일성 및 우수한 용접성을 가지는 극후물 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
극후물 강재
본 발명에 따른 극후물 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%, 보론(B): 0.0005% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 극후물 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.04% ~ 0.10%
탄소는 강재의 강도를 확보하기 위해 첨가된다. 탄소의 함량이 0.04% 미만인 경우에는, 강도가 저하될 수 있다. 탄소의 함량이 0.10%를 초과하는 경우에는, 강재의 강도는 증가하나 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 탄소는 극후물 강재 전체 중량의 0.04% ~ 0.10%로 첨가하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%
실리콘은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘은 고용강화 효과를 갖는다. 실리콘의 함량이 0.10% 미만인 경우에는, 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 실리콘의 함량이 0.30%를 초과하는 경우에는, 강재 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘은 극후물 강재 전체 중량의 0.10% ~ 0.30%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%
망간은 오스테나이트 안정화 원소로서, Ar3 점을 낮추어 제어압연 온도 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다. 망간의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 망간의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는, 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 망간은 극후물 강재 전체 중량의 1.5% ~ 3.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%
크롬은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 크롬의 함량이 0.1% 미만인 경우에는, 상기의 크롬 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 크롬의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 용접성이 저하될 수 있고, 열영향부(HAZ) 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 크롬은 극후물 강재 전체 중량의 0.1% ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%
니켈은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히 니켈은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 니켈의 함량이 0.3% 미만인 경우에는, 상기의 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 니켈의 함량이 0.8%를 초과하는 경우에는, 적열취성을 유발할 수 있다. 따라서, 니켈은 극후물 강재 전체 중량의 0.3% ~ 0.8%로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%
알루미늄은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다. 알루미늄의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 상기의 알루미늄 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 알루미늄의 함량이 0.06%를 초과하는 경우에는, 비금속 개재물인 알루미늄 산화물을 형성하여 저온 충격인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 알루미늄은 극후물 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.06%로 첨가하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%
티타늄은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 열연 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 티타늄의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화를 발생할 수 있다. 티타늄의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강재의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시킬 수 있다. 따라서, 티타늄은 극후물 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%
니오븀은 고온에서 탄소 및 질소와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 저온인성을 향상시킨다. 니오븀의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 니오븀의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 강재의 용접성을 저하시키며, 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 있다. 따라서, 니오븀은 극후물 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%
바나듐은 저온에서 탄소와 탄화물을 형성하여 강도를 향상시킨다. 바나듐의 함량이 0.01% 미만일 경우에는, 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 바나듐의 함량이 0.07%를 초과하는 경우에는, 과다한 석출로 인해 열간압연 공정의 연주성, 압연성 및 연신율이 저하될 수 있고, 비용을 증가시킬 수 있다. 따라서, 바나듐은 극후물 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.07%로 첨가되는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%
구리는 니켈과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다. 구리의 함량이 0.2% 미만일 경우에는, 구리 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 구리의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발할 수 있다. 따라서, 구리는 극후물 강재 전체 중량의 0.2% ~ 0.5%로 첨가되는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%
몰리브덴은 경화능을 증가시키고, 페라이트 미세화 및 이에 따른 페라이트 강도 향상의 효과가 있다. 몰리브덴의 함량이 0.3% 미만일 경우에는, 몰리브덴 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 몰리브덴의 함량이 0.9%를 초과하는 경우에는, 연신율이 크게 감소할 수 있다. 따라서, 몰리브덴은 극후물 강재 전체 중량의 0.3% ~ 0.9%로 첨가되는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0005% ~ 0.003%
보론은 강력한 소입성 원소로서, 인의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인의 편석이 발생할 경우에는 2차 가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론을 첨가하여 인의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다. 보론의 함량이 0.0005% 미만일 경우에는, 보론 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 보론의 함량이 0.003%를 초과하는 경우에는, 보론 산화물의 형성으로 강재의 표면 품질을 저해할 수 있다. 따라서, 보론은 극후물 강재 전체 중량의 0.0005% ~ 0.003%로 첨가되는 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%
인은 강도 향상에 일부 기여하나, 용접부 인성 및 저온 충격인성을 저하시키고, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 줄 수 있다. 따라서, 인은 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인은 극후물 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하였다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.01%
황은 인과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하고, 저융점 원소로서 입계 편석 가능성이 높아 인성을 저하시킨다. 황의 함량이 0.01%를 초과하면 모재 및 용접부 인성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 황은 극후물 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01%로 제한하였다.
상기 극후물 강재의 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.
상기 극후물 강재의 소입성의 확보를 위한 이상 직경(DI)는 식 1과 같다.
[식 1]
DI (mm) = 0.54[C] x (3.38[Mn]+1) x exp(0.31[Ni]) x (2.13[Cr]+1) x (3[Mo] +1) x (0.7[Si] +1) x (0.365[Cu] +1) x (1.73[V] +1) x 25.4
상기 식 1에서, [C], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo], [Si], [Cu], 및 [V]은, 상기 극후물 강재에 포함되는 탄소(C), 망간(Mn), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 실리콘(Si), 구리(Cu), 및 바나듐(V)의 함량이며, 각각의 단위는 중량%이다.
상기 극후물 강재는 상기 식 1에 따른 이상 직경(DI)은, 예를 들어 9.8 mm ~ 240 mm 범위일 수 있고, 예를 들어 65 mm ~ 240 mm 범위일 수 있다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조 방법을 통해 제조된 상기 극후물 강재는, 항복강도(YS): 700 MPa ~ 800 MPa, 인장강도(TS): 800 MPa ~ 1,000 MPa, 연신율(EL): 15% ~ 25%, 및 경도: 250 Hv ~ 350 Hv 를 만족한다.
상기 극후물 강재는 표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 가지고, 중심부는 베이나이틱 페라이트의 미세조직을 가질 수 있다.
상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은, 예를 들어 10% ~ 20%일 수 있고, 상기 베이나이틱 페라이트의 분율은 나머지 분율일 수 있고, 예를 들어 80% ~ 90%일 수 있다. 상기 분율은 상기 극후물 강재의 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 표면부에서, 예를 들어 10 mm 이하의 깊이에서 형성될 수 있고, 예를 들어 0 mm 초과 ~ 10 mm 범위의 깊이에서 형성될 수 있다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 극후물 강재의 제조방법에 관하여 설명한다.
극후물 강재의 제조방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 제조방법을 나타낸 공정 순서도이다.
본 발명에 따른 극후물 강재의 제조방법에서 대상이 되는 강재인 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%, 보론(B): 0.0005% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 제조방법은, 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 공랭대기 단계(S130); 및 냉각단계(S140)를 포함한다.
구체적으로, 상기 극후물 강재의 제조방법은, 상기 조성을 가지는 강재를 1,150℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계(S110); 상기 재가열된 강재를 850℃ ~ 890℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계(S120); 상기 열간압연된 강재를 공기 중에서 800℃ ~ 820℃ 범위의 온도에서 종료되도록 공랭하는 공랭대기하는 단계(S130); 및 상기 공랭대기한 강재를 480℃ ~ 530℃의 냉각정지온도로 냉각하는 단계(S140);를 포함할 수 있다.
재가열 단계(S110)
재가열 단계(S110)에서는, 상기의 조성을 갖는 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 예를 들어 1,150℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,150℃ 미만인 경우에는, 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커질 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려울 수 있다. 또한 재가열 온도가 올라갈수록 가열 비용 및 열간압연 온도를 맞추기 위한 추기 시간 소요 등으로 제조 비용 상승 및 생산성 저하를 야기하는 문제점이 있다.
열간압연 단계(S120)
열간압연 단계(S120)에서는, 상기 재가열된 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 폭압연, 조압연, 및 사상압연으로 연속적으로 수행될 수 있다. 상기 열간압연 단계에 의하여, 상기 강재는 극후물 강재를 형성할 수 있다.
상기 열간압연은, 즉 상기 사상압연은, 예를 들어 Ar3 이상의 온도에서, 예를 들어 850℃ ~ 890℃의 마무리 압연 종료온도(finish rolling temperature, FRT)에서 종료될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 850℃ 미만인 경우에는, 이상역 압연이 발생하여 불균일 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 890℃를 초과하는 경우에는, 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하될 수 있다. 열간압연 단계(S120)에서 누적 압하율은, 예를 들어 60% ~ 70% 일 수 있다.
공랭대기 단계(S130)
공랭대기 단계(S130)에서는, 열간압연 단계(S120)를 종료한 후, 공기 중에서 냉각이 수행되면서 상기 강재가 공기 중에서 대기하는 단계이다. 공랭대기 단계(S130)는, 열간압연이 종료된 온도에서 하기의 냉각이 시작되기 전의 온도 범위에서 수행될 수 있다. 공랭대기 단계(S130)는, 예를 들어 850℃ ~ 890℃에서 시작되고, 800℃ ~ 820℃ 범위의 온도에서 종료될 수 있고, 예를 들어 10초 ~ 1000초 동안의 지속시간을 가질 수 있고, 1℃/초 ~ 5℃/초의 냉각속도를 가질 수 있다. 이러한 공랭대기에 의하여 상기 극후물 강재의 중심부와 표면부의 온도를 균일하게 제어할 수 있다.
냉각 단계(S140)
냉각 단계(S140)에서는, 상기 공랭대기한 강재를, 예를 들어 10℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로, 예를 들어 480℃ ~ 530℃의 냉각정지온도로 냉각한다. 상기 냉각은 800℃ ~ 820℃ 범위의 온도에서 시작될 수 있다. 상기 냉각은 수냉 방식으로 수행될 수 있고, 상기 냉각속도를 얻을 수 있는 공랭 방식도 가능할 수 있다. 상기 냉각은 가속냉각제어(accelerated cooling control, ACC)를 이용하여 수행될 수 있다.
냉각 단계(S140)에서, 상기 극후물 강재의 표면부는 비등 천이구간으로 냉각되어, 마르텐사이트를 형성한 후에, 상기 극후물 강재의 중심부의 복열에 의하여 다시 승온되어, 상기 마르텐사이트가 템퍼트 마르텐사이트로 변화될 수 있다. 중심부에서는 베이나이틱 페라이트가 형성될 수 있다. 여기에서, "중심부"는 상기 표면부 안쪽의 영역을 통칭하여 의미하며, "복열"은 상기 중심부가 내포하고 있는 열에너지를 의미한다.
이어서, 상기 냉각된 극후물 강재를 공랭으로 상온, 예를 들어 0℃ ~ 40℃로 냉각할 수 있다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 제조방법에서 냉각단계에서의 온도 변화를 나타내는 시간-온도 그래프이다.
도 2를 참조하면, 냉각 단계에서 냉각시작온도에서 극후물 강재에 냉각수가 주입되면, 표면부는 급격하게 온도가 저하되어 냉각종료온도, 예를 들어 500℃ 이하로 냉각되어 비등 천이구간에 도달하게 된다. 이어서, 중심부의 복열이 상기 표면부로 전달되면서 상기 표면부의 온도는 다시 상승하여 비등 천이구간 이상의 냉각종료온도에 도달하게 되며, 이후에서는 상기 표면부의 온도가 냉각종료온도로 유지되도록, 상기 냉각수의 수량을 제어할 수 있다.
반면, 중심부는 상대적으로 서서히 냉각되어 상기 냉각종료온도에 도달하게 된다. 상기 표면부와 상기 중심부의 온도 변화를 평균하면, 평균 온도변화 곡선은 상기 표면부의 온도변화 곡선과 상기 중심부의 온도변화 곡선 사이에 나타나게 된다.
따라서, 표면부에서는 급격한 온도저하에 의하여 마르텐사이트가 생성된 후, 상기 복열에 의한 자체 템퍼링 효과에 의하여 상기 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변화하게 된다. 반면, 중심부에서는 냉각이 서서히 이루어지므로 베이나이틱 페라이트가 형성된다. 결과적으로, 중심부는 베이나이틱 페라이트 미세조직으로 가지고, 표면부는 템퍼드 마르텐사이트 미세조직을 가지는 극후물 강재를 제조할 수 있다.
상술한 단계를 수행하여 제조된 극후물 강재는, 예를 들어 50 mm ~ 100 mm (또는, 50T ~ 100T)의 두께를 가질 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
표 1은 극후물 강재의 제조방법에 사용된 극후물 강재의 조성을 나타낸다. 표 1에서 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다. 각각의 성분의 함량 단위는 중량%이다.
원소 C Si Mn Cr Ni Al Ti
함량 0.07 0.2 2.2 0.3 0.5 0.03 0.03
원소 Nb Cu Mo V B P S
함량 0.03 0.35 0.6 0.03 0.0015 0.01 0.005
표 2는 극후물 강재의 공정 조건 값들을 나타낸다.
공정 재가열온도
(℃)		 압연종료온도
(℃)		 냉각시작온도
(℃)		 냉각속도
(℃/초)		 냉각종료온도
(℃)
온도 1,170 870 810 15 500
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 두께 방향에 대한 항복강도와 인장강도를 나타내는 그래프이다.
도 3의 (a)를 참조하면, 상기 극후물 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 1/4w, 1/2w. 및 3/4w 에서의 항복강도가 나타나있다. 여기에서, "w"는 두께를 의미한다. 상기 극후물 강재의 두께에 대한 항복강도는 약 770 MPa ~ 780 MPa 범위이었고, 위치에 따른 차이가 약 10 MPa 이하로 매우 균일한 값을 나타내었다..
도 3의 (b)를 참조하면, 상기 극후물 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 1/4w, 1/2w. 및 3/4w 에서의 인장강도가 나타나있다. 상기 극후물 강재의 두께에 대한 인장강도는 약 940 MPa ~ 950 MPa 범위이었고, 위치에 따른 차이가 약 10 MPa 이하로 매우 균일한 값을 나타내었다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재의 두께 방향에 대한 경도를 나타내는 그래프이다.
도 4를 참조하면, 상기 극후물 강재의 압연방향에 대하여 표면으로부터 두께 방향으로 1/4w, 1/2w. 및 3/4w 에서의 측정한 경도 값이 나타나있다. 경도 값은 약 250 Hv ~ 350 Hv 범위로 나타났다. 압연방향에 대하여는 경도 값이 변화되는 경향을 나타내었다. 반면, 두께 방향에 대한 경도 값의 변화는 약 20Hv 이하로 나타났으며, 이는 재질의 편차가 거의 없이 균일한 물성을 나타냄을 의미한다.
따라서, 본 발명의 기술적 사상에 따른 극후물 강재는 항복강도, 인장강도, 및 경도 값이 두께 방향으로 균일한 물성을 가짐을 알 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%, 보론(B): 0.0005% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 가지고, 중심부는 베이나이틱 페라이트의 미세조직을 가지는,
    극후물 강재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 극후물 강재는,
    65 mm ~ 240 mm 범위의 이상 직경(DI)를 가지는,
    (여기에서, DI (mm) = 0.54[C] x (3.38[Mn]+1) x exp(0.31[Ni]) x (2.13[Cr]+1) x (3[Mo] +1) x (0.7[Si] +1) x (0.365[Cu] +1) x (1.73[V] +1) x 25.4 임)
    극후물 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 극후물 강재는,
    항복강도(YS): 700 MPa ~ 800 MPa, 인장강도(TS): 800 MPa ~ 1,000 MPa, 연신율(EL): 15% ~ 25%, 및 경도: 250 Hv ~ 350 Hv 를 만족하는,
    극후물 강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 10% ~ 20%이고,
    상기 베이나이틱 페라이트의 분율은 80% ~ 90%인,
    극후물 강재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 표면부에서 10 mm 이하의 깊이에서 형성되는,
    극후물 강재.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.10% ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0.3% ~ 0.8%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.05%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0.2% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% ~ 0.9%, 보론(B): 0.0005% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,150℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 850℃ ~ 890℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강재를 공기 중에서 800℃ ~ 820℃ 범위의 온도에서 종료되도록 공랭하는 공랭대기하는 단계; 및
    상기 공랭대기한 강재를 480℃ ~ 530℃의 냉각정지온도로 냉각하는 단계;를 포함하는,
    극후물 강재의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는, 10℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로 수행하는,
    극후물 강재의 제조방법.
  8. 제 6 항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계에서,
    상기 극후물 강재의 표면부는 비등 천이구간으로 냉각되어, 마르텐사이트를 형성한 후에,
    상기 극후물 강재의 중심부의 복열에 의하여 다시 승온되어, 상기 마르텐사이트가 템퍼트 마르텐사이트로 변화되는,
    극후물 강재의 제조방법.
  9. 제 6 항에 있어서,
    상기 강재는,
    65 mm ~ 240 mm 범위의 이상 직경(DI)를 가지는,
    (여기에서, DI (mm) = 0.54[C] x (3.38[Mn]+1) x exp(0.31[Ni]) x (2.13[Cr]+1) x (3[Mo] +1) x (0.7[Si] +1) x (0.365[Cu] +1) x (1.73[V] +1) x 25.4 임)
    극후물 강재의 제조방법.
  10. 제 6 항에 있어서,
    상기 극후물 강재의 제조방법에 의하여 제조된 극후물 강재는,
    항복강도(YS): 700 MPa ~ 800 MPa, 인장강도(TS): 800 MPa ~ 1,000 MPa, 연신율(EL): 15% ~ 25%, 및 경도: 250 Hv ~ 350 Hv 를 만족하고,
    표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 가지고, 중심부는 베이나이틱 페라이트의 미세조직을 가지는,
    극후물 강재의 제조방법.
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KR20150127302A (ko) 2008-03-07 2015-11-16 쓰리엠 이노베이티브 프로퍼티즈 컴파니 대전 방지 블록 코폴리머 감압성 접착제 및 물품

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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KR20150127302A (ko) 2008-03-07 2015-11-16 쓰리엠 이노베이티브 프로퍼티즈 컴파니 대전 방지 블록 코폴리머 감압성 접착제 및 물품

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