KR20230089767A - 고강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 육상용 풍력발전기 등에 사용될 수 있는 강재로서, 고강도 및 충격인성이 우수한 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 육상용 풍력발전기 등에 사용될 수 있는 강재로서, 고강도 및 충격인성이 우수한 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 육상용 풍력발전기의 타워 높이가 점차 고도화됨에 따라, 하중저항 능력이 우수한 후물 고강도 강재에 대한 요구가 증대되고, 동시에 충격인성 보증도 요구되고 있다.
강재의 고강도 및 우수한 충격인성을 구현하기 위해서는 결정립 미세화가 필수적인데, 압연 공정이 결정립 미세화의 대표적인 방법 중 하나이다. 재결정이 가능한 온도에서 압연을 실시하면 압하력에 의해 생성된 내부 응력을 구동력으로 새로운 오스테나이트 미세 결정립이 생성된다. 한편, 미재결정역 온도 영역에서의 압연은 결정립이 응력을 받아서 압연방향으로 밴드 구조가 형성되게 되고, 내부에 많은 전위(dislocation)가 발생하여 오스테나이트가 상변태될 때, 보다 많은 핵생성 사이트를 제공하여 결정립 미세화 효과를 유발할 수 있다.
그러나, 강재의 두께가 증가할수록 압연으로 가할 수 있는 압하력이 제한을 받게 되며, 내부조직 특히, 강재의 중심부에 가까워질수록 압연을 통한 미세한 결정립 형성이 용이하지 않다. 오스테나이트 결정립은 Ae3 이상의 온도에서 고온일수록, 가열시간이 길수록 성장하는 경향을 보이기 때문이다.
한편, 오스테나이트 결정립 미세화가 주로 일어나는 과정인 슬라브 재가열 및 압연만을 통해서는 충분히 작은 크기의 결정립을 확보하기 어려운 경우가 많다. 특히, 압연되는 강재가 고온일수록 압연시 변형저항이 감소하므로, 용이한 압연을 위해 슬라브 재가열은 주로 Ae3 온도 대비 훨씬 높은 온도에서 실시되는데, 그때 오스테나이트 결정립은 크게 성장하게 된다. 압연을 통한 결정립 미세화 효과가 충분치 못할 경우에, 압연공정 후에 재열처리를 통해서 추가적인 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있는데, 일반적으로 노멀라이징(Normalizing) 열처리가 이에 해당된다.
풍력타워용 소재는 전통적으로 노멀라이징(Normalizing) 열처리된 강재를 적용해 오고 있으나, 제조공정상 위와 같은 열처리가 적용되는 경우 제조단가가 크게 증가하여 As-rolled 강재 또는 TMCP(Thermo Mechanical Controlled Process) 강재에 비해 상업적으로 용이하지 않은 측면이 있다. 이에 노멀라이징 열처리를 하지 않고도 노멀라이징 열처리한 강재와 유사한 물성을 갖는 강재 제조가 요구되고 있는 실정이다.
특허문헌 1에는 노멀라이징 열처리 없이도 충격인성이 우수한 강재를 제조하는 방법을 제시하고 있다. 그러나, 상기 특허문헌 1은 탄소함량이 낮아 충분한 저온 충격인성을 확보에는 유리할 수 있으나, 충분한 강도를 확보하기 어려운 측면이 있으며, 더욱이 두께가 후물화 될수록 강도가 크게 하락할 수 있다는 한계가 있다.
본 발명의 일측면은, 열처리 공정을 생략하더라도 우수한 강도와 충격인성을 갖는 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.2~0.5%. Mn: 1.0~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.045%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.017%, N: 0.002~0.01%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 [관계식 1]의 탄소당량(Ceq)가 0.48 이하이고,
미세조직은 면적분율로 페라이트 60~85%, 나머지는 펄라이트를 포함하며, 상기 미세조직 내에 NbC 및 VC 중 하나 이상의 석출물을 포함하고, 상기 석출물의 크기는 50㎚ 이하인 고강도 및 충격인성이 우수한 강재에 관한 것이다.
[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(상기 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni은 각 성분의 함량(중량%) 값임)
본 발명의 다른 일태양은 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.2~0.5%. Mn: 1.0~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.045%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.017%, N: 0.002~0.01%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 [관계식 1]의 탄소당량(Ceq)가 0.48 이하인 강 슬라브를 하기 [관계식 2]의 조건으로 가열하는 단계; 및
상기 가열된 강 슬라브를 900~1100℃의 온도범위에서 조압연한 후, Ar3 이상에 마무리 열간압연하는 단계를 포함하는 고강도 및 충격인성이 우수한 강재의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(상기 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni은 각 성분의 함량(중량%) 값임)
[관계식 2]
슬라브 추출온도(℃) > 10300 / {4.09 - log([Nb][C]0.24[N]0.65)} - 273
(상기 관계식 2에서, [Nb], [C] 및 [N]은 각각 합금조성의 함량(중량%)를 의미함)
본 발명에 의하면, 압연 후에 노멀라이징(Normalizing) 열처리를 행하지 않아도, 우수한 강도 및 충격인성을 확보하는 강재를 제공하여, 풍력구조용 등을 널리 사용될 수 있다. 또한, 열처리 생략에 따른 제조비용을 절감하여 상업적으로 유용한 강재를 제공하는 것이 가능한다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 태양을 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명의 실시예에서 보여주는 슬라브 추출온도와 항복강도의 관계를 도시한 그래프이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다.
본 발명자들은 압연 후 노멀라이징(Normaliing) 열처리를 하지 않고도, 노멀라이징 열처리한 강재와 동등 그 이상의 물성을 갖는 온도 범위에서 열간 압연 후 공냉하는 제조법으로 NR(Normalized Rolling)법이 있다. 이를 최적의 성분설계와 제조조건 정립을 통해, 노멀라이징 열처리재와 동등하거나 그 이상의 물성을 확보할 수 있음을 인지하게 되었다.
특히, 육상용 풍력타워 등으로 사용되는 구조용강의 경우, 대형화되고 경제성이 요구됨에 따라 그 소재에 요구되는 물성을 확보하면서, 경제적으로 제조할 수 수 있는 방안이 필요하다. 이에, 합금설계에 있어서, 합금조성 및 일부 성분간의 관계를 규명하여 최적화하고, 제조조건을 최적화함으로써 목표 물성을 가지는 강재를 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명 강재의 일구현예에 대해 상세히 설명한다.
먼저, 상기 강재의 합금조성에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 강재는 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.2~0.5%. Mn: 1.0~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.045%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.017%, N: 0.002~0.01%를 포함하고,
Cu: 0.5% 이하 및 Ni: 0.5% 이하 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.12~0.18 중량%(이하, %라 함, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 하 각 원소의 함량은 중량%를 기준으로 한다.)
상기 C는 강의 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 이를 위해 상기 C를 0.12% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.18%를 초과하게 되면 강재 중심부의 편석도가 증가되고, 도상 마르텐사이트(MA) 조직이 형성되어 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다. 보다 유리하게는 0.17% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.2~0.5%
상기 Si는 탈산제로 사용될 뿐만 아니라, 강의 강도 향상 및 인성 향상에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Si가 0.2% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 MA를 과다하게 형성시켜 저온 충격인성이 열위해질 우려가 있다. 따라서, 상기 Si은 0.2~0.5%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.0~1.7%
상기 Mn은 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시키는데 유리한 원소이다. 그 효과를 충분히 얻기 위해서 상기 Mn을 1.0% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.7%를 초과하게 되면, 강 중 황(S)과 결합하여 MnS를 형성함으로써, 저온 충격인성을 크게 저해할 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 1.0~1.7% 포함하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 1.35~1.65%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.012% 이하
상기 P은 강의 강도 향상 및 내식성 확보에 유리한 원소이지만, 강의 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로, 가능한 낮은 함량으로 제한하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 상기 P을 최대 0.012%로 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리는 없으므로, 그 함량을 0.012% 이하로 하는 것이 바람직하다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하면 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.003% 이하
상기 S는 강 중 Mn과 결합하여 MnS 등을 형성함으로써, 강의 수소유기균열 저항성과 충격인성을 크게 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S은 가능한 낮은 함량으로 관리함이 유리하다. 본 발명에서 상기 S을 최대 0.003% 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리가 없으므로, 그 함량을 0.003% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하면 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.015~0.045%
상기 Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Al을 0.015% 이상 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 0.045%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐 막힘을 유발할 뿐만 아니라 Al계 산화성 개재물 형성으로 충격인성이 큰 폭으로 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서 상기 Al은 0.015~0.045%로 포함하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.02~0.05%
상기 Nb은 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재의 강도를 크게 향상시키며, 고온으로 재가열시 고용된 Nb이 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제함으로써 조직 미세화 효과를 얻을 수 있다. 이를 위해 0.02% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 과도하게 디면 미용해된 Nb이 TiNb(C,N) 형태로 형성되어, UT 불량 및 저온 충격인성을 저해하는 요인이 되므로, 상기 Nb의 상한은 0.05%인 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.035~0.045% 포함할 수 있다.
바나듐(V): 0.01~0.08%
상기 V는 다른 합금원소들에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 열간압연 후 공냉 과정에서 VC를 형성하여 강도 증가에 크게 기여하는 효과가 있다. 본 발명과 같은 강재는 용접 후 열처리(PWHT) 후 강도가 충분히 확보되지 못할 수 있다. 이에 상기 V을 0.01% 이사 포함함으로써 강도 향상 효과를 얻을 수 있다. 다만, 그 함량이 0.08%를 초과하게 되면 MA와 같은 경질상의 분율이 높아져 저온 충격인성이 큰 폭으로 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 V 함량은 0.01~0.08%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005~0.017%
상기 Ti는 N과 함께 포함되면 TiN을 형성함으로써, AlN 석출물의 형성에 의한 표면 크랙 발생을 저감하는 역할을 하므로, 0.005% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.017%를 초과하게 되면 강 슬라브의 재가열 중에 조대한 TiN이 형성되어 저온 충격인성을 저해하는 요인으로 작용한다. 따라서, 상기 Ti는 0.005~0.017%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.01~0.015% 이다.
질소(N): 0.002~0.01%
상기 N는 Ti와 함께 포함되면, TiN을 형성하여 용접시 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는데 유리한 원소이다. 상기 Ti의 첨가시 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 N를 0.002% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 형성되어 저온 충격인성이 저해되므로 바람직하지 못하다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.002~0.01%인 것이 바람직하다.
추가적으로, 상기 조성이외에 구리(Cu): 0.5% 이하 및 니켈(Ni): 0.5% 이하 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
구리 (Cu): 0.5% 이하
상기 Cu는 고용강화에 의해 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이다. 그러나, 상기 Cu의 함량이 과도하면 탄소당량을 높여 용접성을 저해할 뿐만 아니라, 제품의 표면 품질을 크게 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 Cu 첨가시 최대 0.5%로 포함할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상기 Cu를 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는데 무리가 없으므로, 상기 Cu는 필수가 아님을 밝혀둔다.
니켈(Ni): 0.5% 이하
상기 NI은 모재의 강도와 저온 충격인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이나, 고가의 원소로서 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 경제성이 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 Ni은 0.5% 이하로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 본 발명에서는 상기 Ni을 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는데 무리가 없으므로, 상기 Ni은 필수가 아님을 밝혀둔다.
나머지는 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함한다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
본 발명 강재는 목표 수준의 강도와 더불어 충격인성을 확보하기 위하여, 이러한 물성 향상에 유리한 원소들을 일정량 첨가함에 있어서, 그들의 함량을 적절히 조절하는 것이 바람직하다. 이에, 하기 [관계식 1]로 나타내는 탄소당량(Ceq)이 0.48 이하인 것이 바람직하다. 상기 탄소당량(Ceq)가 0.48를 초과하게 되면, 강도 확보에는 유리할 수 있으나, 용접 후 물성을 크게 저해할 우려가 있다. 또한, 다량의 합금원소가 포함되면 원가 상승으로 인해 경제성을 해치게 되므로 탄소당량(Ceq)은 0.48 이하인 것이 바람직하다.
[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(상기 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni은 각 성분의 함량(중량%) 값임)
본 발명 강재의 미세조직은 면적분율로, 페라이트 60~85%를 포함하고, 잔부 펄라이트를 포함한다. 상기 페라이트의 분율이 60% 미만이거나, 잔부인 펄라이트 분율이 40%를 초과하게 되면, 강도 확보에는 유리할 수 있으나 충격인성이 큰 폭으로 감소할 수 있다. 또한, 페라이트 분율이 85%를 초과하게 되면, 충격인성 확보에는 유리할 수 있으나, 충분한 강도를 확보하기 어려우므로, 본 발명 강재는 페라이트가 60~85 면적%, 잔부는 펄라이트인 것이 바람직하다.
상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 30㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 30㎛를 초과하게 되면 항복강도 확보에 어려움이 있고 충격인성이 크게 저하될 수 있으므로, 평균 결정립 크기는 30㎛ 이하인 것이 바람직하다.
상기 강재의 미세조직 내에 NbC 및/또는 VC 석출물을 포함할 수 있다. 상기 석출물의 크기는 50㎚ 이하인 것이 바람직하다. 상기 석출물의 크기가 50㎚를 초과하게 되면 충격인성이 크게 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다. 상기 석출물은 페라이트 결정립 내에 존재하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 강재는 두께 방향 t/4 지점(여기서, t는 강재의 두께(mm)를 의미함)에서 압연방향의 수직으로 평가한 항복강도가 370MPa 이상, 인장강도가 520MPa 이상, -20℃에서의 샤르피 충격흡수에너지(CVN, -20℃) 값이 평균 40J 이상으로 우수한 강도와 저온 충격인성을 갖는다.
다음으로, 본 발명 강재의 제조방법에 대한 일구현예에 대해 상세히 설명한다. 상기 제조방법은 전술한 합금조성 및 [관계식 1]의 탄소당량(Ceq)이 0.48 이하인 강 슬라브를 가열하여, 열간압연하여 제조한다. 이하, 각 공정에 대해 상세히 설명한다.
강 슬라브 가열
전술한 합금조성을 충족하는 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리를 행하는 것이 바람직하다. 이때, 하기 [관계식 2]로 규정하는 온도조건을 충족하도록 가열을 행하는 것이 바람직하다. 한편, 하기 [관계식 2]의 슬라브 추출온도는 1200℃를 넘지 않는 것이 바람직하다.
상기 강 슬라브의 가열온도가 하기 관계식 2의 조건을 만족하지 못하면 슬라브 내에 형성된 석출물(탄,질화물)이 충분히 재고용되지 못하여 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되고, 최종적으로 본 발명에서 제시한 항복강도 및 인장강도를 만족하기 어렵다. 한편, 상기 슬라브 추출온도가 1200℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강의 물성을 저해할 우려가 있으므로, 1200℃는 넘지 않는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
슬라브 추출온도(℃) > 10300 / {4.09 - log([Nb][C]0.24[N]0.65)} - 273
(상기 관계식 2에서, [Nb], [C] 및 [N]은 각각 합금조성의 함량(중량%)를 의미함)
열간압연
상기 가열된 강 슬라브를 열간압연한다. 상기 가열된 강 슬라브를 900~1100℃의 온도범위에서 조압연한 후, Ar3 이상에 마무리 열간압연하는 것이 바람직하다. 상기 조압연시 온도가 950℃ 미만일 경우, 후속하는 마무리 열간압연시 온도가 너무 낮어지는 문제가 있다. 한편, 마무리 열간압연 온도가 Ar3 미만이면 압연 부하겨 커져 표면 크랙 등의 품질 불량이 발생할 우려가 있다.
Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo+119V+124Ti-18Nb+179Al
(여기서, 각 원소는 함량(중량%)을 의미함)
상기 열간압연 후 공냉을 행한다.
상기 방법으로 제조된 본 발명의 강재는 후속하는 열처리, 예를 들면 노멀라이징(Normalizing) 열처리 등을 행하지 않아도, 높은 강도 및 우수한 충격인성을 확보할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.
하기 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것으로서, 본 발명의 권리범위는 하기 실시예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.
(실시예 1)
하기 표 1에 나타낸 합금조성(중량%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물)을 갖는 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하였다. 이때 상기 슬라브는 300mm의 두께로 제조하였다. 표 1의 발명예 1 내지 4는 본 발명에서 제시하는 합금조성 및 관계식 1을 모두 만족하는 경우이며, 비교예 1은 C의 함량과 관계식 1이 본 발명에서 제시한 값을 벗어난 경우이며, 비교예 3은 Nb 함량이 본 발명에서 제시한 값을 벗어난 것이다.
| 구분 | C | Si | Mn | P | S | Al | Nb | Cu | Ni | V | Ti | N | 관계식 1 |
| 발명예1 | 0.150 | 0.450 | 1.530 | 0.008 | 0.002 | 0.030 | 0.045 | 0.000 | 0.000 | 0.040 | 0.012 | 0.0035 | 0.413 |
| 발명예2 | 0.160 | 0.450 | 1.650 | 0.008 | 0.002 | 0.030 | 0.045 | 0.000 | 0.000 | 0.040 | 0.012 | 0.0036 | 0.443 |
| 발명예3 | 0.155 | 0.450 | 1.600 | 0.009 | 0.002 | 0.030 | 0.035 | 0.000 | 0.000 | 0.055 | 0.012 | 0.0035 | 0.433 |
| 발명예4 | 0.160 | 0.400 | 1.650 | 0.008 | 0.002 | 0.030 | 0.045 | 0.100 | 0.200 | 0.045 | 0.012 | 0.0035 | 0.464 |
| 비교예1 | 0.185 | 0.400 | 1.650 | 0.009 | 0.002 | 0.030 | 0.040 | 0.100 | 0.150 | 0.045 | 0.012 | 0.0036 | 0.486 |
| 비교예2 | 0.150 | 0.450 | 1.600 | 0.008 | 0.002 | 0.030 | 0.045 | 0.000 | 0.000 | 0.030 | 0.012 | 0.0035 | 0.423 |
| 비교예3 | 0.160 | 0.450 | 1.550 | 0.008 | 0.002 | 0.030 | 0.015 | 0.000 | 0.000 | 0.035 | 0.012 | 0.0036 | 0.425 |
상기 표 1에서 관계식 1은 아래와 같이 계산된다.
Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(상기 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni은 각 성분의 함량(중량%) 값임)
상기 슬라브를 표 2의 조건으로 가열, 조압연하고, 880~900℃의 온도범위로 마무리 열간압연하여 두께 5mm의 열연강판을 제조하고, 상온까지 공냉하였다. 발명예 1 내지 4, 비교예 1 및 3은 본 발명에서 제시한 공정조건을 만족하나, 비교예 2의 경우는 하기 관계식 2의 조건을 만족하지 못하였다.
| 비고 | 추출온도 (℃) |
재로시간 (min.) |
잔압하율 (%) |
압연시작온도 (℃) | 압연종료온도 (℃) | 관계식 2 | 관계식 2 만족여부 |
| 발명예1 | 1161 | 362 | 50 | 930 | 900 | 1151 | ○ |
| 발명예2 | 1165 | 360 | 50 | 928 | 898 | 1154 | ○ |
| 발명예3 | 1160 | 360 | 50 | 915 | 880 | 1131 | ○ |
| 발명예4 | 1162 | 362 | 50 | 920 | 890 | 1153 | ○ |
| 비교예1 | 1160 | 362 | 50 | 920 | 890 | 1147 | ○ |
| 비교예2 | 1125 | 360 | 50 | 925 | 895 | 1151 | X |
| 비교예3 | 1164 | 361 | 50 | 930 | 900 | 1066 | ○ |
상기 표 2에서 관계식 2는 다음과 같다.
[관계식 2]
슬라브 추출온도(℃) > 10300 / {4.09 - log([Nb][C]0.24[N]0.65)} - 273
(상기 관계식 2에서, [Nb], [C] 및 [N]은 각각 합금조성의 함량(중량%)를 의미함)
상기와 같이 제조된 강재에 대해 미세조직 및 기계적 물성을 평가하였다. 미세조직은 광학현미경으로 관찰한 다음, 분석 프로그램으로 이용하여 페라이트의 분율과 직경을 측정하였으며, 석출물의 크기는 투과전자현미경을 활용하여 평균 직경을 측정하였다. 이때, 상기 미세조직은 각 강재의 두께 방향 t/4 (t는 강재 두께, mm) 지점에서 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
그리고, 각 강재의 두께 방향 1/4t 지점에서 기계적 물성을 평가하였으며, 이때 인장시편은 압연방향에 수직한 방향으로 각 두께 방향 지점에서 채취하여 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(El)을 측정하였으며, 충격시편은 JIS 4호 규격 시험편을 압연 방향으로 두께 방향 1/4t 지점에서 채취하여 -20℃에서의 평균 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
| 비고 | 미세조직 | |||
| 폴리고날 페라이트 (면적 %) |
펄라이트 (면적 %) |
페라이트 결정립 크기 (㎛) |
석출물 크기 (nm) |
|
| 발명예1 | 80 | 20 | 26 | 35 |
| 발명예2 | 76 | 24 | 22 | 34 |
| 발명예3 | 77 | 23 | 27 | 42 |
| 발명예4 | 76 | 24 | 20 | 41 |
| 비교예1 | 68 | 32 | 36 | 67 |
| 비교예2 | 81 | 19 | 28 | 36 |
| 비교예3 | 76 | 24 | 34 | 30 |
상기 표 3 에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서는 제안하는 합금조성, 성분관계 및 제조조건에 의해 제조된 발명강 1 내지 4는 본 발명에서 제시한 폴리고날 페라이트의 분율, 결정립 크기 및 석출물 크기를 만족하고 있다. 반면, 비교예 1 및 3은 폴리고날 페라이트의 분율은 만족하고 있으나 페라이트 결정립 크기가 본 발명에서 제시한 값을 벗어났다. 또한, 비교예 1은 본 발명에서 제시한 석출물의 크기를 벗어났다.
| 구분 | As-rolled | Normalized | ||||||
| 인장물성 | 충격인성 (J) |
인장물성 | 충격인성 (J) |
|||||
| YP (MPa) | TS (MPa) | El.(%) | YP (MPa) | TS (MPa) | El.(%) | |||
| 발명예1 | 383 | 536 | 27 | 210 | 377 | 524 | 28 | 223 |
| 발명예2 | 402 | 552 | 26 | 196 | 396 | 530 | 27 | 200 |
| 발명예3 | 410 | 556 | 25 | 174 | 400 | 542 | 26 | 186 |
| 발명예4 | 401 | 548 | 26 | 195 | 393 | 529 | 27 | 203 |
| 비교예1 | 410 | 544 | 24 | 35 | 374 | 524 | 24 | 42 |
| 비교예2 | 336 | 497 | 29 | 168 | 316 | 488 | 30 | 173 |
| 비교예3 | 351 | 520 | 26 | 75 | 330 | 509 | 28 | 94 |
상기 표 4에서는 노멀라이징 전·후 인장물성 및 저온 충격인성을 나타내었다. 이때 노멀라니징(Normalizing) 처리는 870℃에서 128분 유지 후 공냉하였다.
발명예 1 내지 4의 경우 본 발명에서 제시한 성분 범위, 관계식 1과 2 및 미세조직 특성을 만족하여 인장물성 및 저온 충격인성을 모두 만족하고 있다. 구체적으로 발명예 1 내지 4의 경우 As-rolled 및 노멀라이징 열처리 후의 결과를 비교해보면, 열처리 이후 항복강도 및 인장강도가 소폭 하락하지만 여전히 본 발명에서 제시한 강도를 만족하고 있다. 충격인성의 경우에도 열처리 이후 NR법으로 제조한 경우 대비 소폭 증가하였으며, 본 발명에서 제시한 충격인성을 만족하는 것을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 1의 경우, C의 함량과 관계식 1이 본 발명에서 제안한 범위를 벗어난 성분계로서, C 함량 과다 첨가로 인해 항복/인장강도는 본 발명에서 제시한 값을 만족하고 있을지 모르나, 충격인성은 제시한 값을 만족시키지 못하는 것을 확인할 수 있다. 비교예 2는 본 발명에서 제시한 성분 범위를 모두 만족하고 있으나 관계식 2를 만족하지 못해 슬라브 추출온도가 매우 낮은 경우로써, as-rolled 및 노멀라이징 열처리 후 모두 본 발명에서 제시한 항복강도와 인장강도를 만족시키지 못한 것을 알 수 있다. 또한, 발명예 1 내지 4에 비해 항복강도의 하락폭이 매우 큰 것을 알 수 있다. 이는 Nb가 슬라브 내에서 충분히 고용되지 못해 압연 중 NbC가 충분히 석출되지 못함에 따라 강도가 크게 하락된 것으로 판단된다. 비교예 3은 이와 반대로 Nb의 함량이 본 발명에서 제시한 값을 벗어난 경우로써, Nb가 슬라브 내에 충분히 고용되는 온도에서 가열 되었음에도 함량 그 자체가 매우 낮아 NbC 석출물이 충분히 석출되지 못하여 본 발명에서 제시한 항복강도 및 인장강도를 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있으며, 비교예 3 역시 노멀라이징 열처리 후 항복강도가 큰 폭으로 하락하는 것을 확인할 수 있다.
(실시예 2)
한편, 별도의 실시예로써 상기 실시예 1의 발명예 1의 성분을 가지는 슬라브를 압연하여 두께 75mmt를 가지는 강재를 제조하였다. 이때 슬라브 추출온도에 따른 항복강도를 나타내는 확인하기 위해서, 추출온도의 상기 관계식 2의 결과를 달리하여 행한 경우, 상기 추출온도와 항복강도의 관계의 결과를 도 1에 나타내었다. 추출온도가 관계식 2를 만족하지 못하는 경우에는 본 발명에서 제시한 항복강도를 만족하지 못하는 반면, 관계식 2를 만족하는 경우에는 모두 우수한 항복강도를 나타냄을 알 수 있다.
Claims (8)
- 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.2~0.5%. Mn: 1.0~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.045%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.017%, N: 0.002~0.01%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 [관계식 1]의 탄소당량(Ceq)가 0.48 이하이고,
미세조직은 면적분율로 페라이트 60~85%, 나머지는 펄라이트를 포함하며, 상기 미세조직 내에 NbC 및 VC 중 하나 이상의 석출물을 포함하고, 상기 석출물의 크기는 50㎚ 이하인 고강도 및 충격인성이 우수한 강재.
[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(상기 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni은 각 성분의 함량(중량%) 값임)
- 청구항 1에 있어서,
상기 강재는 Cu: 0.5% 이하 및 Ni: 0.5% 이하 중 하나 이상을 더 포함하는 고강도 및 충격인성이 우수한 강재.
- 청구항 1에 있어서,
상기 페라이트 결정립 크기는 30㎛ 이하인 고강도 및 충격인성이 우수한 강재.
- 청구항 1에 있어서,
상기 NbC 및 VC 중 하나 이상의 석출물은 페라이트 결정립 내에 존재하는 고강도 및 충격인성이 우수한 강재.
- 청구항 1에 있어서,
상기 강재는 두께 방향 t/4 지점(여기서, t는 강재의 두께(mm)를 의미함)에서 압연방향의 수직으로 평가한 항복강도가 370MPa 이상이며, 인장강도가 520MPa 이상이고, -20℃에서의 샤르피 충격흡수에너지(CVN, -20℃) 값이 평균 40J 이상인 고강도 및 충격인성이 우수한 강재.
- 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.2~0.5%. Mn: 1.0~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.045%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.017%, N: 0.002~0.01%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 [관계식 1]의 탄소당량(Ceq)가 0.48 이하인 강 슬라브를 하기 [관계식 2]의 조건으로 가열하는 단계; 및
상기 가열된 강 슬라브를 900~1100℃의 온도범위에서 조압연한 후, Ar3 이상에 마무리 열간압연하는 단계;
를 포함하는 고강도 및 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(상기 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni은 각 성분의 함량(중량%) 값임)
[관계식 2]
슬라브 추출온도(℃) > 10300 / {4.09 - log([Nb][C]0.24[N]0.65)} - 273
(상기 관계식 2에서, [Nb], [C] 및 [N]은 각각 합금조성의 함량(중량%)를 의미함)
- 청구항 6에 있어서,
상기 강 슬라브는 Cu: 0.5% 이하 및 Ni: 0.5% 이하 중 하나 이상을 더 포함하는 고강도 및 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
- 청구항 6에 있어서,
상기 슬라브 추출온도는 1200℃ 이하인 고강도 및 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
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