KR20230094381A - 변형 후 충격인성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조방법 - Google Patents

변형 후 충격인성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도를 구비하면서도 변형 후 충격인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

변형 후 충격인성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조방법 {STEEL PLATE HAVING HIGH STRENGTH AND EXCELLENT IMPACT TOUGHNESS AFTER DEFORMATION AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도를 구비하면서도 변형 후 충격인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
2000년대 이후 환경문제 및 온실가스 감축을 위한 신재생 에너지에 대하여 관심이 집중되고 있다. 신재생 에너지는 신에너지(수소, 연료전지 등)와 재생에너지(태양열, 풍력, 바이오 등)를 합쳐 지칭하는 용어로, 이 중에서 풍력 발전은 폐기물의 발생이 없고, 공해가 없는 친환경 발전 방식으로 차세대 에너지원으로 각광받고 있다. 풍력 발전 중에서 육상에 설치되는 육상 풍력은 소임 및 최적의 바람 형성 공간의 제한 등으로 최근에는 바다에 건설하는 해상풍력(offshore wind)이 유럽을 중심으로 급격한 성장이 진행되고 있다.
이러한 해상풍력은 육상풍력보다 뒤늦게 활성화되었지만, 강판 풍속, 소음 발생에 대한 낮은 염려와 넓은 면적을 확보할 수 있다는 여러 장점으로 기술 수준이 발전하면서 육상풍력 대비 해상풍력의 상대적 우위가 점점 부각되고 있다. 특히, 풍력 1기당 발전용량을 육상풍력 대비 증가시킬 수 있다는 큰 장점이 있다. 다시 말해, 평균 발전용량이 육상풍력의 2배 정도이고, 유럽기준 1기당 터빈 신규 설치 평균 용량은 '15년 4MW에서 '19년 7.2MW로 급속하게 증대되고 있으며 2~3년 내에 10MW 이상으로 예상되고 있다.
이에 따라, 적용되는 후강판의 강도가 점차 증가되어 두께 80mm 기준 항복강도 325MPa급이 대부분이었으나, 20년대 들어서면서 항복강도 380, 410MPa급 등이 적용되고 있다. 이러한 해상풍력의 하부구조는 크게 모노파일(Monopile)과 자켓(Jacket)으로 구분되며 자켓타입 하부구조는 해저면의 고정방식에 따라 핀파일(PinPile) 또는 석션버켓(Suction Bucket) 타입으로 나누어진다.
모노파일 하부구조의 경우 해저면 속으로 박히는 모노파일부, 모노파일과 타워부를 연결하는 트랜지션피스부(Transition Piece)로 구분된다. 이러한 구조에서 하중이 가장 상승하고, 이음부분인 모노파일과 트랜지션피스 연결부분에 고강도강이 주로 적용될 수 있다. 이러한 해상풍력 하부구조의 중요 지지 부위는 고강도뿐 아니라, 극후물, 저온인성 보증이 가능한 후강판이 사용되며, 원통형 조관 구조로, 조관 시, 변형 후 충격인성의 확보가 중요하다.
본 발명의 일 측면에 따르면 고강도를 구비하면서도 변형 후 충격인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.04~0.08%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.4~1.8%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Ni: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.015~0.035%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.85~1.35이고,
두께 1/4 지점의 미세조직으로 에시큘라 페라이트를 40~60면적%, 베이나이트를 40~60면적%, 잔여 시멘타이트와 MA를 합으로 3% 이하로 포함하며,
두께 1/4 지점의 에시큘라 페라이트의 결정립 평균 크기가 20μm 이하이고,
표면부 직하 8mm 부분의 미세조직으로 경질상이 5면적% 이하인 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = [Ni]+3[Mo]+2[Cr]
(여기서, [Ni], [Mo] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 경질상은 MA상일 수 있다.
상기 강판은 두께 1/4 지점의 에시큘라 페라이트의 결정립 평균 크기가 10~20μm일 수 있다.
상기 강판은 두께가 50~100mm일 수 있다.
상기 강판은 항복강도가 460MPa 이상이고, 인장강도가 580MPa 이상일 수 있다.
상기 강판은 변형 후 표면과 두께 1/4 지점에서 -50℃ 충격인성이 100J 이상(여기서, 변형은 인장 시, 변형량이 5%에 도달하면 인장을 정지한 후 250℃에서 시효처리를 행하는 것)일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.04~0.08%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.4~1.8%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Ni: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.015~0.035%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.85~1.35인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 900℃ 이상의 온도범위에서 마지막 패스의 압하량 15~25mm로 재결정역 압연하는 단계;
상기 재결정역 압연된 강판을 Ar3+40~Ar3+80의 압연종료온도로 미재결정역 압연하는 단계; 및
상기 미재결정역 압연된 강판을 두께 1/4 지점을 기준으로 5~10℃/s의 냉각속도로 400℃ 이하의 온도범위까지 냉각하는 단계를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = [Ni]+3[Mo]+2[Cr]
(여기서, [Ni], [Mo] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 재가열 시, 1020~1100℃의 온도범위로 행하고,
상기 미재결정역 압연 시, 누적 압하율은 30~50%일 수 있다.
상기 강판은 두께가 50~100mm일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 고강도를 구비하면서도 변형 후 충격인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 강도 및 저온 충격인성이 우수하여 극후물 해상풍력용 강재로 적용할 수 있으며, 건설, 교량 등의 인프라 산업용 구조용 강재로도 사용 가능한 후강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따르는 발명예의 미세조직을 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰한 사진이다. (a)는 표면 아래 8mm 위치의 미세조직 사진이며, (b)는 두께 1/4 위치의 미세조직 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 측면에 따르는 비교예 4의 미세조직을 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰한 사진이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, C: 0.04~0.08%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.4~1.8%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Ni: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.015~0.035%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.04~0.08%
탄소(C)는 고용강화를 일으키고 Nb 등에 의해 탄질화물로 존재하여 인장강도 확보를 위한 원소로, 그 함량을 0.04% 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 탄소(C)의 함량이 0.08%를 초과할 경우 MA의 형성을 조장할 뿐 아니라, 펄라이트가 생성되어 저온에서의 충격 특성을 열화시킬 수 있으며, 구조물의 용접 시, 용접 특성을 악화시킬 우려가 있다. 보다 바람직한 탄소(C)의 상한은 0.07%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.35%
실리콘(Si)은 Al을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고, 항복강도 및 인장강도 확보를 위해 필요한 원소로, 그 함량을 0.1% 이상 포함할 수 있다. 그러나, 그 함량이 0.35%를 초과하면 C의 확산을 방해하여 MA 형성을 조장하는 문제점이 있을 수 있다. 보다 바람직하게는 실리콘(Si)을 0.15% 이상 포함할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.25% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.4~1.8%
망간(Mn)은 고용강화에 의한 강도 증가 효과가 크기 때문에 1.4% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 과도할 경우 MnS 개재물의 형성 및 중심부 편석으로 인해 인성의 저하를 야기할 수 있으므로, 그 상한은 1.8%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 하한은 1.5%일 수 있다.
알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.035%
알루미늄(Sol.Al)은 강의 주요한 탈산제로, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.035%를 초과할 경우, Al2O3 개재물의 분율 및 크기의 증가로 저온인성을 저하시키는 원인이 될 수 있다. 또한, Si과 유사하게 모재 및 용접 열영향부의 MA의 생성을 촉진하여 저온인성 특성을 저하시킬 우려가 있다. 보다 바람직하게는 0.015% 이상 포함할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.03% 이하로 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 0.2~0.5%
니켈(Ni)은 충격인성을 저하하지 않으면서 동시에 강도를 향상시키는 원소로서, 적정량의 에시큘라 페라이트의 형성을 촉진하여 강도를 증가시킬 수 있으므로 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하는 경우, Ar3 온도를 하락시켜 베이나이트를 형성시킬 수 있으며, 그로 인해 극후물에서의 충격인성이 저하될 위험이 있다. 보다 바람직한 하한은 0.3%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.1~0.3%
크롬(Cr)은 카바이드 형성 원소로 강도를 확보하기에 유리한 원소이지만, 극후물 강재에서 강의 냉각속도에 따라 조대한 카바이드를 형성하여 충격인성을 저해할 수 있으므로 그 함량을 0.1~0.3%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 함량의 하한은 0.15%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.05~0.15%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가로 강도를 효과적으로 상승시키는 원소로, Mo-C 계열의 석출물을 형성하여 강도를 향상시키기 때문에 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 과도한 몰리브덴(Mo) 첨가로 인해 석출물의 조대화가 발생할 수 있으므로, 그 상한은 0.15%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 함량의 하한은 0.08%일 수 있으며, 보다 바람직한 함량의 상한은 0.12%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.015~0.035%
니오븀(Nb)은 고용 또는 탄질화물을 석출함으로써 압연 또는 냉각 중 재결정을 억제하여 조직을 미세하게 만들고, 강도를 증가시키는 원소로, 0.015% 이상 첨가할 수 있다. 그러나, C 친화력에 의해 C 집중이 발생하여 MA 생성을 촉진하여 저온에서의 인성과 파괴특성을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 0.035%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 하한은 0.02%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.03%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 산소 또는 질소와 결합하여 석출물을 형성할 수 있다. 이러한 석출물은 조직의 조대화를 억제하여 미세화에 기여하고, 인성을 향상시키는 역할을 수행하므로 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.02%를 초과할 경우, 석출물의 조대화에 의해 파괴의 원인이 될 우려가 있다. 보다 바람직한 하한은 0.01%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.018%일 수 있다.
질소(N): 0.002~0.006%
질소(N)는 Ti, Nb, Al 등과 함께 석출물을 형성하여 재가열 시, 오스테나이트 조직을 미세화하여 강도와 인성 향상에 도움이 될 수 있다. 그러나, 과도하게 함유할 경우, 고온에서 표면 크랙을 유발하고 석출물을 형성할 수 있으며, 잔류하는 질소(N)는 원자상태로 존재하여 인성을 감소시킬 우려가 있으므로, 그 함량을 0.002~0.006%로 제한할 수 있다.
인(P): 0.01% 이하
인(P)는 입계편석을 일으키는 원소로, 강을 취화시키는 원인이 될 수 있으므로 그 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 강 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.003% 이하
황(S)은 주로 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성할 수 있으며, 그 결과 저온인성을 저해하는 요인이 될 수 있다. 따라서, 저온인성과 저온 피로특성을 확보하기 위하여 그 상한을 0.003%로 제한할 수 있다. 다만, 강 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
특히, 불순물로 구리(Cu)가 첨가될 수 있으나, 본 발명에서는 구리(Cu)의 함량을 0.05% 미만으로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.85~1.35일 수 있다.
본 발명에서는 강도 확보와 동시에 -50℃의 저온인성을 확보하기 위해 관계식 1을 제안한다. 관계식 1은 강도와 인성 확보를 위한 성분식에 관한 것으로, 관계식 1의 R 값을 제어함으로써 강도 및 저온인성을 확보할 수 있다. 관계식 1의 R 값이 0.85 미만일 경우 고용강화, 석출강화 및 경화능 등이 부족하여 목적하는 항복강도를 확보할 수 없는 문제점이 있으며, 그 값이 1.35를 초과할 경우 MA, 베이나이트 등 경한 조직이 형성되어 충격인성의 열위가 발생할 수 있다.
[관계식 1]
R = [Ni]+3[Mo]+2[Cr]
(여기서, [Ni], [Mo] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 두께 1/4 지점의 미세조직으로 에시큘라 페라이트를 40~60면적%, 베이나이트를 40~60면적%, 잔여 시멘타이트와 MA를 합으로 3% 이하 포함할 수 있다.
본 발명에서는 두께 1/4 지점의 -50℃에서의 충격인성을 구현하기 위해서는 에시큘라 페라이트의 사이즈, 전위밀도 등이 중요하며, 시멘타이트와 MA를 최소화하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 시멘타이트와 MA를 합으로 2% 이하로 포함할 수 있다. 본 발명에서의 두께 1/4 지점은 t/4를 의미하며, 여기서 t는 강판의 두께를 의미한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 두께 1/4 지점의 에시큘라 페라이트의 결정립 평균 크기가 20μm 이하일 수 있다.
본 발명에서는 저온 충격인성을 확보하기 위하여 에시큘라 페라이트의 결정립 평균 크기를 20μm 이하로 제한할 수 있다. 그 크기가 20μm를 초과하면 충격인성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 한편, 본 발명에서 목적하는 두께 50mm 이상의 후강판의 특성상 결정립의 미세화에 한계가 있어 그 크기의 하한을 10μm로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 표면부 직하 8mm 부분의 미세조직으로 경질상이 5면적% 이하일 수 있다.
본 발명에서는 목적하는 변형 후 충격인성을 확보하기 위하여 표면부 직하 부근의 미세조직으로 경질상의 분율이 5% 이하로 제한할 수 있다. 경질상의 분율이 5%를 초과할 경우 충격인성 파괴의 개시점으로 작용하는 문제가 있어 충격인성이 열위할 수 있다. 본 발명에서는 경질상으로 마르텐사이트와 오스테나이트가 조합되어 있는 MA상이 될 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 압연 및 냉각하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1020~1100℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
재가열 온도가 1100℃를 초과하면 오스테나이트의 결정립이 조대화되어 경화능 증대에 의해 베이나이트 조직의 발현으로 인성을 저하시킬 수 있다. 반면, 그 온도가 1020℃ 미만이면 Ti, Nb 등이 충분히 고용되지 않는 경우가 발생하여 강도의 하락을 초래할 수 있다.
재결정역 압연
상기 재가열된 강 슬라브를 900℃ 이상의 온도범위에서 마지막 패스의 압하량이 15~25mm로 재결정역 압연을 행할 수 있다.
본 발명에서 재결정역 압연 단계는 오스테나이트를 완전 재결정하고, 오스테나이트의 미세화 및 성장 억제를 위한 것이다. 재결정역 압연은 오스테나이트 완전 재결정을 위해 900℃ 이상의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 마지막 패스 압하량은 초기 오스테나이트 미세화를 위하여 15~25mm로 행할 수 있다. 마지막 패스 압하량이 15mm 미만이면 목적하는 수준의 미세화를 확보하기에 어려움이 있을 수 있다. 한편, 압연 시, 설비 사양에 따른 생산성을 고려하여 그 상한을 25mm로 제한할 수 있다.
미재결정역 압연
상기 재결정역 압연된 강판을 Ar3+40~Ar3+80의 압연종료온도와 30~50%의 누적압하율로 미재결정역 압연을 행할 수 있다.
본 발명에서는 압연 후 냉각 시작 전 표면부의 온도가 Ar3 이하로 내려가는 것을 방지하기 위하여 압연종료온도를 충분히 높일 수 있다. 압연종료온도가 Ar3+40 미만이면 냉각 전 표면부 온도가 Ar3 온도 이하, 이상역 영역으로 내려가게 되어 C의 결정립계 집중이 발생하게 되고, 냉각에 의해 경도가 높은 상으로 변태되며, 이는 변형 후 충격인성에 매우 악영향을 미칠 수 있다. 반면, 그 온도가 Ar3+80을 초과하면 두께 1/4 위치의 결정립 미세화가 이루어지기 어려워지고, -50℃에서의 충격인성이 저하될 우려가 있다.
또한, 두께 50mm 이상의 후물재의 경우 누적 압하율이 30~50%인 것이 바람직하다. 누적 압하율이 30% 미만일 경우 미재결정역 압연량이 저하되어 조직의 팬케이킹, 미세화되기 어려운 문제점이 있으며, 50%를 초과하면 재결정역 압연량이 부족하여 저온 충격인성이 열위될 우려가 있다.
[식]
Ar3 = 910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
냉각
상기 미재결정역 압연된 강판을 두께 1/4 지점 기준으로 5~10℃/s의 냉각속도로 400℃ 이하의 온도범위까지 냉각할 수 있다.
본 발명에서 목적으로 하는 후강판은 두께 1/4 지점 부근에서 충격인성을 확보하는 것이 바람직하다. 따라서, 본원발명에서 제한하는 냉각속도는 두께 1/4 지점을 기준으로 할 수 있다. 냉각종료온도가 400℃를 초과하거나, 냉각속도가 10℃/s를 초과할 경우, MA 형성이 촉진되어 충격인성이 열위할 수 있다. 반면, 그 냉각속도가 5℃/s 미만일 경우, 목적하는 수준의 강도를 확보하기에 어려움이 있을 수 있다. 본 발명에서는 냉각 방법으로 수냉을 이용할 수 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강은 두께가 50~100mm이고, 항복강도가 460MPa 이상이고, 인장강도가 580MPa 이상이고, 변형 후 표면과 두께 1/4 지점에서 -50℃ 충격인성이 100J 이상으로, 고강도를 가지면서 우수한 변형 후 충격인성 특성을 구비할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 용강을 준비한 후, 연속주조를 이용하여 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 하기 표 2의 조건으로 재가열, 압연, 냉각하여 강판을 제조하였다. 표 2에 개시되지 않은 재결정역 압연온도는 900℃ 이상의 온도로 모두 동일하게 적용하였으며, 미재결정역 압연 시, 누적 압하율은 30~50%의 범위 내로 동일하게 적용하였다. 또한, 표 1에는 각 강종의 합금조성에 따른 Ar3 온도와 관계식 1의 R 값을 계산하여 나타내었다.
강종 합금조성(wt%) Ar3
(℃)		 관계식 1
C Si Mn P S Al Ni Cr Mo Ti Nb N
A 0.054 0.15 1.63 0.0073 0.0017 0.022 0.34 0.22 0.11 0.012 0.023 0.0035 732 1.11
B 0.062 0.14 1.57 0.0080 0.0015 0.025 0.38 0.20 0.08 0.012 0.024 0.0042 735 1.02
C 0.064 0.18 1.54 0.0067 0.0017 0.025 0.42 0.18 0.11 0.013 0.022 0.0040 732 1.11
D 0.060 0.14 1.62 0.0081 0.0015 0.019 0.11 0.04 0.04 0.013 0.025 0.0041 752 0.31
E 0.055 0.18 1.57 0.0087 0.0017 0.024 0.64 0.37 0.19 0.012 0.026 0.0036 711 1.95
F 0.06 0.18 1.63 0.0091 0.0022 0.025 0.41 0.23 0.1 0.012 0.026 0.040 727 1.17
G 0.058 0.15 1.58 0.0086 0.0015 0.024 0.38 0.20 0.08 0.011 0.021 0.0038 735 1.02
H 0.054 0.18 1.55 0.0078 0.0016 0.029 0.41 0.18 0.09 0.013 0.025 0.0036 737 1.04
I 0.062 0.14 1.62 0.0082 0.0020 0.023 0.40 0.23 0.11 0.012 0.024 0.0042 727 1.19
J 0.063 0.15 1.63 0.09 0.012 0.024 0.41 0.17 0.1 0.012 0.023 0.039 727 1.05
K 0.062 0.14 01.62 0.083 0.011 0.023 0.49 0.28 0.13 0.011 0.024 0.0036 720 1.44
[관계식 1]
R = [Ni]+3[Mo]+2[Cr]
(여기서, [Ni], [Mo] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
[식]
Ar3 = 910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
시편
번호		 강종 재가열 재결정역 압연 미재결정역 압연 냉각
온도(℃) 마지막 패스 압하량(%) 종료온도(℃) 종료온도(℃) 속도(℃/s)
1 A 1091 17.8 805 384 6.7
2 B 1086 18.2 813 365 7.5
3 C 1095 16.8 811 355 6.3
4 D 1090 19.4 816 386 8.1
5 E 1087 18.2 787 342 6.7
6 F 1082 18.3 875 385 6.8
7 G 1083 17.4 772 364 7.6
8 H 1091 16.8 814 394 13.8
9 I 1090 18.1 804 572 7.4
10 J 1089 10.4 804 322 8.1
11 K 1091 19.3 789 354 7.8
하기 표 3에는 제조된 강판의 미세조직을 측정하여 기재하였다. 표면 직하 경질상 분율은 표면 직하 8mm 부분의 미세조직을 관찰한 것이며, 경질상으로는 MA의 분율을 측정하였다. 두께 1/4 지점의 미세조직으로는 에시큘라 페라이트(AF), 시멘타이트 및 MA 분율을 각각 나타내었으며, 나머지 분율은 베이나이트로 관찰되었다. 또한, 강의 두께 1/4 지점에서의 에시큘라 페라이트 결정립 크기를 측정하여 나타내었다. 미세조직은 광학현미경을 이용하여 500배로 확대 분석하여 측정하였다.
더하여, 표 3에는 제조된 각 시편에 대한 물성 값을 측정하여 나타내었다. 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)은 인장시험을 하여 평가되었으며, EN-ISO 6892-1 규격에 의해 평가하였으며 두께 1/4 위치에서 압연의 직각 방향으로 환형시편을 채취하여 2회 테스트한 평균을 측정하였다. 또한, -50℃에서의 충격인성 값을 측정하였다. 충격인성은 EN ISO 148-1 규격에 의해 두께 1/4 위치에서 압연의 평행 방향으로 시편을 채취하여 3회 테스트한 평균을 측정하였다. 변형 충격시험은 길이 450mm의 인장시편을 제작하고 인장 시 변형량이 5%에 도달하면 인장을 정지한 후 250℃에서 시효 처리를 실시하였다. 이후 충격시편을 상기 모재 충격시험과 동일하게 적용하여 측정하였다.
시편번호 강
종		 미세조직 기계적 물성 구분
두께 1/4 지점 표면직하
AF
(%)		 시멘타이트
와 MA(%)		 AF
결정립
크기
(μm)		 경질상
(%)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 충격인성(-50℃, J)
변형 전 변형 후
두께
1/4		 두께
1/4		 표면
1 A 54 1.2 18.5 2.4 512 619 25 298 254 278 발명예1
2 B 52 0.9 17.3 1.2 486 618 24 303 264 245 발명예2
3 C 49 1.1 18.2 1.1 492 615 23 302 253 187 발명예3
4 D 68 0.8 17.8 2.5 422 544 28 311 223 195 비교예1
5 E 23 1.3 19.3 5.2 546 662 24 57 23 78 비교예2
6 F 63 1.4 26.4 2.1 523 621 23 36 18 187 비교예3
7 G 33 1.5 17.0 21 518 619 22 275 213 15 비교예4
8 H 31 1.5 18.6 12 486 634 24 89 27 35 비교예5
9 I 62 3.3 19.5 1.3 478 635 25 187 36 187 비교예6
10 J 46 1.3 25.8 1.2 442 582 29 45 78 89 비교예7
11 K 35 3.5 18.3 6.2 475 645 27 36 32 45 비교예8
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따르는 발명예의 미세조직을 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰한 사진이다. (a)는 표면 아래 8mm 위치의 미세조직 사진이며, (b)는 두께 1/4 위치의 미세조직 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 측면에 따르는 비교예 4의 미세조직을 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰한 사진이다.
반면, 비교예 1 및 2의 경우, 합금조성을 만족하지 못하는 예시이다. 비교예 1은 관계식 1의 값이 미달되어 모재 경화능 감소에 따른 강도 하락의 결과를 보였다. 비교예 2의 경우, 관계식 1의 값이 초과되어 MA의 형성이 촉진되어 MA 분율 상승에 의한 변형 후 충격특성이 열위하였으며, 표면부 경화능 상승에 의한 경질상이 발현되어 표면 변형 후 충격인성이 열위하였다.
비교예 3의 경우, 미재결정역 압연온도가 과도한 경우로 결정립 미세화의 부족으로 두께 1/4 지점의 충격 및 변형 후 충격인성이 열위하였다.
비교예 4의 경우, 미재결정역 압연온도가 미달되는 경우로, 결정립 미세화 효과에 의한 두께 1/4 지점의 충격인성은 우수하였으나, 표면부 냉각 전 국부적 이상역 진입으로, 냉각 후 경질상의 분포가 크게 증가하였다. 그 결과, 표면부 변형 후 충격인성 특성이 매우 열위하였다.
비교예 5의 경우, 냉각속도가 본 발명의 범위를 초과하여 표면부 과냉으로 인한 경질상의 증가로, 표면 변형 후 충격인성이 열위하였다.
비교예 6의 경우, 냉각종료온도가 지나치게 높은 경우로 두께 1/4 지점의 MA의 형성이 급격히 증가하여 변형 후 충격인성이 열위하였다.
비교예 7은 재결정역 압연의 압하량이 부족하여 초기 오스테나이트 미세화 부족으로 최종 페라이트 사이즈 미세화가 이루어지지 못하고, 조대한 오스테나이트로부터 경한상 형성이 쉬워져 항복강도와 충격인성의 하락을 확인할 수 있었다.
비교예 8은 본 발명에서 제안하는 합금성분 함량은 만족하지만, 관계식 1의 값을 만족하지 못하는 경우로, 제시한 조업조건 및 온도범위는 모두 만족하여 강도는 충분히 만족하지만 에시큘라 페라이트 감소, 베이나이트 증가, 표면부 경질상의 증가로 -50℃ 충격인성 및 표면변형 후 충격인성이 급격히 하락하는 것을 확인할 수 있었다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.08%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.4~1.8%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Ni: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.015~0.035%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.85~1.35이고,
    두께 1/4 지점의 미세조직으로 에시큘라 페라이트를 40~60면적%, 베이나이트를 40~60면적%, 잔여 시멘타이트와 MA를 합으로 3% 이하로 포함하며,
    두께 1/4 지점의 에시큘라 페라이트의 결정립 평균 크기가 20μm 이하이고,
    표면부 직하 8mm 부분의 미세조직으로 경질상이 5면적% 이하인 강판.
    [관계식 1]
    R = [Ni]+3[Mo]+2[Cr]
    (여기서, [Ni], [Mo] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 경질상은 MA상인 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 두께 1/4 지점의 에시큘라 페라이트의 결정립 평균 크기가 10~20μm인 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 두께가 50~100mm인 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 460MPa 이상이고, 인장강도가 580MPa 이상인 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 변형 후 표면과 두께 1/4 지점에서 -50℃ 충격인성이 100J 이상(여기서, 변형은 인장 시, 변형량이 5%에 도달하면 인장을 정지한 후 250℃에서 시효처리를 행하는 것)인 강판.
  7. 중량%로, C: 0.04~0.08%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.4~1.8%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Ni: 0.2~0.5%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.015~0.035%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.85~1.35인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 900℃ 이상의 온도범위에서 마지막 패스의 압하량 15~25mm로 재결정역 압연하는 단계;
    상기 재결정역 압연된 강판을 Ar3+40~Ar3+80의 압연종료온도로 미재결정역 압연하는 단계; 및
    상기 미재결정역 압연된 강판을 두께 1/4 지점을 기준으로 5~10℃/s의 냉각속도로 400℃ 이하의 온도범위까지 냉각하는 단계를 포함하는 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    R = [Ni]+3[Mo]+2[Cr]
    (여기서, [Ni], [Mo] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
  8. 제7항에 있어서,
    상기 재가열 시, 1020~1100℃의 온도범위로 행하고,
    상기 미재결정역 압연 시, 누적 압하율은 30~50%인 강판 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 강판은 두께가 50~100mm인 강판 제조방법.
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