WO2017111443A1 - 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a high strength structural steel sheet excellent in hot resistance and a method of manufacturing the same.
  • the exterior of ships, marine and building structures has a structure in which both planes and surfaces exist at the same time.
  • the processing for the plane is determined at the time of forming the plate, the exterior is formed without additional process when drying ships and offshore structures, but during the forming of the surface, the plate is processed to heat the surface of the steel sheet.
  • the onboard heating which is a task to be performed, is performed.
  • Bending processing by linear heating utilizes the property of being deformed by restraint from the surrounding unheated area when it contracts by cooling after thermal expansion of the heating part.
  • the surface of the steel sheet may be heated to a temperature of about 600 to 900 ° C. or by water cooling after heating, so that the physical properties of the steel sheet after linear heating may be inferior.
  • the heating up to the austenite starting transformation temperature of the steel mainly causes material deterioration due to growth of crystal grains when heated above the transformation temperature or the recrystallization temperature due to dislocation dislocation or the like.
  • the present invention is to provide a high-strength structural steel sheet excellent in yield resistance, tensile strength and impact toughness even after linear heating, and a manufacturing method thereof.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.03 to 0.07%, Si: 0.05 to 0.2%, Mn: 1.6 to 2.3%, P: 0.008% or less, S: 0.002% or less, Al: 0.025% or less, Cu : 0.1 to 0.4%, Ni: 1.4 to 2.3%, Mo: 0.08 to 0.2%, Nb: 0.01 to 0.025%, Ti: 0.008 to 0.02%, N: 0.001 to 0.008%, remaining Fe and inevitable impurities,
  • the microstructure within 10mm of the surface is to provide a high-strength structural steel sheet having excellent hot resistance, including needle-like ferrite of 80% or more and polygonal ferrite of 20% or less by volume fraction.
  • C 0.03 ⁇ 0.07%
  • Si 0.05 ⁇ 0.2%
  • Mn 1.6 ⁇ 2.3%
  • P 0.008% or less
  • S 0.002% or less
  • Al 0.025% or less
  • Cu 0.1 to 0.4%
  • Ni 1.4 to 2.3%
  • Mo 0.08 to 0.2%
  • Nb 0.01 to 0.025%
  • Ti 0.008 to 0.02%
  • N 0.001 to 0.008%
  • remaining Fe and inevitable impurities Reheating the slab
  • the present invention it is possible to provide a high strength structural steel sheet having excellent yield strength, tensile strength and low temperature impact toughness, and a method for manufacturing the same, as well as hot resistance before the linear heating, and even after the linear heating.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of curved surface forming by linear heating.
  • FIG. 2 is a cross-sectional photograph of a 10 mm depth from the surface of the steel sheet of Inventive Example 1.
  • the inventors have found that the physical properties of the steel sheet may be inferior after the linear heating when the high strength structural steel sheet is subjected to linear heating so that the exterior of ships, marine and building structures have curved surfaces.
  • This linear heating causes the surface of the steel sheet to be heated to 600 to 900 ° C., resulting in a decrease in strength and toughness simultaneously due to softening of the matrix structure and grain boundaries, grain growth, coarsening of carbide (Fe 3 C), and the like.
  • the heating up to the austenite start transformation temperature is caused to deteriorate the material due to the dislocation of the dislocation, and when the heating is more than the transformation temperature or more than the recrystallization temperature, mainly due to the growth of grains, the material is mainly degraded.
  • the present inventors lowered the Ar3 temperature by the addition of high Mn and Ni, so that the microstructure within 10 mm of the surface by the low temperature rolling and the cold cooling, the acicular ferrite of 80% or more and the polygonal ferrite of 20% or less.
  • the present invention has been completed by realizing that it is possible to provide a high strength structural steel sheet having excellent yield strength, tensile strength and low-temperature impact toughness even after linear heating, and a method of manufacturing the same.
  • High-strength structural steel sheet having excellent hot resistance according to an aspect of the present invention by weight%, C: 0.03 ⁇ 0.07%, Si: 0.05 ⁇ 0.2%, Mn: 1.6 ⁇ 2.3%, P: 0.008% or less, S: 0.002% Al: 0.025% or less, Cu: 0.1 to 0.4%, Ni: 1.4 to 2.3%, Mo: 0.08 to 0.2%, Nb: 0.01 to 0.025%, Ti: 0.008 to 0.02%, N: 0.001 to 0.008%, It contains the remaining Fe and unavoidable impurities, and the microstructure within 10 mm of the surface contains 90% or more of needle-like ferrite.
  • C is a very important element for securing strength.
  • the upper limit is preferably 0.07%.
  • Si is a useful element as a deoxidizer, but if its content is excessive, it may cause a decrease in toughness.
  • the Si content is preferably 0.05% or more, and when the Si content exceeds 0.2%, the toughness may be lowered. Therefore, it is preferable that Si content is 0.05 to 0.2%.
  • Mn is a solid solution strengthening element and has the effect of improving the strength, grain refinement and base material toughness.
  • Ar3 temperature it is possible to minimize the formation of polygonal ferrite by low temperature rolling and cold cooling.
  • the upper limit is 2.3%.
  • P is an element that is advantageous in improving strength and corrosion resistance, it is advantageous to keep it as low as possible because it is an element that greatly impairs impact toughness. Therefore, the upper limit thereof is preferably 0.008%.
  • the upper limit is preferably made 0.002%.
  • Al is an element which can effectively deoxidize, and it is preferable to control it to 0.005 to 0.025%. It is not necessary to specifically control the lower limit, but may be included 0.005% or more for deoxidation.
  • Cu is a solid solution strengthening and precipitation strengthening element that can improve the strength while minimizing the toughness of the base metal.
  • it is preferable to contain 0.1% or more.
  • the upper limit is preferably 0.4% or less.
  • Ni is an element which can improve the strength and toughness of a base material simultaneously.
  • Ar3 temperature it is possible to minimize the formation of polygonal ferrite by low temperature rolling and cold cooling.
  • Ni content is less than 1.4%, the above-described effects are insufficient, and when the Ni content is more than 2.3%, the hardenability is increased, and impact toughness may be reduced due to bainite formation. Therefore, it is preferable that Ni content is 1.4-2.3%.
  • Mo is an element that effectively increases the strength by the addition of a small amount, and is preferably added in an amount of 0.08% or more since the formation of fine Mo-C series precipitates after linear heating prevents deterioration of the strength.
  • the upper limit is 0.2% or less because coarsening of precipitates may occur due to excessive Mo addition.
  • Nb that has been dissolved in the steel sheet before the linear heating is precipitated in the form of NbC, NbCN, etc. during the linear heating to improve the strength of the base metal. This is important for maintaining strength after linear heating, and 0.01% or more should be added in order to effectively exhibit the effect of adding Nb.
  • the upper limit is preferably 0.025% or less.
  • Ti forms nitrides with N to prevent grains from growing at high temperatures. In order to secure such an effect sufficiently, it is preferable to be contained 0.008% or more. On the other hand, excessive Ti addition has a problem in that impact toughness is lowered due to coarsening of Ti precipitates, so the upper limit is preferably 0.02%.
  • N is an element that forms a precipitate together with Ti, Nb, Al and the like to refine the austenite structure upon reheating, thereby improving strength and toughness.
  • N content is less than 0.001%, the above effects cannot be sufficiently obtained.
  • N content is greater than 0.008%, surface cracks may be caused at high temperatures, and residual N may exist in an atomic state to reduce toughness. Therefore, it is preferable that N content is 0.001 to 0.008%.
  • the remaining component of the steel sheet of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the microstructure within 10 mm of the surface of the high-strength structural steel sheet having excellent hot resistance according to an aspect of the present invention includes more than 80% acicular ferrite and less than 20% polygonal ferrite by volume fraction.
  • Polygonal ferrite is easy to grain growth by heating, so if the polygonal ferrite is present in more than 20% by volume in the microstructure within 10mm, grain growth, coarse carbide formation and matrix structure during linear heating It may cause deterioration.
  • the thickness of the steel sheet is preferably 40mm or less. This is because when the thickness of the steel sheet exceeds 40 mm, it is difficult to apply curved processing by linear heating. At this time, the minimum thickness of the steel sheet may be 12mm.
  • the steel sheet has a yield strength of 500 MPa or more, a tensile strength of 600 MPa or more, and an impact toughness of 100 J or more at -40 ° C. Accordingly, it can be preferably used for ships, offshore and building structures.
  • curved processing by linear heating (bending processing) is deformed due to restraint from the surrounding non-heating region when it contracts by cooling after thermal expansion of a heating part. Use nature.
  • linear heating generally heats the surface of the steel sheet to 600-900 ° C.
  • 600-800 ° C which is a relatively low temperature
  • Mo dissolved in the steel sheet precipitates as Mo 2 C when cooled after the linear heating, and is relatively high.
  • Nb dissolved in the steel sheet is precipitated as NbC upon cooling after linear heating.
  • the Mo 2 C precipitates or NbC precipitates are precipitated at the grain boundaries to inhibit the growth of the grains (pinning effect) and to prevent the formation of coarse carbides. In addition, since C is consumed a lot as precipitates, generation and coarsening of carbides can be prevented.
  • the Mo 2 C NbC precipitates, and the size of the precipitate is preferably 2 ⁇ 20nm.
  • the steel sheet according to the present invention is capable of securing a yield strength of 500 MPa or more, a tensile strength of 600 MPa or more, and an impact toughness of 100 J or more at -40 ° C. even when linearly heated and curved at 600 to 900 ° C. .
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing a high strength structural steel sheet having excellent hot resistance, comprising: reheating a slab having the above-described alloy composition; Unrecrystallization of the reheated slab at 750 ⁇ 850 °C; And cooling down to a cooling end temperature of 380-440 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./sec or more after unrecrystallized station rolling.
  • the slab having the alloy composition described above is reheated.
  • the reheating temperature of the slab is not particularly limited, but is preferably 1100 to 1200 ° C.
  • the reheated slab is unrecrystallized rolled at 750 ⁇ 850 °C. This is to refine the grains.
  • the unrecrystallized rolling In order to refine the grains, the unrecrystallized rolling must be performed at the lowest temperature immediately above the Ar3 temperature. In the present invention, in order to have a sufficiently low Ar3 temperature, the Mn and Ni contents are increased to have a sufficiently low Ar3 temperature. It is preferable to perform non-recrystallization rolling. In addition, when the unrecrystallized rolling temperature exceeds 850 degreeC, grain refinement
  • the microstructure within 10mm from the surface of the steel sheet can be contained in the volume fraction of acicular ferrite of 80% or more and polygonal ferrite of 20% or less.
  • cooling rate is less than 10 °C / sec, or the cooling end temperature exceeds 440 °C sufficient cooling is not achieved a large amount of polygonal ferrite is formed and the grain growth and matrix deterioration occurs in the linear heating.
  • the step of heating the cooled steel sheet in a linear process at 600 ⁇ 900 °C can be further performed.
  • Invented steels A, B, and C are steel sheets satisfying the component range defined in the present invention, and comparative steels D, F, G, and H are compared as steel sheets containing an alloy component that exceeds or falls short of the component range of the present invention.
  • Steel D is carbon
  • comparative steel E is Mo
  • comparative steel F is Nb
  • comparative steel G is the case where the components of Ni and Mn are outside the component range of this invention.
  • the inventive steel and the comparative steel were rolled and cooled in the preparation conditions of Table 2 to prepare a thick steel sheet.
  • the rolling finish temperature was 780 °C, 880 °C
  • the cooling end temperature was carried out at 400 °C, 600 °C.
  • the steel sheet was cut into a size capable of linear heating, and linear heating was performed under four temperature conditions (600 ° C, 700 ° C, 800 ° C, and 900 ° C).
  • Table 3 below shows the mechanical properties and the mechanical properties after linear heating of the base material prepared under the above conditions.
  • Tensile strength of the base metal was measured from the full thickness of the steel sheet in a direction perpendicular to the rolling direction, and subjected to a tensile test at room temperature to measure tensile strength.
  • the low temperature toughness of the base material was taken from 2 mm directly below the surface of the steel sheet, and the specimens were taken in the direction perpendicular to the rolling direction. After the V-notched test specimens were prepared, the Charpy impact test was performed three times at -40 ° C. .
  • the microstructure within 10 mm of the surface of the steel sheet was observed to show the volume fraction of polygonal ferrite in Table 3.
  • the tissue other than polygonal ferrite was acicular ferrite.
  • the unit of temperature is °C
  • the unit of the cooling rate is °C / sec
  • FM start temperature means the unrecrystallized station rolling start temperature
  • FM end temperature means the unrecrystallized station rolling end temperature.
  • the yield strength of 500 MPa or more, the tensile strength of 600 MPa or more, and the -40 degree impact toughness of 100 J or more were shown before and after the linear heating.
  • Comparative Example 3 is a case of using the comparative steel D in which the component of C is exceeded, the strength is significantly raised to the target level, but it can be seen that the impact toughness is significantly reduced. This is because the formation of coarse carbides is a cause of breakage during the impact test.
  • Comparative Example 4 is a case of using a comparative steel E that is less than the Mo component
  • Comparative Example 5 is a case of using a comparative steel F is less than the Nb component, it can be seen that the strength is significantly reduced and the impact toughness is also reduced. This is because the amount of Mo and Nb employed is small and the amount of Mo and Nb insufficient to form precipitates after linear heating is insufficient. If Mo and Nb is added excessively, the toughness may be reduced due to coarse precipitates, so it should be added within the range controlled by the present invention.
  • Comparative Example 6 is a case of using the comparative steel G, which is less than the components of Mn, Ni, because a sufficiently low Ar3 temperature is not secured, a large amount of polygonal ferrite is formed when rolling at low temperature, thereby reducing the strength and toughness. Caused.
  • Comparative Example 1 the alloy composition of the present invention was satisfied, but the impact toughness was inferior because the rolling temperature exceeded 850 ° C.
  • Comparative Example 3 the alloy composition of the present invention was satisfied, but the cooling condition was beyond the scope of the present invention, resulting in a decrease in strength and toughness due to grain growth after linear heating due to an increase in the polygonal ferrite fraction.

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Abstract

본 발명은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판에 관한 것이다.

Description

열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
본 발명은 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선박, 해양 및 건축 구조물의 외관은 평면과 곡면이 동시에 존재하는 구조를 가지고 있다.
평면에 대한 가공은 판재 성형 시 결정되기 때문에 선박, 해양구조물의 건조 시 별도의 공정을 거치지 않고 외관을 성형하지만, 곡면 성형 시에는 판재를 가공하는 과정을 거치게 되는데 이를 수행하기 위해 강판의 표면을 가열하는 작업인 선상가열을 행하게 된다.
선상가열에 의한 굽힘가공은 가열부의 열팽창 후 냉각에 의해 수축할 때 주위의 비가열 영역으로부터의 구속에 의해 변형되는 성질을 이용한다.
이러한 선상가열을 적용하기 위해서 강판의 표면은 600~900℃ 정도의 온도로 가열하거나 가열 후 수냉을 실시하여 하므로, 선상가열 후 강판의 물성이 열위해질 수 있다. 강재의 오스테나이트 개시 변태온도까지의 가열은 전위의 풀림 등에 의해, 변태온도 이상 또는 재결정온도 이상 가열되는 경우 결정립의 성장에 의해 주로 재질의 열화를 가져오게 된다.
또한 강판 표면의 가열, 냉각의 열사이클로 인해 취화되어 인성의 저하를 초래될 수 있다.
따라서, 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 충격인성이 우수한 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명은 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 충격인성이 우수한 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판을 제공하기 위함이다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연하는 단계; 및
미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각단계;를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법을 제공하기 위함이다.
덧붙여, 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면 선상가열 전에는 물론, 열간 저항성이 우수하여 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 선상가열에 의한 곡면 성형의 일례를 나타낸 모식도이다.
도 2는 발명예 1의 강판의 표면으로부터 10mm깊이의 단면 조직 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 선박, 해양 및 건축 구조물의 외관이 곡면을 갖도록 고강도 구조용 강판을 선상가열하여 곡가공하는 경우, 선상가열 후 강판의 물성이 열위해질 수 있음을 발견하였다.
이러한 선상가열은 강판의 표면을 600~900℃까지 가열하기 때문에 기지조직 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 카바이드(Fe3C)의 조대화 등에 의해 강도 및 인성이 동시에 저하되는 현상이 발생하게 된다.
또한, 오스테나이트 개시 변태온도까지의 가열은 전위의 풀림 등에 의해 재질의 열화가 발생되며, 변태온도 이상 또는 재결정온도 이상 가열되는 경우 결정립의 성장에 의해 주로 재질의 열화를 가져오게 된다.
본 발명자들은 상기 문제점들을 해결하기 위해서 고Mn, Ni의 첨가로 Ar3온도를 낮추어 저온 압연 및 강냉에 의해 표면 10mm이내에서의 미세조직이 부피분율로 80% 이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하도록 함으로써, 선상가열 이후의 결정립 성장을 방지할 수 있으며, NbC, Mo2C의 석출물들의 결정립계 pinning 효과를 이용하여 결정립의 성장 및 조대한 카바이드의 형성을 방지할 수 있어, 선상가열 전에는 물론, 선상가열 후에도 항복강도, 인장강도 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있음을 깨닫고 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N : 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 10mm이내에서의 미세조직은 90%이상의 침상 페라이트를 포함한다.
C : 0.03 ~ 0.07중량%(이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.)
C은 강도를 확보하기 위한 매우 중요한 원소이다.
충분한 강도 확보를 위하여 0.03% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에 과다 첨가하는 경우, 선상가열 이후의 냉각 중 조대한 탄화물을 형성하여 충격인성을 저하시킬 우려가 있으므로 그 상한은 0.07%인 것이 바람직하다.
Si : 0.05 ~ 0.2%
Si는 탈산제로 유용한 원소이지만 그 함량이 과다한 경우 인성의 저하의 원인이 될 수 있다. 탈산을 위해서는 Si 함량이 0.05% 이상인 것이 바람직하며, Si 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 인성이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.05~0.2%인 것이 바람직하다.
Mn : 1.6 ~ 2.3%
Mn은 고용강화 원소로서 강도를 향상시키고 결정립 미세화 및 모재 인성을 개선하는 효과를 가진다. 또한, Ar3온도를 낮추어 저온 압연 및 강냉에 의해 폴리고날 페라이트의 형성을 최소화할 수 있다.
상기 효과를 충분히 나타내기 위하여 1.6% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에 과다 첨가하는 경우, 중심부에 MnS의 비금속 개재물을 형성하고, 상기 MnS 개재물은 압연 후 연신되어 저온인성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 그 상한은 2.3%인 것이 바람직하다.
P : 0.008% 이하
P는 강도 향상과 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.008%로 하는 것이 바람직하다.
S : 0.002% 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.002%로 하는 것이 바람직하다.
Al : 0.025% 이하
Al는 효과적으로 탈산을 할 수 있는 원소로서 0.005~0.025% 로 제어하는 것이 바람직하다. 그 하한을 특별히 제어할 필요는 없으나, 탈산을 위해 0.005% 이상 포함될 수 있다.
Cu : 0.1 ~ 0.4%
Cu는 고용강화 및 석출강화 원소로서 모재의 인성 저하를 최소화하면서 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 충분한 강도 향상의 효과를 달성하기 위해서는 0.1% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 반면에 과도한 첨가는 열간취성에 의한 강재 표면의 결함을 야기할 수 있으므로 그 상한은 0.4% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ni : 1.4 ~ 2.3%
Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, Ar3온도를 낮추어 저온 압연 및 강냉에 의해 폴리고날 페라이트의 형성을 최소화할 수 있다.
Ni 함량이 1.4% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, Ni 함량이 2.3% 초과인 경우에는 경화능이 상승되고, 베이나이트 형성으로 충격인성이 저하될 수 있다. 따라서, Ni 함량은 1.4~2.3%인 것이 바람직하다.
Mo : 0.08 ~ 0.2%
Mo는 소량의 첨가로 강도를 효과적으로 상승시키는 원소로서 선상가열 후 미세한 Mo-C 계열의 석출물을 형성하여 강도의 열화를 방지하기 때문에 0.08% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만 과도한 Mo 첨가로 인해 석출물의 조대화가 발생할 수 있으므로 그 상한은 0.2% 이하인 것이 바람직하다.
Nb : 0.01 ~ 0.025%
선상가열 전 강판에 고용되어 있던 Nb는 선상가열시 NbC, NbCN 등의 형태로 석출되어 모재의 강도를 향상시킨다. 이는 선상가열 후 강도 유지에 중요하며, Nb의 첨가효과를 유효하게 발휘하기 위해서 0.01% 이상이 첨가되어야 한다. 하지만 과도한 Nb 첨가로 인해 석출물의 조대화가 발생할 수 있으므로 그 상한은 0.025% 이하인 것이 바람직하다.
Ti : 0.008 ~ 0.02%
Ti는 N과 질화물을 형성하여 고온에서 결정립이 성장하는 것을 방지한다. 이러한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.008% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 과도한 Ti첨가는 Ti 석출물의 조대화에 따라 충격인성이 저하되는 문제점이 있으므로 그 상한은 0.02%인 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.008%
N은 Ti, Nb, Al등과 함께 석출물을 형성하여 재가열시 오스테나이트 조직을 미세하기 만들어 강도와 인성을 향상시키는 원소이다.
N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면에, N 함량이 0.008% 초과인 경우에는 고온에서 표면 크랙을 유발할 수 있고, 잔류하는 N은 원자상태로 존재하여 인성을 감소시킬 수 있다. 따라서, N 함량은 0.001~0.008%인 것이 바람직하다.
본 발명의 강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 미세조직에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함한다.
폴리고날 페라이트는 가열에 의한 결정립 성장이 쉽게 이루어지기 때문에, 폴리고날 페라이트가 10mm이내에서의 미세조직에 20부피%를 초과하여 존재하는 경우에는 선상가열시 결정립 성장, 조대한 카바이드 형성 및 기지조직의 열화의 원인이 될 수 있다.
또한, 상기 강판의 두께는 40mm이하인 것이 바람직하다. 강판의 두께가 40mm를 초과하는 경우, 선상가열에 의한 곡가공을 적용하기 어렵기 때문이다. 이때, 강판의 최소 두께는 12mm일 수 있다.
상기와 같이 합금조성 및 미세조직을 제어함으로써, 상기 강판은 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상이다. 이에 따라, 선박, 해양 및 건축 구조물 등에 바람직하게 이용될 수 있다.
상술한 바와 같은 합금조성 및 미세조직을 갖는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판을 선상가열시, Mo2C 석출물 및 NbC 석출물 중 하나 이상이 석출되게 된다.
선상가열에 의한 곡가공의 일 례인 도 1을 참조하여 설명하면, 선상가열에 의한 곡가공(굽힘가공)은 가열부의 열팽창 후 냉각에 의해 수축할 때 주위의 비가열 영역으로부터의 구속에 의해 변형되는 성질을 이용한다.
또한, 선상가열은 일반적으로 강판의 표면을 600~900℃까지 가열하게 되는데, 비교적 낮은 온도인 600~800℃에서는 강판에 고용되어 있던 Mo가 선상가열 후 냉각시 Mo2C로 석출되고, 비교적 높은 온도인 800℃ 이상에서는 강판에 고용되어 있던 Nb가 선상가열 후 냉각시 NbC로 석출된다.
상기 Mo2C 석출물 또는 NbC 석출물은 결정립계에 석출되어 결정립의 성장을 억제(pinning 효과)하고 조대한 카바이드의 형성을 방지할 수 있는 효과가 있다. 또한, C가 석출물로 많이 소모됨에 따라서, 카바이드의 생성 및 조대화를 방지할 수 있다. 이때, 상기 Mo2C 석출물 및 NbC 석출물의 크기는 2~20nm인 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에 따른 강판은 600~900℃로 선상가열하고 곡가공을 하여도 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상을 확보할 수 있는 것이다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연하는 단계; 및 미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각단계;를 포함한다.
재가열 단계
상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 재가열한다. 상기 슬라브의 재가열온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 1100~1200℃로 하는 것이 바람직하다.
미재결정역 압연 단계
상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연한다. 결정립을 미세화하기 위함이다.
결정립을 미세화하기 위해서는 미재결정 압연이 Ar3온도 직상의 최대한 낮은 온도에서 수행해야 되는데, 본 발명에서는 충분히 낮은 Ar3온도를 갖기 위해 Mn, Ni의 함량을 높게함으로써 충분히 낮은 Ar3온도를 갖도록 하였으므로 750℃ 이상에서 미재결정역 압연을 행하는 것이 바람직하다. 또한, 미재결정 압연 온도가 850℃ 초과인 경우에는 결정립 미세화가 이루어지기 어려워 인성이 열위해진다. 따라서, 미재결정 압연 온도의 상한은 850℃가 바람직하며, 보다 바람직한 상한은 800℃이다.
냉각단계
미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각한다.
상기와 같이 냉각단계를 제어함으로써, 강판 표면으로부터 10mm이내에서의 미세조직이 부피분율로 80% 이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하도록 할 수 있다.
냉각속도가 10℃/초 미만이거나, 냉각종료온도가 440℃를 초과하는 경우에는 충분한 냉각이 이루어지지 않아 폴리고날 페라이트가 다량 형성되고 선상가열시 결정립 성장과 기지의 열화가 발생하게 된다.
한편, 상기 냉각된 강판을 600~900℃에서 선상가열하여 곡가공 하는 단계를 추가로 행할 수 있다.
상기와 같은 선상가열에 의해, 강판의 곡가공이 가능하게 되며, 선상가열 후 냉각시 Mo2C 석출물 및 NbC 석출물이 석출됨으로써, 결정립의 성장을 억제(pinning 효과)하고 조대한 카바이드의 형성을 방지할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 강슬라브를 제조하였다. 발명강 A, B, C는 본 발명에서 규정한 성분범위를 만족하는 강판이며, 비교강 D, F, G, H는 본 발명의 성분범위를 초과하거나, 미달된 합금 성분이 포함되는 강판으로서 비교강 D는 탄소, 비교강 E는 Mo, 비교강 F는 Nb, 비교강 G는 Ni, Mn의 성분이 본 발명의 성분범위를 벗어난 경우이다.
상기 발명강 및 비교강을 하기 표 2의 제조조건으로 압연, 냉각하여 후강판을 제조하였다. 구체적으로 압연종료온도 780℃, 880℃, 냉각종료온도 400℃, 600℃로 수행하였다. 그리고 제조된 강판을 선상가열할 수 있는 사이즈로 절단하여 4개의 온도조건(600℃, 700℃, 800℃, 900℃)으로 곡가공을 위한 선상가열을 수행하였다.
또한, 하기 표 3에는 상기 조건들로 제조된 모재의 기계적 물성 및 선상가열후의 기계적 물성을 나타내었다.
모재의 인장강도는 강판의 전두께로부터 압연방향에 수직한 방향으로 JIS1B호 시편을 채취하여 상온에서 인장시험을 실시하여 인장강도를 측정하였다. 모재의 저온인성은 강판의 표면부 2mm직하 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 V-노치 시험편을 제작 후 -40℃에서 샤르피 충격 시험을 3회 실시하여 평균값을 표 3에 나타내었다.
또한, 강판 표면 10mm이내에서의 미세조직을 관찰하여 폴리고날 페라이트의 부피분율을 표 3에 기재하였다. 폴리고날 페라이트 외의 조직은 침상 페라이트였다.
구분 C Si Mn P S Al Ni Cu Mo Nb Ti N
발명강 A 0.042 0.086 1.95 0.0055 0.0015 0.011 1.71 0.274 0.13 0.015 0.010 0.0038
발명강 B 0.054 0.116 1.83 0.0057 0.0012 0.010 1.75 0.249 0.125 0.021 0.012 0.0042
발명강 C 0.045 0.123 1.92 0.0062 0.0011 0.011 1.82 0.254 0.119 0.013 0.013 0.0039
비교강 D 0.126 0.123 1.88 0.0061 0.0012 0.010 1.80 0.249 0.121 0.017 0.011 0.0049
비교강 E 0.052 0.118 1.91 0.0052 0.0014 0.015 1.68 0.261 0.052 0.02 0.012 0.0051
비교강 F 0.046 0.121 1.89 0.0075 0.0013 0.012 1.76 0.248 0.125 0.008 0.010 0.0045
비교강 G 0.048 0.119 1.25 0.0065 0.0013 0.013 0.65 0.253 0.132 0.018 0.012 0.0042
단, 상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
Figure PCTKR2016014964-appb-T000001
단, 상기 표 2에서 온도의 단위는 ℃이고, 냉각속도의 단위는 ℃/초이고, FM 시작온도는 미재결정역 압연 시작온도를 뜻하며, FM 종료온도는 미재결정역 압연 종료온도를 뜻한다.
구분 강종 모재 선상가열 후
항복강도 인장강도 폴리고날 페라이트(부피%) 충격인성 평균 항복강도 인장강도 충격인성 개별 충격인성 평균
발명예1 발명강 A 527 665 7.5 278 514 661 267/262/253 260
513 649 265/288/302 285
532 642 277/322/326 308
507 627 194/130/184 170
비교예 1 발명강 A 525 654 24.5 79 509 646 45/56/128 76
502 635 79/65/84 76
500 624 56/102/28 62
498 612 57/58/38 51
발명예 2 발명강 B 538 672 6.7 247 534 668 245/167/158 190
529 659 264/286/302 284
518 642 268/231/188 229
510 621 154/186/109 150
비교예 2 발명강 B 510 623 31.8 183 507 612 203/264/197 221
498 601 174/123/184 160
488 596 156/89/205 150
482 584 142/76/87 102
발명예 3 발명강 C 542 671 7.9 281 538 664 221/265/287 258
531 659 234/212/264 237
528 640 198/187/234 206
513 627 265/188/203 219
비교예 3 비교강 D 587 689 22.1 134 567 678 75/68/32 58
552 670 15/78/54 49
542 652 103/28/36 56
523 641 28/64/28 40
비교예 4 비교강 E 524 625 35.5 226 514 615 52/105/39 65
508 611 64/103/154 107
501 602 51/136/121 103
492 598 25/38/65 43
비교예 5 비교강 F 536 628 38.4 193 523 613 156/123/158 146
512 607 126/154/130 137
503 598 78/123/162 121
494 588 58/28/42 43
비교예 6 비교강 G 506 624 42 133 503 611 120/175/56 117
493 608 89/45/37 57
483 594 36/48/56 47
479 578 59/21/34 38
단, 상기 표 3에서 항복강도 및 인장강도의 단위는 MPa이며, 충격인성의 단위는 J이다.
상기 표 3에 모재의 기계적 물성 및 선상가열후 기계적 물성을 비교하여 보면, 본 발명에 따른 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우, 항복강도, 인장강도 및 -40℃에서의 충격인성이 모두 목표한 물성에 만족하고 있다.
구체적으로 선상가열 전후 모두 항복강도 500MPa 이상, 인장강도 600MPa이상, -40도 충격인성 100J이상의 특성을 보이고 있다.
비교예 3은 C의 성분이 초과된 비교강 D를 이용한 경우로서, 강도는 목표 수준을 크게 상향하고 있으나 충격인성은 현저하게 감소하는 것을 알 수 있다. 이는 조대한 카바이드 형성으로 충격 테스트시 파괴의 원인이 되기 때문인 것으로 판단된다.
비교예 4는 Mo 성분이 미달되는 비교강 E를 이용한 경우이고, 비교예 5는 Nb 성분이 미달되는 비교강 F를 이용한 경우로서, 강도가 현저하게 감소하고 충격인성도 저하된 것을 확인할 수 있다. 이는 고용된 Mo, Nb 양이 작고 선상가열 이후 석출물을 형성할 충분한 Mo, Nb의 양이 부족하기 때문이다. 만약 Mo, Nb가 과도하게 첨가될 경우 조대한 석출물로 인해 오히려 인성의 저하가 발생할 수 있기 때문에 본 발명에서 제어하는 범위로 첨가하여야 한다.
또한, 비교예 6은 Mn, Ni의 성분이 미달되는 비교강 G를 이용한 경우로서, 충분히 낮은 Ar3온도의 확보가 되지 않아 낮은 온도에서의 압연시 폴리고날 페라이트가 다량 형성되어 강도와 인성의 저하를 초래하였다.
비교예 1의 경우 본 발명의 합금조성은 만족하였으나, 압연온도가 850℃를 초과하여 충격 인성이 열위하였다. 비교예 3의 경우 본 발명의 합금조성은 만족하였으나, 냉각 조건이 본 발명의 범위를 벗어나서 폴리고날 페라이트 분율의 증대로 인하여 선상가열 후 결정립 성장에 의한 강도와 인성의 저하가 발생하였다.
이상에서 본 발명의 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 (6)

  1. 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면 10mm이내에서의 미세조직은 부피분율로 80%이상의 침상 페라이트 및 20% 이하의 폴리고날 페라이트를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 두께는 40mm이하인 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상인 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 600~900℃로 선상가열하고 곡가공한 후의 항복강도가 500MPa이상이며, 인장강도가 600MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 100J 이상인 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판.
  5. 중량%로, C : 0.03 ~ 0.07%, Si : 0.05 ~ 0.2%, Mn : 1.6 ~ 2.3%, P : 0.008% 이하, S : 0.002% 이하, Al : 0.025% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Ni : 1.4 ~ 2.3%, Mo : 0.08 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.025%, Ti : 0.008 ~ 0.02%, N: 0.001~0.008%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 750~850℃에서 미재결정역 압연하는 단계; 및
    미재결정역 압연 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 380~440℃의 냉각종료온도까지 냉각단계;를 포함하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 냉각된 강판을 600~900℃에서 선상가열한 후 곡가공하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판의 제조방법.
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