WO2018117646A1 - 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a thick steel sheet excellent in cryogenic impact toughness that can be suitably used in an environment of 0 ⁇ -60 °C and its manufacturing method.
  • normalizing heat treatment is usually performed by using an off-line heat treatment facility on steel (hot rolled steel sheet) manufactured by general hot rolling. .
  • normalizing rolling which finishes rolling in the normalizing temperature range, has been developed and commercialized, but compared to the off-line heat treatment material, ex, impact toughness, etc.) there is a problem that is difficult to secure the quality.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 2014-0098901
  • One aspect of the present invention is a thick steel sheet having the same or more physical properties as that of the conventional steel material subjected to the soaking process, while the soaking (normalizing) process required for securing toughness in a low temperature and cryogenic environment can be omitted. It is to provide a method for manufacturing.
  • C 0.02 ⁇ 0.10%
  • Mn 0.6 ⁇ 1.7%
  • Si 0.5% or less (excluding 0%)
  • P 0.02% or less
  • S 0.015% or less
  • Nb Cryogenic impact toughness with 0.005 ⁇ 0.05%
  • V 0.005 ⁇ 0.07%
  • microstructure, complex structure of 85 ⁇ 95% of ferrite and 5 ⁇ 15% of pearlite Provides excellent thick steel plate.
  • the present inventors performed a separate normalizing heat treatment for the hot rolled steel sheet manufactured to secure the low temperature impact toughness of the existing thick steel sheet, but the physical properties equivalent to those of the thick steel sheet manufactured by the existing method without using such a heat treatment facility, etc. In order to provide a thick steel sheet having a deep study.
  • the present invention has a technical significance that does not require a separate normalizing heat treatment by controlling the rolling temperature.
  • the thick steel sheet excellent in cryogenic impact toughness is a weight%, C: 0.02 ⁇ 0.10%, Mn: 0.6 ⁇ 1.7%, Si: 0.5% or less, P: 0.02% or less, S: 0.015% or less , Nb: 0.005 to 0.05%, V: preferably 0.005 to 0.07%.
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an essential element to improve the strength of the steel, but when the content of C is excessive, it causes the increase of the rolling load during rolling due to the improvement of the high temperature strength, and the instability of the toughness at the cryogenic temperature below -20 °C Induce.
  • the C content is less than 0.02%, it is difficult to secure the strength of the level required by the present invention, and in order to control to less than 0.02%, a decarburization process may be additionally required, which may cause a cost increase.
  • the content exceeds 0.10%, it may be difficult to increase the rolling load and secure cryogenic toughness.
  • the content of C it is preferable to control the content of C to 0.02 to 0.10%. More advantageously, the content of C may be controlled to 0.05-0.10%.
  • Manganese (Mn) is an essential element for securing impact toughness of steel and controlling impurity elements such as S. However, when excessively added together with C, weldability may decrease.
  • the present invention by controlling the content of C as described above, it is possible to effectively secure the toughness of the steel, and in order to obtain high strength, the strength can be improved with Mn without adding the C, so that the impact toughness can be maintained.
  • Mn at 0.6% or more, but when the content is excessively over 1.7%, the weldability is deteriorated due to the excessive carbon equivalent, and the local toughness in the thick steel sheet is caused by segregation during casting. And cracks.
  • Silicon (Si) is a major element for deoxidation of steel and an element advantageous for securing strength of steel by solid solution strengthening.
  • the content of Si is controlled to 0.5% or less, except 0%.
  • Phosphorus (P) is an element that is inevitably contained during the manufacture of steel, and is an element that is easily segregated and easily forms low temperature metamorphic structure, and has a great influence on the deterioration of toughness.
  • S Sulfur
  • S is an element that is inevitably contained during the manufacture of steel, when the content of S is excessive, there is a problem of deteriorating toughness by increasing the non-metallic inclusions.
  • Niobium is an element that is advantageous for forming the structure finely and is advantageous for securing strength and impact toughness.
  • the addition of the Nb is required in order to obtain stable structure refinement with homogenization of the structure during normal rolling.
  • the content of Nb is determined by the amount of Nb dissolved by its temperature and time upon reheating the slab for rolling, but is generally not preferred because the content of more than 0.05% is beyond the dissolution range. On the other hand, if the content of Nb is less than 0.005%, the amount of precipitation is insufficient, and the above-described effects cannot be sufficiently obtained, which is not preferable.
  • Vanadium (V) is an element advantageous for securing the strength of steel.
  • the content of C is limited to secure the impact toughness of the steel and the content of Mn is controlled to control the segregation effect, the strength is insufficient due to the limitation of C and Mn through the addition of V. It can be secured.
  • the V exhibits the effect at a low temperature range, there is an effect of reducing the rolling load.
  • the present invention may further comprise at least 0.5% or less of each of Ni and Cr in order to further improve the physical properties for the thick steel sheet satisfying the above-described alloy composition, and further, 0.005 ⁇ 0.035% It may further include.
  • Nickel (Ni) and chromium (Cr) may be added to secure the strength of the steel, and is preferably added in an amount of 0.5% or less in consideration of the carbon equivalent and the limitation of essential components.
  • Titanium (Ti) combines with nitrogen to form precipitates, thereby controlling the excessive formation of precipitates by Nb and V, and in particular, there is an effect of suppressing the surface quality degradation that may occur during production of the slab.
  • Ti in an amount of 0.005% or more.
  • the content is excessively more than 0.035%, precipitates are excessively formed at grain boundaries, which may damage the characteristics of the steel.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • 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 thick steel sheet of the present invention that satisfies the above-described alloy composition preferably includes a ferrite and a pearlite composite as a microstructure.
  • the present invention includes 85 to 95% of ferrite and 5 to 15% of pearlite in an area fraction, thereby securing target strength and impact toughness.
  • the grain size of the ferrite is ASTM particle size 7.5 or more.
  • ferrite grain size is less than ASTM particle size 7.5, coarse grains may be mixed to ensure homogeneous toughness of a target level.
  • the thick steel sheet of the present invention that satisfies both the alloy composition and the microstructure can secure excellent cryogenic impact toughness at 300J or more at -60 ° C. In addition, the required strength can be secured.
  • the thick steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 5 mmt or more, more preferably 5 to 100 mmt.
  • the present invention can produce the target thick steel plate through the [steel slab reheating-hot rolling-cooling] process, each step will be described in detail below.
  • the reheating process is intended to refine the structure by utilizing the niobium (Nb) compound formed during casting, it is preferably carried out at 1100 °C or more in order to disperse and precipitate finely Nb after re-dissolving.
  • the reheating temperature is less than 1100 ° C., dissolution does not occur properly, so that fine grains cannot be induced and it is difficult to secure strength in the final steel. In addition, it is difficult to control the crystal grains by the precipitates, so that the target physical properties cannot be obtained.
  • the finish hot rolling is preferably carried out at a temperature range of 850 ⁇ 910 °C.
  • the present invention limits the temperature to the normal normalized heat treatment region during finish hot rolling in order to provide a thick steel sheet having a property equal to or greater than that of the existing normalizing material without performing a separate normalizing heat treatment.
  • the rolling is performed at a temperature range below the austenite recrystallization temperature, so that a normalizing effect cannot be obtained during rolling.
  • the temperature exceeds 910 °C crystal grains are grown to prevent a stable normalization.
  • cooling is preferably performed by air cooling.
  • the present invention is economically advantageous because it does not require a separate cooling facility by performing air cooling at the time of cooling the hot rolled steel sheet, and even if the air cooling is performed, all of the target physical properties can be obtained.
  • the slab having the alloy composition shown in Table 1 below was reheated at 1100 ° C. or higher, and then finished hot rolled and cooled under the conditions shown in Table 2 to prepare a final thick steel sheet.
  • thick steel plates having a thickness of 20 mmt and 30 mmt were prepared for the inventive steel 1, and thicknesses of 30 mmt were prepared for the comparative steels 1 and 2, respectively.
  • the re-heating is preferably carried out so that the extraction temperature is 1100 °C or more.

Abstract

본 발명의 일 측면은, 종래 저온 및 극저온 환경에서의 인성 확보를 위하여 요구되는 불림(노멀라이징, Nomalizing) 처리를 생략할 수 있으면서, 상기 불림 처리를 행한 기존 강재와 동등 이상의 물성을 가지는 후강판 및 이것을 제조하기 위한 방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
본 발명은 0~-60℃의 환경에서 적합하게 사용할 수 있는 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
후강판의 저온 인성 등의 특성을 확보하기 위해서는 내부 균질화가 요구되는데, 이를 위하여 통상 일반적인 열간압연으로 제조된 강재(열연강판)에 오프-라인(off-line) 열처리 설비를 이용하여 노멀라이징 열처리를 행한다.
그런데, 이와 같이 노멀라이징 열처리를 행함에 의해, 제조공정의 추가와 더불어 압연된 후강판의 재가열에 따른 원가 상승, 생산 소요일이 증가하는 등의 단점이 있다.
이에, 최근에는 노멀라이징 온도역에서 압연을 종료하는 노멀라이징 압연(Normalizing Rolling)이라 불리는 온-라인(on-line) 노멀라이징재를 개발하여 상용화하고 있으나, 오프-라인 열처리재와 비교할 때 동등한 수준의 물성(ex, 충격인성 등)의 품질확보에 어려움이 따르는 문제가 있다.
따라서, 노멀라이징 압연 방식을 이용하더라도 기존 오프-라인 열처리재와 동등 이상의 물성을 갖는 후강판을 제공할 수 있는 기술방안이 요구된다.
(특허문헌 1) 한국공개특허공보 제2014-0098901호
본 발명의 일 측면은, 종래 저온 및 극저온 환경에서의 인성 확보를 위하여 요구되는 불림(노멀라이징, Nomalizing) 처리를 생략할 수 있으면서, 상기 불림 처리를 행한 기존 강재와 동등 이상의 물성을 가지는 후강판 및 이것을 제조하기 위한 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.02~0.10%, Mn: 0.6~1.7%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.05%, V: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적분율 85~95%의 페라이트 및 5~15%의 펄라이트의 복합조직을 갖는 극저온 충격인성이 우수한 후강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100℃ 이상에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850~910℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및 상기 마무리 열간압연 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 극저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 0℃부터 -60℃에 이르기까지 안정적으로 충격인성을 확보할 수 있는 후강판을 제공할 수 있다.
이와 같이, 노멀라이징 열처리 공정을 행하지 않고서도 고능율의 후강판을 제공함으로써 경제적으로도 유리한 효과가 있다.
본 발명자들은 기존 후강판의 저온 충격인성 등을 확보하기 위하여 제조된 열연강판에 대해 별도의 노멀라이징 열처리를 행하였으나, 이러한 열처리 설비 등을 이용하지 않고서도 기존 방법에 의해 제조된 후강판과 동등 이상의 물성을 갖는 후강판을 제공하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화하는 것으로부터, 노멀라이징 열처리를 생략하더라도 목표로 하는 물성을 가지는 후강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 압연 온도를 제어하여 별도의 노멀라이징 열처리를 요구하지 않음에 기술적 의의가 있다 할 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 극저온 충격인성이 우수한 후강판은 중량%로, C: 0.02~0.10%, Mn: 0.6~1.7%, Si: 0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.05%, V: 0.005~0.07%를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 후강판의 합금조성을 상기와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.02~0.10%
탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는 필수원소이나, 이러한 C의 함량이 과도할 경우 고온강도의 향상으로 인해 압연 중 압연부하가 증가하는 원인이 되고, -20℃ 이하의 극저온에서 인성의 불안정을 유도한다.
한편, 상기 C의 함량이 0.02% 미만이면 본 발명에서 요구하는 수준의 강도를 확보하기 어렵고, 0.02% 미만으로 제어하기 위해서는 탈탄공정이 추가로 요구되어 원가상승 등이 유발될 우려가 있다. 반면, 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 압연부하의 증가와 극저온 인성의 확보가 어려울 수 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.02~0.10%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는, 상기 C의 함량을 0.05~0.10%로 제어할 수 있다.
Mn: 0.6~1.7%
망간(Mn)은 강의 충격인성의 확보와 S 등의 불순원소의 제어를 위해 필수적인 원소이지만, 상기 C와 함께 과다 첨가할 경우 용접성이 저하될 우려가 있다.
본 발명에서는 상술한 바와 같이 C의 함량을 제어함으로써 강의 인성을 효과적으로 확보할 수 있으며, 고강도를 얻고자 함에 있어서 상기 C를 추가하지 않고 Mn으로 강도를 향상시킬 수 있으므로 충격인성을 유지할 수 있다.
상술한 효과를 위해서는 0.6% 이상으로 Mn을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 1.7%를 초과하게 되면 탄소당량의 과다에 따라 용접성이 저하되고, 주조 중 편석에 의해 후강판 내 국부적 인성저하 및 크랙 발생 등의 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.6~1.7%로 제어하는 것이 바람직하다.
Si: 0.5% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 강의 탈산에 주요한 원소이면서, 고용강화에 의해 강의 강도를 확보하는데 유리한 원소이다.
다만, 이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 압연 중 부하를 높이고, 모재(후강판 자체) 및 용접시 얻어지는 용접부의 인성을 열화시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.5% 이하로 제어하며, 단 0%는 제외한다.
P: 0.02% 이하
인(P)은 강의 제조 중 불가피하게 함유되는 원소로서, 편석되기 쉬우면서, 저온변태조직을 용이하게 형성하여 인성 저하에 영향이 큰 원소이다.
따라서, 이러한 P의 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 최대 0.02%로 P을 함유하여도 물성 확보에는 큰 무리가 없으므로, 상기 P의 함량을 0.02% 이하로 제어한다.
S: 0.015% 이하
황(S)은 강의 제조 중 불가피하게 함유되는 원소로서, 상기 S의 함량이 과다하면 비금속 개재물을 증가시켜 인성을 열화시키는 문제가 있다.
따라서, 이러한 S의 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 최대 0.015%로 S을 함유하여도 물성 확보에는 큰 무리가 없으므로, 상기 S의 함량을 0.015% 이하로 제어한다.
Nb: 0.005~0.05%
니오븀(Nb)은 조직을 미세하게 형성하는데에 유리한 원소이면서, 강도 확보와 충격인성 확보에 유리한 원소이다. 특히, 본 발명에서는 노멀라이징 압연시 조직의 균질화와 함께 안정적으로 조직 미세화를 얻기 위하여 상기 Nb의 첨가가 요구된다.
상기 Nb의 함량은 압연을 위한 슬라브 재가열시 그 온도 및 시간에 의해 용해되는 Nb 양에 의해 결정되나, 통상 0.05%를 초과하는 함량은 용해 범위를 초과하는 것이므로 바람직하지 못하다. 한편, 상기 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 석출량이 미비하여, 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.005~0.05%로 제어하는 것이 바람직하다.
V: 0.005~0.07%
바나듐(V)은 강의 강도 확보에 유리한 원소이다. 특히, 본 발명에서는 강의 충격인성의 확보를 위하여 C의 함량을 제한하고, 편석 영향을 제어하기 위하여 Mn의 함량을 제한하고 있으므로, 상기 C와 Mn의 제한으로 인해 부족한 강도를 상기 V의 첨가를 통해 확보할 수 있다. 또한, 상기 V은 낮은 온도역에서 그 효과를 발휘하므로, 압연 부하를 줄이는 효과가 있다.
다만, 상기 V의 함량이 0.07%를 초과하게 되면 석출물에 의한 취성에 영향을 미치므로 바람직하지 못하며, 반면 그 함량이 0.005% 미만이면 석출량이 미비하여 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 0.005~0.07%로 제어하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명은 상술한 합금조성을 만족하는 후강판에 대해 물성 향상을 더욱 도모하기 위한 목적에서 Ni 및 Cr 중 1종 이상을 각각 0.5% 이하로 더 포함할 수 있고, 나아가 Ti을 0.005~0.035%로 더 포함할 수 있다.
니켈(Ni) 및 크롬(Cr)은 강의 강도 확보를 위해 첨가할 수 있으며, 탄소당량과 필수적으로 함유되는 성분들의 제한 등을 고려하여 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti)은 질소와 결합하여 석출물을 형성함으로써, Nb와 V에 의한 석출물이 과다하게 형성되는 것을 제어하며, 특히 연주 슬라브 생산 중에 발생 가능한 표면품질 저하를 억제하는 효과가 있다.
상술한 효과를 위해서는 0.005% 이상으로 Ti을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.035%를 초과하게 되면 석출물이 입계에 과다 형성되어 강의 특성을 해칠 우려가 있다.
본 발명의 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.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 후강판은 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 포함하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 본 발명은 면적분율로 85~95%의 페라이트 및 5~15%의 펄라이트를 포함함으로써, 목표로 하는 강도 및 충격인성을 확보할 수 있다.
상기 페라이트의 분율이 과다하여 펄라이트의 분율이 상대적으로 낮아지면 강도를 안정적으로 확보하기 어려워지며, 반면 펄라이트의 분율이 과다해지면 강도 및 인성이 저하될 우려가 있다.
이와 같이, 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 포함함에 있어서, 본 발명에서는 상기 페라이트의 결정립 크기가 ASTM 입도번호 7.5 이상인 것이 바람직하다.
만일, 상기 페라이트 결정립 크기가 ASTM 입도번호 7.5 미만이면 조대한 결정립이 혼입되어 목표 수준의 균질한 인성을 확보할 수 없게 된다.
상기와 같이 합금조성 및 미세조직을 모두 만족하는 본 발명의 후강판은 -60℃에서의 충격인성이 300J 이상으로 우수한 극저온 충격인성을 확보할 수 있다. 더불어, 요구하는 강도의 확보도 가능하다.
본 발명의 후강판은 5mmt 이상, 보다 바람직하게는 5~100mmt의 두께를 갖는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 극저온 인성이 우수한 후강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 냉각] 공정을 거쳐 목표로 하는 후강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[재가열 단계]
먼저, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1100℃ 이상에서 재가열하는 것이 바람직하다.
상기 재가열 공정은 주조 중에 형성된 니오븀(Nb) 화합물을 활용하여 조직 미세화를 도모하기 위한 것으로서, Nb을 재용해한 후 미세하게 분산 석출시키기 위해 1100℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하다.
만일, 상기 재가열시 온도가 1100℃ 미만이면 용해가 적절하게 일어나지 못하여 미세 결정립을 유도할 수 없고, 최종 강재에서 강도를 확보하기 어려워진다. 또한, 석출물에 의한 결정립의 제어가 어려워 목표 물성을 얻을 수 없게 된다.
[열간압연]
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 마무리 열간압연은 850~910℃의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
본 발명은 별도의 노멀라이징 열처리를 행하지 않고서도 기존 노멀라이징재 대비 동등 이상의 물성을 갖는 후강판을 제공하기 위하여, 마무리 열간압연시 그 온도를 통상의 노멀라이징 열처리 영역으로 제한한다.
만일, 마무리 열간압연시 온도가 850℃ 미만이면 오스테나이트 재결정온도 이하의 온도역에서 압연이 이루어지므로 압연 중 노멀라이징 효과를 얻을 수 없게 된다. 반면, 상기 온도가 910℃를 초과하게 되면 결정립이 성장하여 안정적인 노멀라이징이 이루어지지 못하게 된다.
[냉각]
상기한 바에 따라 제조된 열연강판을 상온까지 냉각하여 최종 후강판을 제조하는 것이 바람직하다. 이때 냉각은 공냉을 행하는 것이 바람직하다.
본 발명은 열연강판의 냉각시 공냉을 행함으로써 별도 냉각설비가 요구되지 않으므로 경제적으로 유리하다 할 것이며, 공냉을 행하더라도 목표로 하는 물성을 모두 얻을 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 슬라브를 1100℃ 이상에서 재가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 마무리 열간압연 및 냉각하여 최종 후강판을 제조하였다.
이때, 발명강 1에 대해서는 두께 20mmt와 30mmt를 갖는 후강판을 각각 제조하였으며, 비교강 1과 2에 대해서는 각각 30mmt의 두께로 제조하였다.
이후, 각각의 후강판에 대해 두께 1/4t(여기서 t는 두께(mmt)를 의미함) 지점의 미세조직을 현미경을 이용하여 관찰하였으며, 온도별 샤르피 V-노치 충격시험을 통해 충격특성을 관찰하였다. 각각의 결과에 대해서는 하기 표 2에 나타내었다.
구분 합금조성 (중량%)
C Mn Si P S Nb Ti V Ni Cr
발명강 1 0.080 1.55 0.39 0.010 0.002 0.024 0.010 0.046 0.001 0.001
비교강 1 0.159 1.45 0.39 0.011 0.003 0.019 0.001 0.037 0.002 0.002
비교강 2 0.165 1.50 0.40 0.011 0.002 0.002 0.001 0.001 0.001 0.001
구분 제조조건 두께(mmt)
마무리 열간압연 냉각
발명강 1 880℃ 공냉 30 또는 20
비교강 1 880℃ 공냉 30
비교강 2 880℃ 공냉 30
구분 미세조직 충격특성 (J)
상 F분율 0℃ -20℃ -30℃ -40℃ -50℃ -60℃
발명강 1 F+P 88% 400 402 395 399 398 398
비교강 1 F+P 80% 310 320 295 50 22 20
비교강 2 F+P 78% 250 190 70 40 20 20
(표 3에서 F 분율을 제외한 나머지는 P 이며, 여기서 F는 페라이트, P는 펄라이트를 의미한다.)
표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 동일 두께(30mmt)를 가지면서, C를 0.15% 이상으로 함유하는 비교강 1 및 2의 경우 각각 -40℃, -30℃ 영역부근에서 충격천이가 발생함을 확인할 수 있다. 반면, 발명강 1의 경우에는 -60℃에 이르기까지 충격천이가 발생하지 않음을 확인할 수 있다.
한편, 노멀라이징 열처리에 따른 물성 변화를 확인하기 위하여, 발명강 1(두께 20mmt, 30mmt)과 비교강 2(30mmt)에 대해 880℃에서 두께 인치당 1시간의 통상적인 노멀라이징 열처리를 실시한 다음, 상기 노멀라이징 열처리의 실시 전·후 인장물성 및 충격인성(-20℃)을 측정하였다. 또한, 페라이트 결정립 크기를 측정하고, 그 결과들을 하기 표 4에 나타내었다.
이때, 인장시험은 전체 두께로 L0=5.65√S0 비례시편을 활용하였다 (여기서, L0는 original gauge length, S0는 original cross-sectional area를 의미한다).
구분 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 충격인성(J) 결정립 크기
전 후 전 후 전 후 전 후
발명강 1(30mmt) 408 395 492 492 399 397 8.5 8.5
발명강 1(20mmt) 420 398 502 495 353 358 8.5 8.7
비교강 2(30mmt) 387 345 527 482 184 231 7.2 7.0
상기 표 4에 나타낸 바와 같이, 발명강 1의 경우 두께에 상관없이 노멀라이징 열처리 전·후 물성에 차이가 없음을 확인할 수 있다.
반면, 비교강 2의 경우에는 노멀라이징 열처리 후 충격인성은 향상된 반면, 두께가 30mmt 임에도 불구하고 인장강도 및 항복강도가 대략 40MPa 정도 하락하였으며, 본 발명의 수준을 전혀 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
그리고, 발명강 1(30mmt)의 슬라브 재가열시 추출온도가 강도에 미치는 영향을 확인해 보았다. 구체적으로, 하기 표 5에 나타낸 각각의 추출온도를 만족하도록 슬라브를 재가열한 다음, 880℃에서 마무리 열간압연 한 후 상온까지 공냉하여 각각의 후강판을 제조하였다.
이후, 상기 각각의 후강판에 대해 인장특성을 평가하였다.
인장특성 1190℃ 1160℃ 1150℃ 1130℃ 1120℃ 1100℃ 1090℃
항복강도(MPa) 416 416 411 406 408 398 383
인장강도(MPa) 500 500 496 490 488 483 469
상기 표 5에 나타낸 바와 같이, 추출온도가 낮아질수록 강도가 낮아짐을 확인할 수 있으며, 특히 추출온도가 1090℃인 경우에는 추출온도가 1190℃인 경우에 비해 대략 30MPa 정도의 강도 하락이 보여진다.
추출온도가 낮아질수록 조직 미세화 등에 영향을 미치는 Nb 재고용 효과가 감소되며, 이는 유사 압연조건에서 강도 및 항복비의 감소를 일으킨다.
따라서, 재가열시 추출온도가 1100℃ 이상이 되도록 실시함이 바람직함을 알 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.10%, Mn: 0.6~1.7%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.05%, V: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 면적분율 85~95%의 페라이트 및 5~15%의 펄라이트의 복합조직을 갖는 극저온 충격인성이 우수한 후강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 후강판은 중량%로 Ni: 0.5% 이하 및 Cr: 0.5% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 극저온 충격인성이 우수한 후강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 후강판은 중량%로 Ti: 0.005~0.035%를 더 포함하는 극저온 충격인성이 우수한 후강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 후강판은 페라이트 결정립 크기(grain size)가 ASTM 입도번호 7.5 이상인 극저온 충격인성이 우수한 후강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 후강판은 -60℃에서 충격인성이 300J 이상인 극저온 충격인성이 우수한 후강판.
  6. 중량%로, C: 0.02~0.10%, Mn: 0.6~1.7%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.05%, V: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100℃ 이상에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850~910℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및
    상기 마무리 열간압연 후 상온까지 공냉하는 단계
    를 포함하는 극저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로 Ni: 0.5% 이하 및 Cr: 0.5% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 극저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로 Ti: 0.005~0.035%를 더 포함하는 극저온 충격인성이 우수한 후강판의 제조방법.
PCT/KR2017/015134 2016-12-22 2017-12-20 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법 WO2018117646A1 (ko)

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