WO2020111867A2 - 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법 - Google Patents

우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a structural steel and a method of manufacturing the same, which can be advantageously used as a structural material such as for offshore rescue due to excellent low-temperature toughness, low yield ratio, and excellent stability.
  • Patent Document 1 proposes a steel material that forms a second phase inside a grain or a grain boundary by performing a normalizing heat treatment after accelerated cooling to secure a resistance ratio. Specifically, through a component system capable of sufficiently increasing the hardenability, an accelerated cooling process to make the initial tissue bainite, and a normalizing heat treatment process, ferrite having a diameter of about 20 ⁇ m or less and a size of about 3 ⁇ m or less The MA phase is evenly distributed throughout the base material.
  • the initial structure is made of bainite in which carbide is present, thereby uniformly distributing the MA between the grain boundaries and the grains after heat treatment.
  • Patent Literature 1 Through this uniformly distributed and fine MA, it is possible to secure a resistance ratio, low temperature toughness, and high elongation.
  • Patent Literature 1 a low yield ratio can be realized, but it has the disadvantages of increasing component cost to increase hardenability and increasing cost due to the addition of a heat treatment process.
  • Patent Document 1 Korean Patent No. 1799202
  • the present invention is to provide a structural steel sheet having excellent yield strength, low-temperature impact toughness, and resistance to recovery characteristics in a thick steel sheet having a thickness of 50 mm or less and a method for manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention in weight percent, C: 0.05 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.01% or less, S: 0.003% or less, Sol.Al: 0.015 to 0.04 %, Ti: 0.005 ⁇ 0.02%, Nb: 0.01% or less, N: 0.002 ⁇ 0.008%, including residual Fe and other inevitable impurities, microstructure is an area fraction, polygonal ferrite is 90% or more, and second Pearlite segmented as phase is 10% or less, MA is 2% or less, and in the polygonal ferrite, polygonal ferrite having a grain size of 20 ⁇ m or more is 20 to 50%, and polygonal grain having a grain size of less than 20 ⁇ m It is a structural steel with a ferrite of 40 to 70%.
  • the structural steel may have a yield strength (YS) of 350 MPa or more, a tensile strength (TS) of 450 MPa or more, and a yield ratio (YS/TS) of 85% or less.
  • the structural steel may have an elongation of 20% or more, an impact toughness at -40°C of 60 J or more, and a low temperature impact toughness at -60°C of 100 J or more.
  • the structural steel may be a thick steel plate having a thickness of 50 mm or less.
  • Another aspect of the present invention in weight percent, C: 0.05 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.01% or less, S: 0.003% or less, Sol.Al: 0.015 to Reheating the slab containing 0.04%, Ti: 0.005 to 0.02%, Nb: 0.01% or less, N: 0.002 to 0.008%, the balance Fe and other inevitable impurities to a temperature range of 1050 to 1150°C; Hot rolling the reheated slab to a finish rolling temperature of 830 to 970°C; A primary cooling step of cooling the rolled steel sheet to a primary cooling end temperature of Ar3 or less at a cooling rate of 10 to 30°C/sec; A maintenance step of maintaining for 5-12 seconds after the first cooling; And a second cooling step of cooling at a cooling rate of 15 to 60° C./sec to a second cooling end temperature of 300 to 500° C. after the maintenance step. It is a method of manufacturing a structural steel comprising a.
  • the primary cooling end temperature may be 630 ⁇ 700 °C.
  • the present invention it is possible to obtain structural steel suitable as a structural material by exhibiting excellent resistance-to-recovery characteristics of 0.85 or less, yield strength of 350 MPa or more, and impact toughness of -40°C or more in a thick steel plate having a thickness of 50 mm or less.
  • Example 1 is a photograph observing the microstructure of Inventive Example 1.
  • Figure 2 is a photograph observing the microstructure of Comparative Example 7 prepared through conventional conventional control rolling.
  • the present inventors have used the hardness difference between the base material and MA by using a very light trader MA (coated martensite) in order to secure a resistance ratio in the prior art, but when using MA, an adverse aspect that may cause a drop in impact toughness Recognizing this, we studied in depth to solve it. As a result, it was confirmed that the microstructure was composed of polygonal ferrite, MA, and degenerated pearlite, and if the area ratio was appropriately controlled, it was possible to secure a resistance ratio without deteriorating impact toughness, and the present invention was completed. .
  • MA coated martensite
  • Structural steel according to an aspect of the present invention in weight percent, C: 0.05 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.01% or less, S: 0.003% or less, Sol.Al : 0.015 to 0.04%, Ti: 0.005 to 0.02%, Nb: 0.01% or less, N: 0.002 to 0.008%, balance Fe and other unavoidable impurities.
  • C is an element for causing solid solution strengthening and as a carbonitride by Nb to secure tensile strength.
  • C is added in excess of 0.12%, it not only promotes the formation of MA, but also generates pearlite, which can deteriorate impact and fatigue characteristics at low temperatures.
  • the C content is less than 0.05%, it is preferable to limit the C content to 0.05 to 0.12% because the formation of the second phase is disadvantageous and the yield ratio can be increased.
  • Si serves to deoxidize molten steel by supporting Al, and is an element necessary for securing yield strength and tensile strength.
  • the content is limited to 0.4% or less.
  • Si is added in excess of 0.4%, diffusion of C is prevented to promote MA formation.
  • the Si content can be limited to 0.05 to 0.4%.
  • Mn can be added in an amount of 1.0% or more since the strength increase effect by solid solution strengthening is large. However, if it is excessively added in an amount exceeding 2.0%, the upper limit may be limited to 2.0% because the formation of MnS inclusions may cause a decrease in toughness due to segregation in the center.
  • P is an impurity, it can cause grain segregation and cause the steel to drop, so it is necessary to limit the upper limit of P to 0.01%.
  • S is an impurity and mainly combines with Mn to form MnS inclusions, and these are factors that inhibit low-temperature toughness. Therefore, in order to secure low-temperature toughness and low-temperature fatigue properties, it is necessary to limit S to a range of 0.003% or less.
  • Al is a major deoxidizer of steel and needs to be added at least 0.015% in the dissolved state. In addition, at least 0.015% should be added because it is an element necessary to fix the N component during strain aging. However, when it is added in excess of 0.04%, the Al 2 O 3 inclusions may increase the size and increase the size, which may cause low-temperature toughness. Also, similar to Si, it promotes the formation of the MA phase of the base material and the welding heat-affected zone, thereby lowering the temperature. Toughness and low temperature fatigue properties can be reduced. Therefore, in the present invention, the Al content can be limited to 0.015 to 0.04%.
  • Ti decreases the solid solution N content by combining with N to form Ti nitride (TiN), so it must be added at least 0.005%. These precipitates inhibit the coarsening of tissues, contribute to micronization and improve toughness. However, when the content of Ti exceeds 0.02%, it may cause destruction by coarsening of precipitates, and solid solution Ti that is not combined with N may remain, forming Ti carbide (TiC), thereby deteriorating the toughness of the base material and welds. . Therefore, in the present invention, the Ti content can be limited to 0.005 to 0.02%.
  • Nb 0.01% or less (including 0%)
  • Nb is an element that suppresses recrystallization during rolling or cooling by precipitating solid solution or carbonitride to make the structure fine and increase strength.
  • the addition range can be limited to 0.01%. Since it is advantageous not to add Nb in order to secure more resistance ratio, the lower limit may not be set separately.
  • N is an element that helps to improve the strength and toughness by forming a precipitate with Ti, Nb, Al, etc. to make the austenite structure fine during reheating.
  • the content can be limited to 0.002 to 0.008%.
  • the high-strength structural steel of the present invention is an iron (Fe) component other than the above-mentioned alloying elements.
  • Fe iron
  • the impurities may include Mo: less than 0.05%, Cr: less than 0.05%, Cu: less than 0.05%, and Ni: less than 0.05%.
  • the structural steel according to one aspect of the present invention may include microstructure having an area fraction, polygonal ferrite of 90% or more, pearlite segmented as a second phase of 10% or less, and MA of 2% or less.
  • the microstructure of structural steel according to the present invention is mainly composed of polygonal ferrite, and consists of a small amount of MA and segmented pearlite. It is important to minimize the amount of MA and to properly distribute the segmented pearlite, which is a less hard phase than MA, in order to secure the resistivity and low temperature toughness.
  • Degenerated pearlite is an intermediate phase between pearlite and MA, and can be formed by controlling the cooling rate. More specifically, when the cooling rate is fast, MA is formed, and when the cooling rate is slow, pearlite is formed. If the cooling rate is medium, segmented pearlite is formed. In the present invention, the segmented pearlite is adjusted by adjusting the cooling rate in secondary cooling. Is forming. In addition, the segmented pearlite is characterized by having a mild property of medium between pearlite and MA.
  • the present invention is characterized in that a resistance ratio and low temperature impact toughness are obtained through an appropriate fraction of the second phase. If the fraction of the second phase is high, it is difficult to implement a resistance ratio, and if the fraction is high, low temperature impact toughness is reduced. Therefore, in the present invention, the segmented pearlite is limited to 10% or less and MA to 2% or less, and more preferably, the fraction of the second phase may be 5 to 11%.
  • the polygonal ferrite may be composed of 20 to 50% of the polygonal ferrite having a grain size of 20 ⁇ m or more, and 40 to 70% of the polygonal ferrite having a grain size of less than 20 ⁇ m.
  • the polygonal ferrite having a grain size of 20 ⁇ m or more is 20-50%, and the grain size of 20 ⁇ m or less. Eggplant was limited to 40-70% polygonal ferrite.
  • Structural steel that satisfies the component system and microstructure conditions may satisfy a yield strength of 350 MPa or more, an impact toughness at -40°C of 60 J or more, and a yield ratio of 85% or less.
  • the tensile strength of 450MPa or more, the elongation of 20% or more, and the low-temperature impact toughness at -60°C can satisfy 100J or more.
  • the method for manufacturing structural steel according to another aspect of the present invention comprises a process of slab reheating-hot rolling-cooling (primary cooling, maintenance, secondary cooling), and detailed conditions for each manufacturing step are as follows.
  • a slab made of the above-described component system is prepared, and the slab is reheated to a temperature range of 1050 to 1150°C.
  • the reheating temperature exceeds 1150°C, the grains of austenite become coarse, which may cause a problem of poor toughness.
  • the reheating temperature is less than 1050°C, Ti, Nb, etc. may not be sufficiently dissolved, resulting in a decrease in strength.
  • Rolling is terminated at a relatively high temperature so that the heated slab can be advantageous for polygonal ferrite formation.
  • a hot rolled sheet is obtained by hot rolling so that the finish rolling end temperature is 830 to 970°C.
  • Cooling after hot rolling in the present invention is a very important process in the implementation of the target structure.
  • the cooling process in the present invention consists of three stages of primary cooling-maintenance-secondary cooling, unlike cooling in ordinary TMCP rolling.
  • the primary cooling it is desirable to set the ferrite transformation start temperature of Ar3 or less to the primary cooling end temperature and to minimize the cooling rate.
  • setting Ar3 or lower as the primary cooling end temperature is to form polygonal ferrite by air cooling. More preferably, the primary cooling end temperature is 630 to 700°C, and the cooling rate is 10 to 30°C/sec.
  • a maintenance step is performed in which the cooling is not performed again.
  • the diffusion of carbon is caused to promote the formation of a second phase within the grain boundary or grains. More specifically, it is preferable to maintain 5 to 12 seconds.
  • Secondary cooling may be performed under conditions of a secondary cooling end temperature of 300 to 500°C and a maximum cooling rate of about 15 to 60°C/sec.
  • MA and segmented pearlite may be formed through the secondary cooling.
  • an increase in tensile strength can be secured through a low cooling end temperature.
  • Structural steel manufactured according to the above-described manufacturing method may have a microstructure in which polygonal ferrite having a grain size of 20 ⁇ m or more is 20 to 50%, and polygonal ferrite having a grain size of 20 ⁇ m or less is 40 to 70%.
  • the second phase is composed of segmented pearlite or MA, and each fraction may be 10% or less and 2% or less.
  • slabs were prepared using continuous casting.
  • the slabs were manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 2 below, and steel sheets were manufactured through a cooling process.
  • Table 3 the microstructure and mechanical properties of the steel sheet manufactured under the manufacturing conditions of Table 2 were measured and described.
  • Invention Steels A to D are steel sheets satisfying the component ranges defined in the present invention.
  • the comparative steels E and F are steel sheets that do not satisfy the component range specified in the present invention, and the comparative steel E is a steel having a C content exceeding, and the comparative steel F is a steel having a Nb content exceeding. It can be seen that the invention examples satisfying all can yield a yield strength of 350 MPa and a tensile strength of 450 MPa or more, and a base material -60°C impact toughness of 100 J or more and a yield ratio of 85% or less.
  • Comparative Examples 1 to 3 the components are satisfactory, but as examples that do not satisfy the manufacturing conditions of the present invention, it can be seen that the yield ratio exceeds 85%.
  • the reason why the yield ratio exceeds 85% is as follows.
  • Comparative Example 1 when the primary cooling temperature was terminated at Ar3 or higher, ferrite transformation was not formed during the primary cooling, and Comparative Example 2 was rolled at a low temperature to increase yield strength due to the refinement of the tissue.
  • the comparative example 3 is because the normal TMCP cooling is applied, and the yield ratio is increased due to the formation of fine esicular ferrite.
  • Comparative Example 3 since the main structure was bainite, the ferrite fraction was small.
  • Fig. 2 shows the microstructure of the steel sheet produced by the general TMCP cooling. Unlike the invention example, it can be seen that the yield ratio is increased due to the formation of bainite and the lack of the second phase.

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Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01% 이하, N: 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이, 면적분율로, 폴리고날 페라이트가 90% 이상이고, 제 2 상으로서 분절된 펄라이트가 10% 이하, MA가 2% 이하이고, 상기 폴리고날 페라이트에서, 20㎛ 이상의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 20~50% 이고, 20㎛ 미만의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 40~70% 인 구조용강을 제공한다.

Description

우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법
본 발명은 저온인성이 우수하고 항복비가 낮아 안정성이 우수하여 해양구조용 등의 구조용 소재로 유리하게 사용될 수 있는 구조용강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 해양구조물이 대형화, 다기능화(시추, 정제, 보관, 주거 등)됨에 따라 구조물의 안정성 확보에 대한 필요성이 증가하고 있으며, 이에 따라 항복강도와 인장강도의 차이가 큰 저항복비(항복강도/인장강도, YS/TS)를 가지는 해양구조용 강재가 요구되고 있다.
항복비가 낮을수록 파괴가 발생할 수 있을 때까지의 소성 변화 시점을 늦추고 이 과정에서 에너지를 흡수하여 외력 및 충격에 의한 파손, 파괴를 방지할 수 있다. 또한 일정량의 변형이 존재하더라도 붕괴 전 보수를 가능하게 함으로서 구조물의 파손에 의한 재산 및 인명 피해를 방지할 수 있다.
종래 기술로서 특허문헌 1 에서는 저항복비를 확보하기 위하여 가속냉각 후 노멀라이징 열처리를 실시하여 결정립 내부 또는 결정립계에 제2상을 형성시키는 강재를 제시하고 있다. 구체적으로 경화능을 충분히 높게 할 수 있는 성분계와, 초기 조직을 베이나이트로 하기 위한 가속 냉각 프로세스, 그리고 노멀라이징 열처리 프로세스를 통하여, 원상당 직경으로 약 20㎛ 이하 크기의 페라이트와 약 3㎛ 이하 크기의 MA 상을 모재에 전반적으로 고르게 분포시킨다. 특히 초기 조직을 탄화물이 내부에 존재하는 베이나이트로 함으로서 열처리 후 결정립계와 결정립 내부에 MA를 고르게 분포시킨다. 이와 같은 균일하게 분포하고 미세한 MA를 통해 저항복비, 저온인성, 고연신율을 확보할 수 있다. 그러나 특허문헌 1 에 따를 경우, 낮은 항복비를 구현할 수 있으나 경화능을 높이기 위한 성분원가 증가와 열처리 공정 추가로 인한 원가 증가의 단점을 가지고 있다.
따라서 TMCP 공정으로 저항복비를 실현하기 위한 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다. 본 발명에서는 이러한 성분 및 제조원가의 상승의 문제를, 성분 최적화 및 새로운 냉각 패턴의 도입으로 인한 조직의 미세화를 통하여 해결하고자 한다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국특허번호 제1799202호
본 발명에서는 두께 50mm 이하의 후강판에서 항복강도, 저온 충격인성 및 저항복비 특성이 우수한 구조용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
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: 0.05~0.12%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01% 이하, N: 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적분율로, 폴리고날 페라이트가 90% 이상이고, 제 2 상으로서 분절된 펄라이트가 10% 이하, MA가 2% 이하이고, 상기 폴리고날 페라이트에서, 20㎛ 이상의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 20~50% 이고, 20㎛ 미만의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 40~70% 인 구조용강이다.
상기 구조용강은 항복강도(YS) 350MPa 이상, 인장강도(TS) 450MPa 이상이고, 항복비(YS/TS)가 85% 이하일 수 있다.
상기 구조용강은 연신율이 20% 이상, -40℃에서의 충격인성이 60J 이상, -60℃에서의 저온 충격인성이 100J 이상일 수 있다.
상기 구조용강은 두께 50mm 이하의 후강판일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01% 이하, N: 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1150℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 재가열한 상기 슬라브를 830~970℃의 마무리 압연 온도로 열간압연하는 단계; 압연된 강판을 Ar3 점 이하의 1차 냉각종료온도까지 10~30℃/초의 냉각속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 상기 1차 냉각을 마친 후 5~12초간 유지하는 유지 단계; 및 상기 유지 단계 이후, 300~500℃의 2차 냉각종료온도까지 15~60℃/초의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 를 포함하는 구조용강의 제조방법이다.
상기 1차 냉각종료온도는 630~700℃ 일 수 있다.
본 발명에 의하면 두께 50mm 이하의 후강판에서 0.85 이하의 우수한 저항복비 특성, 350MPa 이상의 항복강도 및 -40℃에서의 충격인성이 60J 이상인 특성을 나타내어 구조용 소재로 적합한 구조용강을 얻을 수 있다.
이에 따라 구조물의 안정성을 확보할 수 있고 수명 연장을 높이는데 기여할 수 있어, 조선, 해양, 건축 등의 구조용강으로 유리하게 사용될 수 있는 효과가 있다.
도 1 은 발명예 1 의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 2 는 종래 일반적인 제어압연을 통해 제조된 비교예 7 의 미세조직을 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한 본 발명의 실시 형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공하는 것이다.
본 발명자들은 종래 기술에서는 저항복비를 확보하기 위해서 매우 경한 상인 MA(도상 마르텐사이트)를 이용하여 모재와 MA의 경도 차이를 이용하고 있었으나, MA를 이용하는 경우 충격인성의 저하를 야기할 수 있는 불리한 측면이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위해 깊이 연구하였다. 그 결과 미세조직을 폴리고날 페라이트, MA 및 분절된 펄라이트(degenerated pearlite)로 구성하고 이들의 면적비율을 적절히 제어하면 충격인성의 저하 없이 저항복비를 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하였다.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 구조용강에 대하여 자세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소를 함량을 나타낼 때 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 또한, 결정이나 조직의 비율은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 면적을 기준으로 한다.
[구조용강]
먼저 본 발명의 일 측면에 따른 구조용강의 성분계에 대해 설명한다. 본 발명의 일 측면에 따른 구조용강은 중량%로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01% 이하, N: 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
C: 0.05~0.12%
본 발명에서 C 는 고용강화를 일으키고 Nb 등에 의한 탄질화물로 존재하여 인장강도를 확보하기 위한 원소이다. C 가 0.12%을 초과하여 첨가될 경우 MA의 형성을 조장할 뿐만 아니라 펄라이트가 생성되어 저온에서의 충격 및 피로 특성을 열화 시킬 수 있다. 반면 C 함랑이 0.05% 미만인 경우 제 2 상의 형성이 불리해져 항복비를 높일 수 있기 때문에 C 함량을 0.05~0.12%으로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.05~0.4%
Si 은 Al 을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고, 항복강도 및 인장강도 확보를 위해 필요한 원소이다. 하지만 저온에서의 충격 및 피로 특성을 확보하기 위해서 그 함량을 0.4% 이하로 제한한다. 또한 Si 이 0.4% 초과로 투입될 경우 C 의 확산을 방해하여 MA 형성을 조장한다. 한편 Si 을 0.05% 미만으로 제거하기 위해서는 제강공정에서의 처리 시간을 크게 늘려야 하기 때문에 생산성이 저하되므로 그 함량을 0.05% 이상으로 제한한다. 따라서 본 발명에서 Si 함량을 0.05~0.4% 로 제한할 수 있다.
Mn: 1.0~2.0%
Mn 은 고용강화에 의한 강도 증가 효과가 크기 때문에 1.0% 이상으로 첨가할 수 있다. 그러나 2.0% 를 초과하는 함량으로 과도하게 첨가되면 MnS 개재물의 형성, 중심부 편석으로 인해 인성의 저하를 야기할 수 있으므로 상한은 2.0%로 제한할 수 있다.
P : 0.01% 이하
P 는 불순물로서 입계편석을 일으켜 강을 취하시키는 원인이 될 수 있으므로 P 의 상한을 0.01%로 제한할 필요가 있다.
S : 0.003% 이하
S 는 불순물로서 주로 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하고 이들은 저온인성을 저해하는 요인이 된다. 따라서 저온 인성과 저온 피로특성을 확보하기 위해서는 S 를 0.003% 이하의 범위로 제한할 필요가 있다.
Al : 0.015~0.04%
본 발명에서 Al 은 강의 주요한 탈산제로서 용해 상태에서 0.015% 이상 첨가될 필요가 있다. 또한 변형시효 시 N 성분을 고정시키기 위해 필요한 원소이므로 최소 0.015% 이상은 첨가되어야 한다. 하지만 0.04%를 초과하여 첨가할 경우 Al 2O 3 개재물의 분율, 크기의 증가로 저온 인성을 저하시키는 원인이 될 수 있고, 또한 Si 과 유사하게 모재 및 용접 열영향부의 MA 상의 생성을 촉진하여 저온 인성 및 저온 피로 특성을 저하시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서 Al 함량은 0.015~0.04% 로 제한할 수 있다.
Ti : 0.005~0.02%
Ti 는 N 과 결합하여 Ti 질화물(TiN)을 형성함으로써 고용 N 함량을 감소시키므로 0.005% 이상 첨가되어야 한다. 이들 석출물은 조직의 조대화를 억제하여 미세화에 기여하고 인성을 향상시키는 역할을 수행한다. 하지만 Ti 의 함량이 0.02% 를 초과할 경우 석출물의 조대화에 의해 파괴의 원인이 될 수 있고 N과 결합하지 못한 고용 Ti가 남아 Ti탄화물(TiC)을 형성하여 모재 및 용접부 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서 Ti 함량은 0.005~0.02%로 제한할 수 있다.
Nb : 0.01% 이하(0% 포함)
Nb 는 고용 또는 탄질화물을 석출함으로써 압연 또는 냉각 중 재결정을 억제하여 조직을 미세하게 만들고 강도를 증가시키는 원소이다. 하지만 결정립이 너무 미세화되면 항복강도의 증가로 인해 저항복비의 확보가 어렵기 때문에 첨가 범위를 0.01%로 제한할 수 있다. 보다 저항복비를 확보하기 위해서는 Nb를 첨가하지 않는 것이 유리하므로, 그 하한은 별도로 설정하지 않을 수 있다.
N: 0.002~0.008%
N은 Ti, Nb, Al 등과 함께 석출물을 형성하여 재가열시 오스테나이트 조직을 미세하기 만들어 강도와 인성 향상에 도움이 되는 원소이다. 하지만 과도하게 함유하면 고온에서 표면 크랙을 유발하여 석출물을 형성하고 잔류하는 N은 원자상태로 존재하여 인성을 감소시키므로 본 발명에서 N 함량은 0.002~0.008% 범위로 한정할 수 있다.
본 발명의 고강도 구조용강은 상기 언급된 합금원소 이외에 나머지는 철(Fe) 성분이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주의 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 상세히 언급하지 않는다. 다만, 한가지 비제한적인 예로서 상기 불순물들은 Mo: 0.05% 미만, Cr: 0.05% 미만, Cu: 0.05% 미만, Ni: 0.05% 미만으로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 구조용강은 미세조직이 면적분율로, 폴리고날 페라이트가 90% 이상이고, 제 2 상으로서 분절된 펄라이트가 10% 이하, MA가 2% 이하를 포함할 수 있다. 또한 본 발명에 따른 구조용강의 미세조직은 주로 폴리고날 페라이트로 구성되어 있으며, 소량의 MA 및 분절된 펄라이트로 이루어져 있다. 저항복비와 저온인성을 확보하기 위해서 MA의 양을 최소화하고 MA보다 덜 경한상인 분절된 펄라이트를 적절히 분포시키는 것이 중요하다.
분절된 펄라이트(degenerated pearlite)는 펄라이트와 MA 의 중간상으로서, 냉각속도의 조절을 통해 형성할 수 있다. 보다 상세하게는 냉각속도가 빠르면 MA 가 형성되고, 냉각속도가 느리면 펄라이트가 형성되는데, 냉각속도가 중간 수준이면 분절된 펄라이트가 형성되며 본 발명에서는 2차 냉각에서의 냉각속도 조절을 통해 분절된 펄라이트를 형성시키고 있다. 또한 상기 분절된 펄라이트는 펄라이트와 MA 의 중간정도의 경한 특성을 가지는 특징이 있다.
본 발명에서는 상기 제 2 상의 적절한 분율을 통해 저항복비 및 저온 충격인성 특성을 얻는 것을 특징으로 한다. 상기 제 2 상의 분율이 높으면 저항복비 구현이 어려우며, 분율이 높으면 저온 충격인성의 저하를 가져오게 된다. 따라서 본 발명에서는 분절된 펄라이트를 10% 이하 및 MA를 2% 이하로 제한하였으며, 보다 바람직하게는 제 2 상의 분율이 5~11%일 수 있다.
또한 상기 폴리고날 페라이트는 20㎛ 이상의 결정립 사이즈를 가지는 폴리고날 페라이트가 20~50%, 20㎛ 미만의 결정립 사이즈를 가지는 폴리고날 페라이트가 40~70% 로 구성될 수 있다. 폴리고날 페라이트의 결정립 사이즈가 작을수록 항복강도가 증가하게 되어 항복비가 높아지게 된다. 따라서 강도와 항복비의 균형을 맞추기 위해서는 폴리고날 페라이트 결정립 사이즈의 적정한 배분이 필요하고, 이에 따라 본 발명에서는 20㎛ 이상의 결정립 사이즈를 가지는 폴리고날 페라이트를 20~50%, 20㎛ 미만의 결정립 사이즈를 가지는 폴리고날 페라이트를 40~70% 로 제한하였다.
상기 성분계 및 미세조직 조건을 만족하는 구조용강은 항복강도 350MPa 이상, -40℃에서의 충격인성이 60J 이상, 항복비가 85% 이하를 만족할 수 있다. 또한 450MPa 이상의 인장강도, 20% 이상의 연신율, -60℃에서의 저온 충격인성이 100J 이상을 만족할 수 있다.
다음으로 본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 구조용강의 제조방법에 대하여 자세히 설명한다.
[구조용강의 제조방법]
본 발명의 다른 일 측면에 따른 구조용강의 제조방법은 슬라브 재가열 - 열간압연 - 냉각(1차 냉각, 유지, 2차 냉각)의 과정으로 이루어져 있으며, 각 제조단계별 상세한 조건은 아래와 같다.
슬라브 재가열 단계
먼저 상술한 성분계로 이루어지는 슬라브를 준비하고, 상기 슬라브를 1050~1150℃ 의 온도범위로 재가열한다. 재가열 온도가 1150℃를 초과하는 경우 오스테나이트의 결정립이 조대화되어 인성이 떨어지는 문제가 발생할 수 있다. 반면 상기 재가열 온도가 1050℃ 미만이면 Ti, Nb 등이 충분히 고용하지 않는 경우가 발생하여 강도의 하락을 초래할 수 있다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 폴리고날 페라이트 형성에 유리할 수 있도록 비교적 높은 온도에서 압연을 종료한다. 구체적으로 마무리 압연 종료온도가 830~970℃가 되도록 열간압연하여 후강판을 얻는다.
냉각 단계
본 발명에 있어 열간 압연 후 냉각은 목표 조직의 구현에 있어 매우 중요한 공정이다. 본 발명에서의 냉각공정은 보통의 TMCP 압연에서의 냉각과는 달리 1차 냉각 - 유지 - 2차 냉각의 3단계로 이루어진다.
1차 냉각은 페라이트 변태 시작온도인 Ar3 이하를 1차 냉각종료온도로 설정하고 냉각속도는 최소로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 Ar3 이하를 1차 냉각종료온도로 설정하는 것은 공냉에 의해 폴리고날 페라이트를 형성시키기 위함이다. 보다 바람직하게는 상기 1차 냉각종료온도는 630~700℃가 적정하고, 냉각속도는 10~30℃/초가 적정하다.
1차 냉각을 마친 후, 다시 냉각을 하지 않고 그대로 유지하는 유지 단계를 진행한다. 유지 단계에서는 탄소의 확산을 유발하여 결정립계 또는 결정립 내에서 제 2 상의 형성을 촉진한다. 보다 구체적으로는 5~12초를 유지하는 것이 바람직하다.
상기 유지 단계를 마친 후 마지막으로 2차 냉각을 수행한다. 2차 냉각은 300~500℃의 2차 냉각종료온도 및 최대 냉각속도 약 15~60℃/초의 조건으로 진행할 수 있다. 상기 2차 냉각을 통해 MA 및 분절된 펄라이트가 형성될 수 있다. 또한 낮은 냉각종료온도를 통해 인장강도의 상승을 확보할 수 있다.
상술한 제조방법에 따라 제조된 구조용강은 20㎛ 이상의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 20~50%, 20㎛ 이하의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 40~70% 인 미세조직을 가질 수 있다. 또한 제 2 상은 분절된 펄라이트 또는 MA로 구성되고 각각의 분율은 10% 이하, 2% 이하일 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 1 에 나타낸 성분 조성을 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 하기 표 2 의 제조조건으로 압연, 냉각 공정을 통하여 강판을 제조하였다. 하기 표 3 에는 표 2 의 제조조건으로 제조된 강판의 미세조직 및 기계적 물성을 측정하여 기재하였다.
Figure PCTKR2019016723-appb-img-000001
Figure PCTKR2019016723-appb-img-000002
Figure PCTKR2019016723-appb-img-000003
상기 표 1 에서 발명강 A~D 는 본 발명에서 규정하는 성분 범위를 만족하는 강판이다. 반면 비교강 E, F는 본 발명에서 규정하는 성분범위를 만족하지 못하는 강판이며, 비교강 E 는 C 함량 초과, 비교강 F 는 Nb 함량 초과인 강이다.본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예들은 항복강도 350MPa, 인장강도 450MPa 이상을 확보할 수 있으며, 모재 -60℃ 충격 인성이 100J 이상, 항복비가 85% 이하인 것을 알 수 있다.
발명예 1 내지 4 의 경우 성분을 모두 만족하고, 1차 냉각 - 유지 - 2차 냉각 프로세스를 통하여 미세조직을 제어하여 목표하는 저항복비 및 저온인성을 확보하였다. 특히 도 1 의 미세조직을 가지는 발명예 1 의 경우 Nb를 첨가하지 않은 것으로 보다 낮은 항복비를 갖는 것을 알 수 있으며, 이는 Nb 첨가에 의한 조직 미세화와 에시큘라 페라이트 조직 형성을 억제하여 폴리고날 페라이트를 형성시켰기 때문이다.
비교예 1 내지 3 의 경우 성분은 만족하지만 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 실시예들로서, 모두 항복비가 85%를 초과하는 것을 알 수 있다. 항복비가 85%를 초과하는 이유는 다음과 같다. 비교예 1 은 1차 냉각온도를 Ar3 이상에서 종료한 경우로 1차 냉각 동안 페라이트 변태가 형성되지 않았기 때문이고, 비교예 2 는 저온에서 압연이 되어 조직의 미세화로 항복강도가 증가하였기 때문이다. 비교예 3 은 일반 TMCP 냉각이 적용되어 미세 에시큘라 페라이트 형성으로 항복비가 상승되었기 때문이다. 또한 비교예 3 은 주조직이 베이나이트이기 때문에 페라이트 분율이 작았다. 이러한 일반 TMCP 냉각으로 제조된 강판의 미세조직을 도 2 에 나타내었다. 발명예와 달리 베이나이트의 형성과 제 2 상의 부족으로 항복비가 높아지는 것을 알 수 있다.
비교예 4, 5 의 경우 제조조건은 만족하였으나, C 및 Nb 성분이 초과된 것으로 C 성분이 초과된 경우 -40, -60℃에서 충격 특성이 열위되는 것을 알 수 있으며, Nb 성분이 초과되는 경우에는 결정립의 미세화와 베이나이트성 조직의 촉진으로 항복비가 상승하게 되었다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 통상의 기술자는 하기의 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01% 이하, N: 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직이, 면적분율로, 폴리고날 페라이트 90% 이상, 제 2 상으로서 분절된 펄라이트 10% 이하 및 MA 2% 이하를 포함하고,
    상기 폴리고날 페라이트에서, 20㎛ 이상의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 20~50% 이고, 20㎛ 미만의 결정립 크기를 가지는 폴리고날 페라이트가 40~70% 인 구조용강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    항복강도(YS) 350MPa 이상, 인장강도(TS) 450MPa 이상이고, 항복비(YS/TS)가 85% 이하인 것을 특징으로 하는 구조용강.
  3. 제 1 항에 있어서,
    연신율이 20% 이상, -40℃에서의 충격인성이 60J 이상, -60℃에서의 저온 충격인성이 100J 이상인 것을 특징으로 하는 구조용강.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 구조용강은 두께 50mm 이하의 후강판인 것을 특징으로 하는 구조용강.
  5. 중량%로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01% 이하, N: 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1150℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    재가열한 상기 슬라브를 830~970℃의 마무리 압연 온도로 열간압연하는 단계;
    압연된 강판을 Ar3 점 이하의 1차 냉각종료온도까지 10~30℃/초의 냉각속도로 냉각하는 1차 냉각 단계;
    상기 1차 냉각을 마친 후 5~12초간 유지하는 유지 단계; 및
    상기 유지 단계 이후, 300~500℃의 2차 냉각종료온도까지 15~60℃/초의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각 단계를 포함하는 구조용강의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 1차 냉각종료온도는 630~700℃ 인 것을 특징으로 하는 구조용강의 제조방법.
PCT/KR2019/016723 2018-11-30 2019-11-29 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법 WO2020111867A2 (ko)

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