WO2021118128A1 - 내해수성이 우수한 구조용 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

내해수성이 우수한 구조용 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a structural steel sheet having excellent corrosion resistance in an environment accelerating corrosion by seawater, such as a steel sheet for building structural use in a coastal area or a ballast tank and related accessories inside a ship, and a method for manufacturing the same.
  • Corrosion of metal is generally accelerated when there are many inorganic substances in the form of ions that are easily soluble in water, such as salt.
  • ions that promote corrosion such as chlorine ions (Cl - )
  • chlorine ions Cl -
  • very fast corrosion occurs.
  • metals corrode at a very high rate, so corrosion is a problem in various conditions such as structures adjacent to seawater and ships operating in seawater environments.
  • chromium and copper are the most effective elements. Chromium and copper play different roles depending on the corrosive environment, and when an appropriate ratio is added, excellent corrosion resistance can be exhibited even in an environment where corrosion is accelerated by seawater.
  • chromium it does not exert a great effect in an acidic environment
  • copper since it causes casting cracks during the casting process, there is a problem that expensive nickel must be added at a certain level or more.
  • chromium has an effect of improving corrosion resistance, and with the recent development of continuous casting technology, the minimum amount of nickel added to prevent casting defects in copper-added steel is decreasing. It became possible to reduce the cost of
  • manganese manganese
  • the current density value of the oxidation reaction during the oxidation-reduction reaction that occurs in corrosion tends to increase, and as a result, the corrosion rate of the steel tends to increase. Therefore, manganese tends to deteriorate seawater resistance.
  • Patent Documents 1, 2, and 3 have been proposed as prior art in relation to a steel material having excellent seawater resistance.
  • Patent Document 1 suggests controlling the microstructure of the steel sheet by controlling the component system and manufacturing conditions, but when the low-temperature structure content is less than 20%, it is difficult to secure strength, and the nickel (Ni) content is reduced to 0.05% or less. There is a risk that a large number of casting defects may occur during casting.
  • Patent Document 2 since 0.1% or more of aluminum (Al) is added, coarse oxidative inclusions are formed in the steelmaking process, and elongated inclusions are generated when the inclusions are broken and elongated during rolling. There is a problem that corrosion resistance is impaired.
  • Patent Document 1 Korean Patent Laid-Open No. 10-2011-0076148
  • Patent Document 2 Korean Patent Laid-Open No. 10-2011-0065949
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 10-2004-0054272
  • One aspect of the present invention is to provide a structural steel sheet having excellent corrosion resistance in a corrosion accelerated environment caused by seawater and a method for manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is a structural steel sheet, in weight %, C: 0.03% or more and less than 0.1%, Si: 0.1% or more and less than 0.8%, Mn: 0.3% or more and less than 1.5%, Cr: 0.5% or more and less than 1.5% , Cu: 0.1% or more and less than 0.5%, Al: 0.01% or more and less than 0.08%, Ti: 0.005% or more and less than 0.1%, Ni: 0.05% or more and less than 0.1%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, balance Fe and unavoidable impurities,
  • the microstructure of the entire steel sheet in terms of area fraction, is 20% or more of bainite, less than 80% of polygonal ferrite and needle-shaped ferrite in total, and 15% or less of pearlite and MA as other phases,
  • It provides a structural steel plate having a deviation of tensile strength between both ends in the longitudinal direction of the structural steel plate of less than 50 MPa.
  • C 0.03% or more and less than 0.1%
  • Si 0.1% or more and less than 0.8%
  • Mn 0.3% or more and less than 1.5%
  • Cr 0.5% or more and less than 1.5%
  • Cu 0.1% or more and less than 0.5%
  • Al 0.01% or more and less than 0.08%
  • Ti 0.005% or more and less than 0.1%
  • Ni 0.05% or more and less than 0.1%
  • P 0.03% or less
  • S 0.02% or less
  • cooling is started at an initial cooling rate of 7° C. / s or more at the front end of the transferred steel sheet, and the cooling rate is gradually increased from the front end to the rear end of the transferred steel sheet.
  • the present inventors have studied deeply on a method for improving the corrosion resistance of structural steel itself, and as a result, the content of chromium, copper, etc. is appropriately controlled, and the manufacturing conditions such as reheating temperature, finish rolling temperature, cooling end temperature, cooling rate, etc. By controlling the microstructure by optimizing, it was confirmed that excellent seawater resistance and strength characteristics could be secured, and the present invention was completed.
  • the material between both ends in the longitudinal direction in the final product in particular, characteristics such as yield strength (and/or tensile strength) were varied. Accordingly, the structural steel sheet according to the prior art could not secure sufficient life characteristics in a seawater resistant atmosphere.
  • the present inventors have studied diligently to reduce the material deviation of the front and rear end portions of the steel sheet. As a result, the cooling rate is gradually increased from the front end to the rear end of the steel sheet being transferred with the aim of weak cooling at the end and strong cooling at the rear end. It was found that the material deviation is reduced in the steel sheet, and led to the completion of the present invention.
  • the structural steel sheet of the present invention will be described in more detail.
  • One aspect of the present invention is a structural steel sheet, in weight %, C: 0.03% or more and less than 0.1%, Si: 0.1% or more and less than 0.8%, Mn: 0.3% or more and less than 1.5%, Cr: 0.5% or more and less than 1.5% , Cu: 0.1% or more and less than 0.5%, Al: 0.01% or more and less than 0.08%, Ti: 0.005% or more and less than 0.1%, Ni: 0.05% or more and less than 0.1%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, balance Fe and unavoidable impurities,
  • the microstructure of the entire steel sheet in terms of area fraction, is 20% or more of bainite, less than 80% of polygonal ferrite and acicular ferrite in total, and 10% or less of pearlite and MA as other phases,
  • It provides a structural steel plate having a deviation of tensile strength between both ends in the longitudinal direction of the structural steel plate of less than 50 MPa.
  • the present invention is a technique for minimizing material deviation between both ends in the longitudinal direction of a structural steel sheet.
  • the corrosion resistance of the steel sheet itself is improved in a seawater atmosphere, and a yield strength of 400 MPa or more, 500 MPa or more It is possible to effectively provide a structural steel sheet having tensile strength and uniform strength characteristics in which the strength deviation between both ends in the longitudinal direction of the steel sheet is within 50 MPa and a manufacturing method thereof.
  • the C is an element added to improve strength, and by increasing its content, hardenability can be improved to improve strength. However, as the amount of the addition increases, it inhibits the overall corrosion resistance and promotes the precipitation of carbides and the like, thus partially affecting the local corrosion resistance.
  • the C content should be reduced, but if the content is less than 0.03%, it is difficult to secure sufficient strength as a structural material, and if it is 0.1% or more, it is not preferable as a steel for welded structure because weldability is deteriorated. Therefore, in the present invention, the C content may be limited to 0.03% or more and less than 0.1%.
  • the C content may be 0.035% or more, and in some cases, 0.038% or more.
  • the C content may be less than 0.09%, and in some cases, the C content may be less than 0.08% to further improve casting cracking and reduce carbon equivalent.
  • Si 0.1% or more and less than 0.8%
  • Si is an element that not only acts as a deoxidizer but also plays a role in increasing the strength of steel, and in order to exhibit the effect, it is required 0.1% or more.
  • it is advantageous to increase the content of Si because it contributes to the improvement of the overall corrosion resistance.
  • the content of Si may be 0.2% or more, and more preferably 0.25% or more.
  • the Si content may be 0.7% or less, and more preferably 0.5% or less.
  • Mn is an effective component for increasing strength through solid solution strengthening without reducing toughness.
  • corrosion resistance may be lowered by increasing the electrochemical reaction rate of the steel surface during corrosion reaction.
  • the Mn is added to less than 0.3%, there is a problem in that it is difficult to secure the durability of the structural steel.
  • the Mn content increases, the hardenability increases and the strength increases, but when added to 1.5% or more, segregation is greatly developed at the center of the thickness when the slab is cast in the steelmaking process, the weldability decreases, and the corrosion resistance of the surface of the steel sheet decreases.
  • it is preferable to limit the Mn content to 0.3% or more and less than 1.5%.
  • the Mn content may be 0.35% or more, and more preferably 0.4% or more.
  • the Mn content may be 1.4% or less, and more preferably 1.2% or less.
  • Cr is an element that increases corrosion resistance by forming an oxide film containing Cr on the surface of steel in a corrosive environment.
  • the content should be 0.5% or more.
  • the Cr content may be 0.7% or more, and more preferably 0.8% or more.
  • the Cr content may be 1.4% or less, and more preferably 1.1% or less.
  • the Cu content in the present invention is 0.1 because the liquid Cu melts into the grain boundary during the manufacture of the slab and causes a hot shortness phenomenon that generates cracks during hot working. % or more and it is preferable to limit it to less than 0.5%.
  • the frequency of occurrence of surface cracks may vary depending on the content of each element, but the possibility of surface cracking regardless of the content of the elements It is more preferable to set the Cu content to less than 0.45% in order to minimize the . Meanwhile, more preferably, the upper limit of the Cu content may be 0.43% or less. In addition, the lower limit of the Cu content may be 0.2% or more, more preferably 0.3% or more.
  • Al 0.01% or more and less than 0.08%
  • Al is an element added for deoxidation, and it reacts with N in steel to form AlN to refine austenite grains to improve toughness.
  • the Al is preferably contained in an amount of 0.01% or more in a dissolved state for sufficient deoxidation.
  • Al is excessively contained in an amount of 0.08% or more, inclusions are formed in the coarse oxide in the steelmaking process, and elongated inclusions are formed which are broken during rolling according to the characteristics of aluminum oxide (Al oxide). The formation of such elongation inclusions promotes the formation of voids around the inclusions, and these voids act as a local corrosion initiation point, thereby inhibiting local corrosion resistance.
  • the Al content is preferably limited to 0.01% or more and less than 0.08%.
  • the Al content may be 0.02% or more, more preferably 0.023% or more.
  • the Al content may be 0.07% or less, and more preferably, 0.06% or less.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more and less than 0.01%.
  • the upper limit of the Ti content may be 0.08%, more preferably 0.05%, and most preferably 0.03%.
  • the lower limit of the Ti content may be 0.008%, more preferably 0.01%, most preferably 0.02%.
  • Ni 0.05% or more and less than 0.1%
  • Ni like Cu, is effective in improving overall corrosion resistance and local corrosion resistance when it contains 0.05% or more.
  • it reacts with Cu to suppress the formation of Cu phase with a low melting point, thereby suppressing hot shortness.
  • Ni in most Cu-added steels, it is common to add Ni at least one time of Cu content.
  • the content of carbon equivalent-related elements such as C and Mn is low and the Cr content is large, shortness can be sufficiently prevented even when the content of Cu is less than half of the Cu content, and since Ni is an expensive element, 0.1 It is preferred to limit the % to the upper limit. Meanwhile, more preferably, the upper limit of the Ni content may be 0.09%, and the lower limit of the Ni content may be 0.06% or more.
  • P exists as an impurity in steel, and when its content exceeds 0.03%, weldability is remarkably deteriorated as well as toughness deteriorates. Therefore, it is preferable to limit the P content to 0.03% or less. On the other hand, since P is an impurity, it is advantageous as the content thereof is reduced, so the lower limit thereof may not be separately limited. On the other hand, in terms of securing weldability and toughness, the content of P may be 0.02% or less, and more preferably 0.014% or less.
  • S exists as an impurity in steel, and when its content exceeds 0.02%, there is a problem in that the ductility, impact toughness and weldability of the steel are deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the S content to 0.02% or less.
  • S reacts with Mn to easily form stretching inclusions like MnS, and voids present at both ends of the stretching inclusions may become local corrosion initiation points, so it is more preferable to limit the content to 0.01% or less.
  • S since S is an impurity, it is advantageous as the content thereof is reduced, so the lower limit thereof may not be separately limited.
  • the content of S may be 0.01% or less, and more preferably, 0.006% or less.
  • the remainder is an iron (Fe) component.
  • Fe iron
  • the microstructure of the entire steel sheet is an area fraction, bainite is 20% or more, polygonal ferrite and needle ferrite are less than 80% in total, and pearlite and MA (island phase) as other phases. martensite) may be less than 15%.
  • the microstructure of the entire steel sheet is an area fraction
  • bainite is 20% or more and less than 100%
  • polygonal ferrite and needle-shaped ferrite are more than 0% and less than 80% in total
  • other phases As such, perlite and MA may be less than 15% (including 0%).
  • the microstructure of the entire steel sheet is an area fraction
  • bainite is 20% or more and 99% or less
  • polygonal ferrite and needle-shaped ferrite are 1% or more and less than 80% in total
  • other phases As such, perlite and MA may be less than 15% (including 0%).
  • the microstructure of the entire steel sheet is an area fraction
  • bainite is 20% or more and 98% or less
  • polygonal ferrite and needle-shaped ferrite are 2% or more and less than 80% in total
  • other phases As such, perlite and MA may be less than 15% (including 0%).
  • bainite was 20% or more, and the total of polygonal ferrite and needle-shaped ferrite was less than 80%.
  • the upper limit is limited to less than 15% because there is a possibility that low-temperature toughness and corrosion resistance are insufficient in an environment in which the structural steel sheet according to the present invention is used.
  • the structural steel sheet may have a yield strength of 400 MPa or more, and/or a tensile strength of 500 MPa or more by satisfying the above-described component system and microstructure.
  • the structural steel sheet may have a deviation in yield strength between both ends in the longitudinal direction of less than 50 MPa, and according to another aspect of the present invention, the structural steel sheet has a tensile strength between both ends in the longitudinal direction may be less than 50 MPa.
  • the deviation of the yield strength between the both ends may be more preferably 45 MPa or less, and most preferably 41 MPa or less.
  • the deviation of the tensile strength between the both ends may be more preferably 40 MPa or less, and most preferably 37 MPa or less.
  • the lower limit may not be separately limited.
  • the lower limit of the deviation in yield strength between the both ends may be 5 MPa
  • the lower limit of the deviation in tensile strength between the both ends may be 10 MPa.
  • the longitudinal direction coincides with the rolling direction of the steel sheet during the manufacturing process of the steel sheet, and coincides with the conveying direction of the steel sheet during cooling.
  • one end when the overall length of the steel sheet is defined as L, one end means from a point corresponding to 0 to a point 1/3L, and the other end is 2 /3 means from the L point to the L point.
  • the present invention is an invention that can dramatically reduce the material deviation between both ends in the longitudinal direction of the steel sheet through gradient cooling in the manufacturing process of the steel sheet.
  • a steel sheet having (and/or variation in tensile strength) of less than 50 MPa can be effectively obtained.
  • a steel sheet having a small material variation between both ends as structural steel, it is particularly excellent in corrosion performance in a seawater-resistant atmosphere, and thus can have a sufficient lifespan in a seawater-resistant atmosphere.
  • either end has a microstructure, in area fraction, bainite is 20% or more and less than 100%, and the sum of polygonal ferrite and needle-shaped ferrite is 0 in area fraction % greater than 80%, otherwise less than 15% perlite and MA as other phases, including 0%;
  • the other end has a microstructure, in terms of area fraction, bainite is 20% or more and less than 100%, the sum of polygonal ferrite and needle-shaped ferrite is more than 0% and less than 80% in area fraction, and pearlite and MA as other phases are It may be less than 15% (including the case of 0%).
  • one of the ends is a microstructure, in terms of area fraction, bainite is 70% or more and 98% or less, and the sum of polygonal ferrite and acicular ferrite is 2 as an area fraction % or more and not more than 30%, and other phases may be less than 15% perlite and MA (including 0%),
  • the other end has a microstructure, with an area fraction of 20% or more and less than 70% of bainite, 31% or more and less than 80% of polygonal ferrite and acicular ferrite, and less than 15% of pearlite and MA as other phases (including the case of 0%).
  • either end has a microstructure, in area fraction, bainite is 74% or more and 81% or less, and the sum of polygonal ferrite and acicular ferrite is 9 in area fraction % or more and 15% or less, other phases may be less than 15% perlite and MA (including 0%),
  • the other end has a microstructure, with an area fraction of 20% or more and 67% or less of bainite, 31% or more and 41% or less of polygonal ferrite and acicular ferrite, and less than 15% of pearlite and MA as other phases (including the case of 0%).
  • any one end has a microstructure as an area fraction, bainite: 74% or more and 81% or less, polygonal ferrite and acicular ferrite: 9% or more and 15% or less, the As other phases, pearlite and MA: 4% or more and 14% or less, the other end has a microstructure as an area fraction, bainite: 57% or more and 67% or less, polygonal ferrite and acicular ferrite: 31% or more and 41%
  • pearlite and MA as other phases may be 2% or more and 6% or less.
  • the middle part excluding the above-described both ends means a point from 1/3L to 2/3L when the overall length of the steel sheet is defined as L, and the fineness of the middle part
  • the structure is, in area fraction, more than 20% and less than 100% of bainite, more than 0% and less than 80% of polygonal ferrite and less than 80% of acicular ferrite in total, and less than 15% of pearlite and MA as other phases (when 0%) may include).
  • the middle part excluding the above-described both ends means a point from 1/3L to 2/3L when the overall length of the steel sheet is defined as L, and the fineness of the middle part
  • the structure is, by area fraction, 20% or more and 98% or less of bainite, 2% or more and less than 80% of polygonal ferrite and acicular ferrite in total, and less than 15% of pearlite and MA as other phases (when 0%) may include).
  • C 0.03% or more and less than 0.1%
  • Si 0.1% or more and less than 0.8%
  • Mn 0.3% or more and less than 1.5%
  • Cr 0.5% or more and less than 1.5%
  • Cu 0.1% or more and less than 0.5%
  • Al 0.01% or more and less than 0.08%
  • Ti 0.005% or more and less than 0.1%
  • Ni 0.05% or more and less than 0.1%
  • P 0.03% or less
  • S 0.02% or less
  • cooling is started at an initial cooling rate of 7° C. / s or more at the front end of the transferred steel sheet, and the cooling rate is gradually increased from the front end to the rear end of the transferred steel sheet.
  • the structural steel sheet according to the present invention can be manufactured through the process of [slab reheating-hot rolling-cooling], and detailed conditions for each manufacturing step are as follows.
  • the reheating temperature is set to 1000°C or more, and it is more preferable to heat it to 1050°C or more to sufficiently dissolve the carbonitride in a solid solution.
  • the reheating temperature is preferably 1200° C. or less.
  • a rolled steel sheet can be obtained by performing hot rolling including rough rolling and finishing rolling on the reheated steel slab.
  • rough rolling may be performed under conditions commonly known in the art, and finishing rolling is preferably completed at a finish rolling temperature of 750° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is less than 750° C., a large amount of coarse air-cooled ferrite is generated, which may cause a problem in which strength decreases.
  • the finish rolling temperature exceeds 950° C., it may cause a decrease in strength and toughness due to tissue coarsening. Therefore, the finish rolling temperature in the present invention is preferably limited to 750 ⁇ 950 °C.
  • the above-described rolled steel sheet can be cooled from a cooling start temperature of 750 ° C. or higher to a cooling end temperature of 400 to 700 ° C. At this time, cooling can be started at an initial cooling rate of 7 ° C. / s or more at the tip of the transferred steel sheet. .
  • the rolled steel sheet may be forcibly cooled through, for example, water cooling. That is, the present invention is a core technology to secure high strength even in thick materials through sufficient cooling, and to start cooling at a cooling start temperature of 750° C. or higher, and 700° C. at an initial cooling rate of 7° C./s or more to prevent tissue coarsening. Cooling is required to the following temperature (that is, to the cooling end temperature of 400 ⁇ 700°C). However, in the cooling process, if it is cooled to a temperature of less than 400 ° C, microcracks may be induced in the center by the rapid cooling process, and may cause material deviation between the surface and the center of the product and material deviation of the front and rear ends of the product. It is preferable to end cooling at the above temperature.
  • the lower limit of the cooling start temperature (cooling start temperature at the tip) may be 820 °C, and the upper limit of the cooling start temperature may be 855 °C. Further, in the cooling step, more preferably, the lower limit of the cooling end temperature may be 578 °C, and the upper limit of the cooling end temperature may be 625 °C.
  • the upper limit of the cooling rate is mainly related to the capacity of the equipment. In general, at a cooling rate above a certain level depending on the plate thickness, no meaningful change in strength is seen even if the cooling rate is further increased, so the upper limit of the cooling rate cannot be separately limited. have.
  • the initial cooling rate (that is, the cooling start rate at the front end with respect to the conveying direction of the steel sheet) may be preferably 10 °C / s or more, or 80 °C / s may be below.
  • the initial cooling rate may be 10°C/s or more, or 80 °C / s may be below.
  • the lower limit of the initial cooling rate may be 20°C/s, and the upper limit of the initial cooling rate may be 70°C/s.
  • the cooling time is not particularly limited, but may be performed in a range of 5 seconds or more and 40 seconds or less.
  • the thickness of the steel sheet obtained after the cooling may be 5mm or more and less than 70mm.
  • the cooling is characterized in that the cooling rate is gradually increased from the front end to the rear end of the transferred steel sheet.
  • the cooling rate at the rear end of the transferred steel sheet during cooling becomes greater than the cooling rate at the front end.
  • the gradient ( ⁇ °C/s) of the cooling rate from the front end to the rear end as the steel sheet is transported is in the range of 0.5°C/s or more and less than 10°C/s. , it can be done with gradient cooling (or accelerated cooling) that gradually increases the cooling rate from the front end to the rear end.
  • the initial cooling rate eg, 7°C/s
  • the cooling rate is gradually increased from the front end to the rear end so that the difference between the cooling rates measured at 1 second intervals is in the range of 0.5°C/s or more and less than 10°C/s.
  • the cooling rate may be a value of the cooling rate measured at the point at intervals of 1 second when a point is marked on the steel sheet to be transferred and the steel sheet is transferred.
  • the difference in the cooling rate measured at 1 second intervals as described above only needs to be in the range of 0.5°C/s or more and less than 10°C/s, and must be in the range of 1 second in all ranges of the steel sheet being transferred Not all differences in measured cooling rates have to have the same value.
  • the difference in the cooling rate measured at the above-mentioned 1-second interval may be in the range of 0.5°C/s or more and less than 10°C/s, and is also measured at 1-second intervals.
  • the difference in cooling rates may be the same.
  • the cooling rate gradient is 0.5°C/s and the difference in cooling rates measured at 1 second intervals is the same, assuming that the initial cooling rate is 10°C/s, the steel sheet It means that the cooling rate gradually increases to 10.5°C/s, 11°C/s, 11.5°C/s, 12°C/s, 12.5°C/s, etc.
  • the microstructure of the front and rear ends of the plate and thereby the desired strength difference in the present invention can be obtained through appropriate gradient cooling.
  • the gradient cooling rate by setting the gradient cooling rate to less than 10° C./s, the degree of cooling of the rear end can be appropriately controlled, the plate shape can be maintained excellently, and the process can be performed safely.
  • the gradient ( ⁇ °C/s) of the cooling rate may be 3 to 6°C/s (ie, 3°C/s or more and 6°C/s or less). have.
  • the front end corresponds to one of the both ends of the above-described steel sheet
  • the rear end corresponds to the other end of the above-described both ends of the steel sheet. Therefore, the description of the one end and the other end described above is equally applicable to the front end and the rear end, respectively.
  • the above-mentioned cooling start temperature means the cooling start temperature at the front end, and the cooling start temperature at the front end is the temperature at the zero point when the entire length of the steel sheet is L (that is, the rolling of the steel sheet). direction, the temperature at which cooling starts at the tip).
  • the cooling start temperature at the rear end means the temperature at the point of 2/3L when the total length of the steel sheet is L (that is, the temperature at which cooling starts at the rear end in the rolling direction of the steel sheet) .
  • the total length L of the steel sheet may be at least 10m or more.
  • the lower limit of the cooling start temperature at the rear end may be 760 °C, more preferably 790 °C.
  • the upper limit of the cooling start temperature at the rear end may be 850 °C, more preferably 835 °C.
  • the cooling start temperature at the rear end may be 10° C. or more (more preferably, 15° C.) or more lower than the cooling start temperature at the front end.
  • the feeding speed of the steel sheet during cooling may be performed at 1 m/s or more and less than 10 m/s.
  • the feed speed of the steel sheet during cooling is preferably 1 m/s or more.
  • the conveying speed of the steel sheet during cooling is less than 10 m/s.
  • the lower limit of the feeding speed of the steel sheet during cooling may be 3 m/s, and the upper limit of the feeding speed of the steel sheet during cooling may be 8 m/s.
  • molten steel having the component system shown in Table 1 was prepared, and then a steel slab was manufactured using continuous casting, and a steel sheet was manufactured by reheating, hot rolling and gradient cooling under the manufacturing conditions shown in Table 2 below.
  • the cooling start rate at the tip of the steel sheet during cooling, the cooling rate gradient, and the feed rate of the steel sheet are shown in Table 3 below.
  • the cooling rate gradient ( ⁇ °C/s) shown in Table 3 below is the value shown in Table 3 and represents a case where the difference in cooling rate measured at intervals of 1 second is the same.
  • the cooling rate gradient represents a difference between the values of the cooling rate measured at the point at an interval of 1 second when a point is placed on the transferred steel sheet and the steel sheet is transferred.
  • the steel sheet was fed for about 5 to 10 seconds at the feed rate shown in Table 3.
  • invention steels 1 to 4 and comparative steel 1 show examples satisfying the alloy composition prescribed in the present invention.
  • Comparative Steels 2 and 3 show examples that do not satisfy the alloy composition prescribed in the present invention in the main elements such as Cr, Cu, Ni or Mn.
  • the area at both the front end and the rear end with respect to the feeding direction of the steel sheet (that is, at both ends in the longitudinal direction of the steel sheet)
  • the microstructure had a low-temperature structure in which bainite was 20% or more, polygonal ferrite and needle-shaped ferrite were less than 80% in total, and pearlite and MA were 15% or less as other phases.
  • the invention steels 1 to 4 described above have a high yield strength of 400 MPa or more and a tensile strength of 500 MPa or more at both front and rear ends in the conveying direction of the steel sheet, so that it can be used as a structural steel sheet.
  • the yield strength deviation and tensile strength deviation between the front and rear ends of the steel sheet were all less than 50 MPa, showing a homogeneous aspect with little material deviation between the front and rear ends.
  • Comparative Steel 1 which has the alloy composition prescribed in the present invention but does not undergo gradient cooling, it was confirmed that the deviation in yield strength and the deviation in tensile strength between the front and rear ends in the feed direction of the steel sheet was 50 MPa or more.
  • Inventive Steels 1 to 4 in which the deviation in tensile strength and yield strength between both ends in the longitudinal direction of the steel sheet were less than 50 MPa, had a lower relative corrosion rate than Comparative Steels 1 to 3, and had better seawater resistance. Therefore, when the alloy composition and manufacturing conditions prescribed in the present invention are satisfied, it has a lower corrosion rate, and thus it can be confirmed that it has a sufficient lifespan in a seawater resistant atmosphere.

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Abstract

본 발명은 해수에 의한 부식 가속화 환경에서 우수한 부식 저항성을 갖는 내해수성이 우수한 구조용 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

내해수성이 우수한 구조용 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 해안가의 건축 구조용 강판 또는 선박 내부의 밸러스트 탱크 및 관련 부속기기 등과 같이, 해수에 의한 부식 가속화 환경에서 우수한 부식 저항성을 갖는 구조용 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
금속의 부식은 염분과 같이 물에 잘 녹는 이온 형태의 무기물질이 많을 경우 촉진되는 것이 일반적이며, 특히 염소 이온(Cl -)과 같이 부식을 촉진시키는 성질이 있는 이온이 있을 경우 매우 빠른 부식이 일어난다. 따라서, 평균 3.5% NaCl을 포함하고 있는 해수환경에서 금속은 매우 빠른 속도로 부식이 일어나기 때문에, 해수에 인접한 구조물, 해수 환경에서 운항하는 선박 등 다양한 조건에서 부식이 문제되고 있다.
이에 따라, 여러 종류의 방식처리로 부식을 억제하는 기술이 제안되고 있다. 그러나, 이러한 방식 처리의 방식 연한은 20~30년 수준에 불과하기 때문에 소재 자체의 내식성이 확보되지 않을 경우 끊임없이 유지보수 비용이 발생한다. 즉, 구조물의 내구성을 50년 이상 장기간으로 증대시키고, 구조물 운용기간 중 각종 방식비용을 저감하기 위해서는 소재 자체의 내식성 강화가 필수적으로 요구된다.
강재의 내해수성을 향상시키는 원소 중 가장 효과적인 원소로서, 크롬(Cr)과 구리(Cu)가 있다. 크롬과 구리는 부식 환경에 따라서 다른 역할을 하고, 적합한 비율을 첨가하면 해수에 의한 부식 가속화 환경에서도 우수한 내식 효과를 발휘할 수 있다. 다만, 크롬의 경우 산성 환경에서 큰 효과를 발휘하지 못하고, 구리의 경우 주조 과정에서 주조균열을 유발하기 때문에, 고가의 니켈을 일정 수준 이상으로 첨가해야 한다는 문제점이 있다. 그러나, 강산 이외의 대부분의 환경에서 크롬은 내식성 향상의 효과가 있고, 최근 연속 주조 기술의 발전으로 구리 첨가강의 주조 결함 방지를 위한 최소 니켈 첨가량이 감소하고 있으며, 이에 따라 고가의 니켈 첨가량을 줄여서 제품의 원가를 감소시키는 것이 가능하게 되었다.
또한, 내해수성과 밀접한 관계를 가지는 원소로는 망간(Mn)이 있다. 강 중에서 망간의 함량이 높아질 경우, 부식에서 발생하는 산화환원 반응 중 산화반응의 전류 밀도값이 상승하는 경향이 있고, 그 결과로서 철강의 부식 속도가 상승하는 경향이 있다. 따라서, 망간은 내해수성을 나쁘게 만드는 경향이 있다.
한편, 내해수성이 우수한 강재와 관련해서는 종래 기술로서 특허문헌 1, 2 및 3이 제안된 바 있다. 특허문헌 1은 성분계 및 제조조건을 제어하여 강판의 미세조직을 제어하는 것을 제시하고 있으나, 저온조직 함량이 20% 미만으로 적을 경우 강도 확보에 어려움이 있고, 니켈(Ni) 함량을 0.05% 이하로 규정하여 주조 시 주조결함이 다량 발생할 우려가 있다.
특허문헌 2의 경우, 알루미늄(Al)이 0.1% 이상 첨가되어, 제강 공정에서 조대한 산화성 개재물이 형성되고, 압연 시 개재물이 부서져서 길게 늘어지는 연신 개재물이 발생하므로, 이로 인해 공공 형성이 조장되어 국부부식 저항성이 저해되는 문제가 있다.
또한, 특허문헌 3의 경우와 같이, 텅스텐(W)이 첨가될 경우에는 연주성 결함 발생의 우려와 함께, 조대 석출물 생성으로 인한 갈바닉 부식의 우려가 있고, 공냉으로 인한 조직 조대화로 강도 하락의 우려가 있다.
따라서, 특허문헌 1 내지 3에 따른 구조용 강재에서는 자체적으로 내해수성과 강도를 확보하기에 어려움이 있다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허 제10-2011-0076148호
(특허문헌 2) 한국 공개특허 제10-2011-0065949호
(특허문헌 3) 한국 공개특허 제10-2004-0054272호
본 발명의 일 측면은, 해수에 의한 부식 가속화 환경에서 우수한 부식 저항성을 갖는 구조용 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 구조용 강판으로서, 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.005% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강판 전체의 미세조직이, 면적분율로, 베이나이트 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 이하이고,
상기 구조용 강판의 길이방향으로 양단부 간의 인장강도의 편차가 50MPa 미만인 구조용 강판을 제공한다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.005% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도에서 재가열하는 단계;
재가열한 강 슬라브를 750℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도로 열간압연하여 강판을 얻는 단계; 및
압연된 강판을 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 400℃ 이상 700℃ 이하의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉각 시, 이송되는 강판의 선단부에서 7℃/s 이상의 초기 냉각속도로 냉각을 시작하여, 이송되는 강판의 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도를 점차적으로 증가시키는 것인, 구조용 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 해수 분위기에서 내식성 및 강도 특성이 우수한 구조용 강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시 형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하에서 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시 형태는 당해 기술분야에서 평균적 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공하는 것이다.
본 발명자들은 구조용 강재 자체의 내식성을 향상시키기 위한 방법에 대해 깊이 연구하였고, 그 결과 크롬, 구리 등의 함량을 적절히 제어하고, 재가열 온도, 마무리 압연 온도, 냉각종료 온도, 냉각속도 등의 제조조건을 최적화함으로써 미세조직을 제어하면, 우수한 내해수성 및 강도 특성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하였다.
이에 더하여, 구조용 강판을 제조하는 슬라브 재가열-열간압연-냉각의 과정 중, 냉각 과정에 있어서, 압연된 강판이 이송되면서, 먼저 냉각이 시작되는 강판의 선단부가 후단부에 비하여 높은 온도에서 냉각이 시작된다. 그런데, 이 때, 본 발명자들은 보다 우수한 물성을 갖는 강재를 제공하기 위해 예의 검토한 결과, 미세조직이 오스테나이트 상에서 페라이트로 바뀌는 온도인 상변태온도(Ar3)가 높은 강재에서는 냉각 과정에서 강판의 선후단부의 조직이 크게 차이나고, 이로 인해 강도 편차가 초래되는 문제가 있음을 발견하였다.
즉, 종래 기술에 의해 제조되는 구조용 강판은, 최종 제품에 있어서 길이방향으로 양단부 간의 재질, 특히 항복강도(및/또는 인장강도)와 같은 특성에 편차가 발생하였다. 이에 따라, 종래 기술에 의한 구조용 강판은, 내해수 분위기에서 충분한 수명 특성을 확보할 수 없었다.
이에, 본 발명자들은 전술한 강판 선후단부의 재질편차를 줄이기 위해 예의 검토한 결과, 선단부 약냉, 후단부 강냉을 목표로 하여 이송되는 강판의 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도를 점차적으로 증가시킴으로써, 최종 제품인 강판에서 재질 편차가 저감되는 것을 발견하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 이하에서는, 본 발명의 구조용 강판에 대하여 보다 상세하게 설명한다.
본 발명의 일 측면은, 구조용 강판으로서, 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.005% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강판 전체의 미세조직이, 면적분율로, 베이나이트 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA가 10% 이하이고,
상기 구조용 강판의 길이방향으로 양단부 간의 인장강도의 편차가 50MPa 미만인 구조용 강판을 제공한다.
즉, 본 발명에 의하면, 성분계 및 제조조건의 최적화를 통해 강판 표면의 부식특성 및 미세조직을 최적화하여 우수한 강도 특성을 확보함과 동시에, 강판의 길이방향으로 양단부 간의 부식 속도를 최소화함으로써 우수한 내해수성 및 내부식성을 확보할 수 있다.
보다 구체적으로, 본 발명은, 구조용 강판의 길이방향으로 양단부 간의 재질 편차를 최소화하는 기술로서, 본 발명의 일 측면에 의하면, 해수 분위기에서 강판 자체의 내식성이 향상되고, 400MPa 이상의 항복강도, 500MPa 이상의 인장강도를 가짐과 동시에, 강판의 길이방향으로 양단부 간의 강도편차가 50MPa 이내인 균일한 강도 특성을 갖는 구조용 강판 및 이의 제조방법을 효과적으로 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 주요한 특징 중 하나인 강 조성을 구성하는 각 합금성분을 첨가하는 이유와 이들의 적절한 함량 범위에 대하여 우선적으로 설명한다.
C: 0.03% 이상 0.1% 미만
C는 강도를 향상시기키 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량을 증가시키면 소입성을 향상시켜 강도를 향상시킬 수 있다. 다만, 그 첨가량이 증가함에 따라 전면부식 저항성을 저해하고, 탄화물 등의 석출을 조장하므로 국부부식 저항성에도 일부 영향을 미친다. 전면부식 및 국부부식 저항성의 향상을 위해서는 C 함량을 줄여야 하지만, 그 함량이 0.03% 미만이면 구조용 재료로서의 충분한 강도를 확보하기 어렵고, 0.1% 이상일 경우 용접성을 열화시켜서 용접 구조용 강재로서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서 상기 C 함량을 0.03% 이상 0.1% 미만으로 제한할 수 있다.
한편, 강도 확보의 관점에서 상기 C 함량은 0.035% 이상일 수 있고, 경우에 따라서는 0.038% 이상일 수 있다. 내식성의 관점에서 상기 C 함량이 0.09% 미만일 수 있고, 경우에 따라는 주조균열을 더욱 향상시키고 탄소 당량을 줄이기 위해서 상기 C 함량은 0.08% 미만일 수 있다.
Si: 0.1% 이상 0.8% 미만
Si는 탈산제로서 작용할 뿐만 아니라, 강의 강도를 증가시키는 역할을 발휘하는 원소로서, 그 효과가 발휘되기 위해서는 0.1% 이상 필요하다. 또한, Si는 전면부식 저항성의 향상에 기여하기 때문에 함량을 증가시키는 것이 유리하나, 상기 Si의 함량이 0.8% 이상일 경우 인성 및 용접성을 저해하고 압연 시 스케일의 박리를 어렵게 하여 스케일에 의한 표면결함 등을 유발한다. 따라서, 본 발명에서 상기 Si 함량을 0.1% 이상 0.8% 미만으로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 경우에 따라서는 내식성 향상의 관점에서 Si의 함량을 0.2% 이상으로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.25% 이상으로 할 수 있다. 또한, 인성, 용접성의 향상 관점에서 Si의 함량을 0.7% 이하로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 할 수 있다.
Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만
Mn은 인성을 저하시키지 않으면서 고용강화를 통해 강도를 상승시키는데 유효한 성분이다. 그러나, 과량 첨가할 경우, 부식 반응 시 강재 표면의 전기화학 반응 속도를 상승시킴으로써 내식성을 하락시키기도 한다. 상기 Mn이 0.3% 미만으로 첨가될 경우에는 구조용 강재의 내구성 확보가 어려운 문제가 있다. 반면, 상기 Mn 함량이 증가하면 소입성이 증가하여 강도가 증가되나 1.5% 이상으로 첨가되면 제강 공정에서 슬라브를 주조 시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 용접성이 저하되며 더불어 강판 표면의 내식성을 하락시키는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mn 함량을 0.3% 이상 1.5% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 내구성 확보의 측면에서 상기 Mn의 함량을 0.35% 이상으로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.4% 이상으로 할 수 있다. 또한, 내식성 확보의 측면에서 상기 Mn의 함량을 1.4% 이하로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 1.2% 이하로 할 수 있다.
Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만
Cr은 부식 환경에서 강재 표면에 Cr을 포함하는 산화막을 형성하여 내식성을 상승시키는 원소이다. 해수 환경에서 Cr 첨가에 따른 내식성 효과가 충분히 나타나기 위해서는 0.5% 이상 함유되어야 한다. 그러나, 상기 Cr이 1.5% 이상으로 과도하게 함유되면 인성과 용접성에 악영향을 미치므로, 그 함량을 0.5% 이상 1.5% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 내식성 확보의 측면에서 상기 Cr의 함량을 0.7% 이상으로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.8% 이상으로 할 수 있다. 또한, 인성 및 용접성 확보의 측면에서 상기 Cr의 함량을 1.4% 이하로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 1.1% 이하로 할 수 있다.
Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만
Cu 는 Ni 과 함께 0.1% 이상 함유시키면 Fe 의 용출을 지연시키므로 전면부식 및 국부부식 저항성 향상에 유효하다. 그러나, 상기 Cu 함량이 0.5% 이상 첨가되면, 슬라브 제조 시 액체상태의 Cu가 입계로 녹아 들어가 열간가공 시 크랙을 발생시키는 핫 쇼트니스(Hot Shortness) 현상을 유발하므로, 본 발명에서 Cu 함량은 0.1% 이상 0.5% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 슬라브 제조 시 발생되는 표면균열은 C, Ni, Mn 함유량과 서로 상호적으로 작용하므로 각 원소의 함유량에 따라 표면균열의 발생빈도는 달라질 수 있으나, 해당 원소들의 함유량과 상관없이 표면 균열 발생 가능성을 최소화하기 위해서는 Cu 함유량을 0.45% 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Cu 함량의 상한은 0.43% 이하일 수 있다. 또한, 상기 Cu 함량의 하한은 0.2% 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.3% 이상일 수 있다.
Al: 0.01% 이상 0.08% 미만
Al 은 탈산을 위하여 첨가되는 원소로, 강 중 N 과 반응하여 AlN을 형성하여 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 인성을 향상시키는 원소이다. 상기 Al 은 충분한 탈산을 위해서 용해 상태에서 0.01% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 반면, Al 이 0.08% 이상으로 과도하게 함유되면 제강공정에서 조대한 산화물에 개재물을 형성하고, 알루미늄 산화물(Al oxide)계 특징에 따라 압연 시 부서져 길게 늘어서는 연신 개재물을 형성한다. 이러한 연신 개재물의 형성은 개재물 주변에 공공을 형성을 조장하고 이러한 공공은 국부부식 개시점으로 작용하므로 국부부식 저항성을 저해하는 역할을 한다. 따라서, 본 발명에서 Al 함량은 0.01% 이상 0.08% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 충분한 탈산 확보의 측면에서 상기 Al 함량을 0.02% 이상으로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.023% 이상으로 할 수 있다. 또한, 내식성 확보의 측면에서 상기 Al 함량을 0.07% 이하로 할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.06% 이하로 할 수 있다.
Ti: 0.005% 이상 0.1% 미만
Ti은 0.005% 이상 첨가 시, 강 중에서 탄소와 결합하여 TiC를 형성하여 석출강화 효과에 의해 강도를 향상시키는 역할을 한다. 반면, 상기 Ti 함량이 0.1% 이상으로 첨가되는 경우에는 그 함량 증가 대비 강도 향상 효과가 크지 않다. 따라서, 본 발명에서 상기 Ti 함량은 0.005% 이상 0.01% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 충분한 강도 확보의 측면에서, 상기 Ti 함량의 상한은 0.08%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.05%일 수 있고, 가장 바람직하게는 0.03%일 수 있다. 또한, 상기 Ti 함량의 하한은 0.008%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.01%일 수 있고, 가장 바람직하게는 0.02%일 수 있다.
Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만
Ni은 Cu 와 마찬가지로 0.05% 이상 함유시키면 전면부식 및 국부부식 저항성 향상에 유효하다. 또한, Cu 와 함께 첨가하면 Cu 와 반응하여 융점이 낮은 Cu 상의 생성을 억제하여 핫 쇼트니스를 억제하는 효과가 있어서 대부분의 Cu 첨가강 에서는 Ni을 Cu 함량의 1배 이상을 첨가하는 것이 일반적이나, 본 발명에서와 같이 C, Mn 등 탄소당량 관련원소의 함량이 낮고 Cr 함량이 클 경우 Cu 함량의 절반 이하로 넣어도 쇼트니스를 충분히 방지할 수 있으며 Ni이 고가의 원소이므로 상대적 투입효과를 고려하여 0.1% 를 상한으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Ni 함량의 상한은 0.09%일 수 있고, 상기 Ni 함량의 하한은 0.06% 이상일 수 있다.
인(P): 0.03% 이하
P 는 강 내에서 불순물로 존재하며, 그 함량이 0.03%를 초과하여 첨가되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 인성이 열화된다. 따라서 P 함량을 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 한편 상기 P 는 불순물이어서 그 함량을 저감할수록 유리하므로, 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다. 한편, 용접성 및 인성 확보의 측면에서, 상기 P의 함량은 0.02% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.014% 이하일 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
S 는 강 내에서 불순물로 존재하며 그 함량이 0.02%를 초과하면 강의 연성, 충격인성 및 용접성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 S 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S 는 Mn 과 반응하여 MnS 와 같이 연신 개재물을 형성하기 쉽고, 연신 개재물 양 끝단에 존재하는 공공은 국부부식 개시점이 될 수 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 S 는 불순물이어서 그 함량을 저감할수록 유리하므로 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다. 또한, 연성, 충격인성 및 용접성의 확보 측면에서, 상기 S의 함량은 0.01% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.006% 이하일 수 있다.
본 발명에 따른 구조용 강판은, 상기 언급된 합금원소 이외에 나머지는 철(Fe) 성분이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 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.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강판 전체의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA(도상 마르텐사이트)가 15% 미만일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강판 전체의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 100% 미만, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 0% 초과 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강판 전체의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 99% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 1% 이상 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강판 전체의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 98% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 2% 이상 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 구조용 강의 재료로서 사용하기 위해서, 최소 500Mpa, 보편적으로는 600Mpa 이상의 후물재 강도를 확보해야 하고, 이를 위하여, 본 발명에 따른 구조용 강판은 전체 미세조직으로서, 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상이고, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계가 80% 미만인 조직을 구성하였다. 또한, 기타 상인 펄라이트 및 MA의 경우 15% 이상 포함될 경우 본 발명에 따른 구조용 강판이 사용되는 환경에서 저온인성 및 내식성이 부족할 가능성이 있기 때문에 상한을 15% 미만으로 제한하였다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 구조용 강판은 전술한 성분계 및 미세조직을 만족함으로써, 400MPa 이상의 항복강도, 및/또는 500MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 구조용 강판은 길이방향으로 양단부 간의 항복강도의 편차가 50MPa 미만일 수 있고, 또한, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면, 구조용 강판은 길이방향으로 양단부간의 인장강도의 편차가 50MPa 미만일 수 있다. 혹은, 상기 양단부 간의 항복강도의 편차는 보다 바람직하게 45MPa 이하일 수 있고, 가장 바람직하게 41MPa 이하일 수 있다. 혹은, 상기 양단부 간의 인장강도의 편차는 보다 바람직하게 40MPa 이하일 수 있고, 가장 바람직하게 37MPa 이하일 수 있다. 다만, 상기 양단부 간의 항복강도 및 인장강도의 편차는 적을수록 바람직하므로 하한을 별도로 한정하지 않을 수 있다. 다만, 일례로서, 상기 양단부 간의 항복강도 편차의 하한은 5MPa일 수 있고, 상기 양단부 간의 인장강도 편차의 하한은 10MPa일 수 있다.
한편, 본 명세서에 있어서, 상기 길이방향이라 함은, 강판의 제조 공정 중, 강판의 압연방향과 일치하고, 또한 냉각 시에 강판의 이송방향과 일치한다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 양단부 중, 어느 일방의 단부는 강판의 전체 길이를 L로 정의하였을 때, 0에 해당하는 지점에서부터 1/3L지점까지를 의미하고, 타방의 단부는 2/3L지점에서부터 L지점까지를 의미한다.
즉, 전술한 바와 같이, 본 발명은 강판의 제조과정에 있어서, 구배 냉각을 통하여 강판의 길이방향으로 양단부 간의 재질편차를 획기적으로 저감할 수 있는 발명이므로, 본 발명에 의하면 양단부 간의 항복강도의 편차(및/또는 인장강도의 편차)가 50MPa 미만인 강판을 효과적으로 얻을 수 있다.
본 발명에 의하면, 양단부 간의 재질 편차가 적은 강판을 구조용 강으로서 사용함으로써, 특히 내해수 분위기에서 부식 성능이 우수하고, 이에 따라 내해수 분위기에서 충분한 수명을 가질 수 있게 된다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 양단부 중, 어느 일방의 단부는 미세조직으로서, 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 100% 미만, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계가 면적분율로 0% 초과 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있고,
타방의 단부는 미세조직으로서, 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 100% 미만, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계가 면적분율로 0% 초과 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 양단부 중, 어느 일방의 단부는 미세조직으로서, 면적분율로, 베이나이트가 70% 이상 98% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계를 면적분율로 2% 이상 30% 이하, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있고,
타방의 단부는 미세조직으로서, 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 70% 미만, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계가 31% 이상 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 양단부 중, 어느 일방의 단부는 미세조직으로서, 면적분율로, 베이나이트가 74% 이상 81% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계가 면적분율로 9% 이상 15% 이하, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있고,
타방의 단부는 미세조직으로서, 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 67% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계가 31% 이상 41% 이하, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 양단부 중, 어느 일방의 단부는, 미세조직이 면적분율로, 베이나이트: 74% 이상 81% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트: 9% 이상 15% 이하, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA: 4% 이상 14% 이하이고, 타방의 단부는, 미세조직이 면적분율로, 베이나이트: 57% 이상 67% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트: 31% 이상 41% 이하, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA: 2% 이상 6% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 양단부를 제외한 중간 부분은, 강판의 전체 길이를 L로 정의하였을 때, 1/3L지점에서부터 2/3L까지의 지점을 의미하고, 상기 중간 부분의 미세조직은, 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 100% 미만, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 0% 초과 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 양단부를 제외한 중간 부분은, 강판의 전체 길이를 L로 정의하였을 때, 1/3L지점에서부터 2/3L까지의 지점을 의미하고, 상기 중간 부분의 미세조직은, 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상 98% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 2% 이상 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 미만(0%인 경우를 포함)일 수 있다.
한편, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.005% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도에서 재가열하는 단계;
재가열한 강 슬라브를 750℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도로 열간압연하여 강판을 얻는 단계; 및
압연된 강판을 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 400℃ 이상 700℃ 이하의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉각 시, 이송되는 강판의 선단부에서 7℃/s 이상의 초기 냉각속도로 냉각을 시작하여, 이송되는 강판의 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도를 점차적으로 증가시키는 것인, 구조용 강판의 제조방법을 제공한다.
이하에서는 전술한 구조용 강판의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명한다. 즉, 본 발명에 따른 구조용 강판은 [슬라브 재가열-열간압연-냉각]의 과정을 통해 제조될 수 있고, 각 제조단계별 상세한 조건은 하기와 같다.
[슬라브 재가열]
먼저 상술한 성분계로 이루어지는 슬라브를 준비하고, 상기 슬라브를 1000~1200℃의 온도범위로 재가열한다. 주조 중에 형성된 탄질화물을 고용시키기 위해 재가열 온도를 1000℃ 이상으로 하며, 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해 1050℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 과도하게 높은 온도로 재가열할 경우, 오스테나이트가 조대하게 형성될 우려가 있으므로, 상기 재가열 온도는 1200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
[열간압연]
상기 재가열한 강 슬라브에 대하여, 조압연 및 사상압연을 포함하는 열간압연을 실시함으로써 압연된 강판을 얻을 수 있다. 이때, 조압연은 당해 기술분야에서 통상적으로 알려진 조건으로 행할 수 있고, 사상압연은 750℃ 이상의 마무리 압연 온도에서 완료하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도가 750℃ 미만이면, 조대한 공냉 페라이트가 다량 생성되어 강도가 하락하는 문제가 발생할 수 있다. 반면, 상기 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면, 조직 조대화에 의한 강도 및 인성 하락을 야기할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 마무리 압연 온도는 750~950℃로 제한하는 것이 바람직하다.
[냉각]
전술한 압연된 강판을 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 400~700℃의 냉각종료온도까지 냉각을 행할 수 있고, 이 때 이송되는 강판의 선단부에서 7℃/s 이상의 초기 냉각속도로 냉각을 시작할 수 있다.
구체적으로, 본 발명에서 상기 압연된 강판은, 예를 들어, 수냉을 통해 강제 냉각할 수 있다. 즉, 본 발명은 충분한 냉각을 통해 후물재에서도 고강도를 확보하는 것이 핵심기술이며, 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 냉각을 시작하고, 조직 조대화를 막기 위해 7℃/s 이상의 초기 냉각속도로 700℃ 이하의 온도까지(즉, 400~700℃의 냉각종료온도까지) 냉각이 필요하다. 다만, 상기 냉각 과정에 있어서, 400℃ 미만의 온도까지 냉각하게 되면, 급냉 과정에 의해 중심부에 미세크랙이 유발될 수 있으며, 제품 표면과 중심부 재질 편차 및 제품 선후단부 재질편차를 유발할 수 있으므로 400℃ 이상의 온도에서 냉각을 종료하는 것이 바람직하다.
상기 냉각 단계에 있어서, 보다 바람직하게는 상기 냉각개시온도(선단부에서의 냉각개시온도)의 하한은 820℃일 수 있고, 상기 냉각개시온도의 상한은 855℃일 수 있다. 또한, 상기 냉각 단계에 있어서, 보다 바람직하게는 상기 냉각종료온도의 하한은 578℃일 수 있고, 상기 냉각종료온도의 상한은 625℃일 수 있다.
한편, 냉각속도의 상한은 설비능력에 주로 관계되며, 대체로 판 두께에 따라 일정수준 이상의 냉각속도에서는 냉각속도가 더욱 증가해도 강도에 의미있는 변화가 보이지 않으므로, 냉각속도의 상한은 별도로 한정하지 않을 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 바람직하게는 상기 초기 냉각속도(즉, 강판의 이송방향에 대하여 선단부에서의 냉각 개시 속도)는 바람직하게는 10℃/s 이상일 수 있고, 혹은 80℃/s 이하일 수 있다. 상기 초기 냉각속도를 10℃/s 이상으로 함으로써 적절한 제어 냉각을 통한 미세조직 및 그에 따른 충분한 재질특성을 얻을 수 있는 효과가 있고, 80℃/s 이하로 함으로써, 과냉 및 이에 따른 판 변형으로 인한 조업 안전사고를 방지하는 효과가 있다. 다만, 보다 바람직하게 상기 초기 냉각속도의 하한은 20℃/s일 수 있고, 상기 초기 냉각속도의 상한은 70℃/s일 수 있다
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각 시간은 특별히 한정하는 것은 아니나, 5초 이상 40초 이하의 범위에서 행할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각 후 얻어지는 강판의 두께는 5mm 이상 70mm 미만일 수 있다.
한편, 본 발명에 있어서, 상기 냉각은 이송되는 강판의 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도를 점차적으로 증가시키는 것을 특징으로 한다.
즉, 종래에는 강판의 제조과정 중, 냉각 단계에서 강판이 이송됨에 따라 선단부와 후단부 사이의 냉각 정도에 차이가 발생하고, 이로부터 판의 선후단부 사이의 재질편차가 초래되는 문제가 있었다. 이에, 본 발명자들은 냉각 중에 발생하는 판의 선후단부의 재질편차를 줄이기 위해 예의 검토한 결과, 선단부 약냉, 후단부 강냉을 목표로 하여, 이송되는 강판의 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도를 점차적으로 증가시켰고, 이를 통해 길이방향으로 양단부 간의 인장강도 및/또는 항복강도의 편차가 적은 구조용 강판을 효과적으로 얻을 수 있었다.
따라서, 상기와 같이 이송되는 강판의 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도를 점차적으로 증가시킴으로써, 냉각 시 이송되는 강판의 후단부에서의 냉각속도는 선단부에서의 냉각속도보다 더 크게 된다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각 시에는, 강판이 이송됨에 따라 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도의 구배(Δ℃/s)가 0.5℃/s 이상 10℃/s 미만의 범위가 되도록, 선단부에서 후단부로 갈수록 점차적으로 냉각 속도를 증가시키는 구배 냉각(혹은, 가속 냉각)으로 할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각속도의 구배가 0.5℃/s 이상 10℃/s 미만이라 함은, 초기 냉각속도(예를 들어, 7℃/s)를 시작점으로 하여, 이송되는 강판에 대하여 1초 간격으로 냉각속도를 측정하였을 때, 1초 간격으로 측정되는 냉각속도의 차가 0.5℃/s 이상 10℃/s 미만 범위가 되도록, 선단부에서 후단부로 갈수록 점차적으로 냉각 속도를 증가시키는 것을 말한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각속도는, 이송되는 강판 상에 하나의 점을 찍고 상기 강판을 이송할 때, 1초 간격으로 상기 점에서 측정되는 냉각속도의 값일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 1초 간격으로 측정되는 냉각속도의 차는 0.5℃/s 이상 10℃/s 미만의 범위이기만 하면 되고, 반드시 이송되는 강판의 모든 범위에서 1초 간격으로 측정되는 냉각속도의 차가 모두 동일한 값을 가져야 하는 것은 아니다.
다만, 바람직하게는, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 1초 간격으로 측정되는 냉각속도의 차는 0.5℃/s 이상 10℃/s 미만의 범위일 수 있고, 또한, 1초 간격으로 측정되는 냉각속도의 차는 동일할 수 있다.
예를 들어, 상기 구배 냉각에 있어서, 냉각속도의 구배가 0.5℃/s로서 1초 간격으로 측정되는 냉각속도의 차가 동일한 경우라 함은, 초기 냉각 속도가 10℃/s라고 가정할 때, 강판의 이송 방향을 따라서 냉각 속도가 점진적으로 10.5℃/s, 11℃/s, 11.5℃/s, 12℃/s, 12.5℃/s 등으로 증가하는 것을 의미한다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각 속도의 구배를 0.5℃/s 이상으로 함으로써, 적절한 구배냉각을 통해 판의 선후단부 미세조직 및 그로 인한 본 발명에서 목적하는 강도의 차이를 얻을 수 있고, 구배냉각 속도를 10℃/s 미만으로 함으로써, 후단부의 냉각 정도를 적절히 조절하여 판형상을 우수하게 유지할 수 있고, 공정을 안전하게 행할 수 있다.
다만, 본 발명의 목적하는 효과 달성을 위해, 보다 바람직하게는 상기 냉각속도의 구배(Δ℃/s)가 3~6℃/s(즉, 3℃/s 이상 6℃/s 이하)일 수 있다.
상기 선단부는 전술한 강판의 양단부 중, 어느 일방의 단부에 대응되고, 상기 후단부는 전술한 강판의 양단부 중, 타방의 단부에 대응된다. 따라서, 전술한 어느 일방의 단부 및 타방의 단부에 대한 설명은 각각 상기 선단부 및 후단부에도 동일하게 적용할 수 있다.
따라서, 상기 전술한 상기 냉각개시온도는 선단부에서의 냉각개시온도를 의미하고, 상기 선단부에서의 냉각개시온도는 강판의 전체 길이를 L로 하였을 때, 0인 지점에서의 온도(즉, 강판의 압연방향으로, 선단부에서 냉각이 시작되는 온도)를 의미한다. 또한, 상기 후단부에서의 냉각개시온도는 강판의 전체 길이를 L로 하였을 때, 2/3L인 지점에서의 온도(즉, 강판의 압연방향으로, 후단부에서 냉각이 시작되는 온도)를 의미한다. 이 때, 상기 강판의 전체 길이 L은 최소 10m 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 후단부에서의 냉각개시온도의 하한은 760℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 790℃일 수 있다. 또한, 상기 후단부에서의 냉각개시온도의 상한은 850℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 835℃일 수 있다. 또한, 상기 후단부에서의 냉각개시온도는 상기 선단부에서의 냉각개시온도 대비 10℃ 이상(보다 바람직하게는, 15℃) 이상 낮을 수 있다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면, 냉각 시 강판의 이송 속도는 1m/s 이상 10m/s 미만으로 행할 수 있다. 한편, 냉각 시 강판의 이송 속도를 상향시킬 경우, 강판 선후단부의 냉각개시온도 차이를 줄일 수 있으므로, 냉각 시 강판의 이송속도는 1m/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 적절한 냉각속도를 확보하여 냉각설비를 저감하기 위한 측면에서 냉각 시 강판의 이송 속도는 10m/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 다만, 보다 바람직하게, 상기 냉각 시 강판의 이송 속도의 하한은 3m/s일 수 있고, 상기 냉각 시 강판의 이송 속도의 상한은 8m/s일 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)
먼저 하기 표 1 에 나타낸 성분계를 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 강 슬라브를 제조하였고, 하기 표 2에 나타낸 제조조건으로 재가열, 열간압연 및 구배 냉각하여 강판을 제조하였다. 또한, 상기 제조된 강판에 대하여, 냉각 시에 강판의 선단부에서의 냉각개시속도, 냉각속도구배, 강판의 이송속도를 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 하기 표 3에 기재된 냉각속도 구배(Δ℃/s)는 표 3에 기재된 값으로 1초 간격으로 측정되는 냉각속도의 차가 동일한 경우를 나타낸다. 또한, 냉각속도 구배는, 이송되는 강판 상에 하나의 점을 찍고 상기 강판을 이송할 때, 1초 간격으로 상기 점에서 측정되는 냉각속도의 값들에 대한 차를 나타낸 것이다. 또한, 상기 냉각 시 강판은 표 3에 기재된 이송속도로 약 5~10초 동안 이송되었다.
구분 C Si Mn P S Sol.Al Cu Ni Cr Ti
발명강 1 0.044 0.31 0.7 0.011 0.006 0.023 0.43 0.08 1.0 0.023
발명강 2 0.038 0.41 0.9 0.011 0.005 0.028 0.41 0.09 0.9 0.025
발명강 3 0.042 0.25 0.4 0.013 0.004 0.029 0.32 0.09 0.8 0.022
발명강 4 0.047 0.31 1.2 0.014 0.006 0.029 0.39 0.08 1.1 0.024
비교강 1 0.047 0.31 1.2 0.014 0.006 0.029 0.39 0.08 1.1 0.024
비교강 2 0.071 0.23 2.1 0.008 0.006 0.031 0.08 0.05 0.3 0.018
비교강 3 0.061 0.23 2.5 0.009 0.006 0.025 0.06 0.09 0.6 0.021
구분 재가열
온도(℃)		 마무리압연 온도(℃) 선단부 냉각
개시온도(℃)		 후단부 냉각
개시온도(℃)		 냉각종료
온도(℃)
발명강 1 1176 941 848 812 588
발명강 2 1168 942 823 799 625
발명강 3 1181 952 851 834 578
발명강 4 1176 945 855 812 589
비교강 1 1178 923 832 821 567
비교강 2 1135 867 794 741 575
비교강 3 1131 856 779 724 604
구분 초기 냉각속도(℃) 냉각속도 구배
(Δ℃/s)		 강판의 이송속도
(m/s)
발명강 1 27 3 6
발명강 2 20 6 5
발명강 3 28 5 8
발명강 4 24 4 7
비교강 1 37 0 2
비교강 2 19 0 2
비교강 3 16 0 2
한편, 냉각 시 강판의 이송방향에 대한 강판의 선후단부(즉, 강판의 길이방향으로 양단부에 대응)에서 각각 시편을 채취하고, 광학 및 전자현미경으로 미세조직을 관찰하였고, 각 상의 면적분율을 측정하여 하기 표 4에 나타내었다. 또한, 냉각 시 이송방향에 대한 강판의 선후단부(즉, 강판의 길이방향으로 양단부에 대응) 각각의 재질 및 재질편차를 계산하여 하기 표 5에 나타내었다.
또한, 내해수 특성 평가로서, 해수를 모사한 3.5% NaCl 용액에 하루간 침지한 후, 50% HCl+0.1% 헥사메틸렌 테트라아민(Hexamethylene tetramine) 용액과 함께 초음파 세척기에 넣어 시편을 세척하고 무게감량 측정 후 이를 초기 시편 표면적으로 나누어 부식속도를 산출하였으며, 비교강과 발명강의 부식속도를 비교하기 위해, 비교강 2의 부식속도를 100으로 기준하여 상대부식속도를 비교평가 하였고, 그 결과를 표 5 에 함께 나타내었다.
구분 선단부 미세조직 면적분율(%) 후단부 미세조직 면적분율(%)
베이
나이트		 폴리고날
페라이트+
침상 페라이트		 기타상
(펄라이트, MA)		 베이
나이트		 폴리고날
페라이트+
침상 페라이트		 기타상
(펄라이트, MA)
발명강 1 81 15 4 67 31 2
발명강 2 79 9 12 59 37 4
발명강 3 74 12 14 62 32 6
발명강 4 81 11 8 57 41 2
비교강 1 92 4 5 28 59 13
비교강 2 24 63 3 2 89 8
비교강 3 32 52 16 0 74 26
구분 선단부
항복강도
(Mpa)		 후단부
항복강도
(Mpa)		 항복강도
편차
(Mpa)		 선단부
인장강도
(Mpa)		 후단부
인장강도
(Mpa)		 인장강도
편차
(Mpa)		 상대
부식속도
발명강1 501 481 20 605 583 22 71
발명강2 514 499 15 598 561 37 66
발명강3 512 477 35 608 579 29 72
발명강4 509 468 41 612 577 35 69
비교강1 548 421 127 667 512 155 69
비교강2 568 481 87 639 553 86 100
비교강3 533 463 70 599 521 78 129
상기 표 1에서와 같이, 발명강 1~4 및 비교강 1은 본 발명에서 규정하는 합금 조성을 만족하는 예를 나타낸다. 반면, 비교강 2 및 3은 Cr, Cu, Ni 또는 Mn 등의 주요 원소에 있어서 본 발명에서 규정하는 합금 조성을 만족하지 못하는 예를 나타낸다.
구체적으로, 본 발명에서 규정하는 합금 조성 및 제조 조건을 모두 충족하는 발명강 1~4의 경우, 강판의 이송방향에 대한 선단부 및 후단부 모두에서(즉, 강판의 길이방향으로 양단 모두에서) 면적분율로, 베이나이트가 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 이하인 저온조직을 미세조직으로 가짐을 확인하였다.
이에 따라, 전술한 발명강 1~4는 표 5에 나타낸 바와 같이, 강판의 이송방향에 대한 선후단부 모두에서 항복강도 400MPa 이상, 인장강도 500MPa 이상의 높은 강도를 가짐으로써 구조용 강판으로 사용될 수 있는 충분한 특성을 나타냄과 동시에, 강판에 대한 선후단부 간의 항복강도 편차 및 인장강도 편차가 모두 50MPa 미만으로서 선후단부 간의 재질편차가 적은 균질한 양상을 보였다.
반면, 본 발명에서 규정하는 합금 조성을 가지지만, 구배 냉각을 하지 않는 비교강 1의 경우, 강판의 이송방향에 대한 선후단부 간의 항복강도 편차 및 인장강도 편차가 50MPa 이상임을 확인하였다.
또한, 본 발명에서 규정하는 합금 조성을 가지지 않는 비교강 2 및 3의 경우에도 강판의 이송방향에 대한 선후단부 간의 항복강도 편차 및 인장강도 편차가 모두 50MPa을 넘는 것이었다.
한편, 강판의 길이방향으로 양단부 간의 인장강도의 편차 및 항복강도의 편차가 50MPa 미만인 발명강 1~4는, 비교강 1~3에 비하여, 상대부식 속도가 적은 것으로서 내해수 특성이 보다 우수하였다. 따라서, 본 발명에서 규정하는 합금 조성 및 제조조건을 충족하는 경우에는 보다 낮은 부식 속도를 가지므로, 내해수 분위기에서 충분한 수명을 가지게 됨을 확인할 수 있었다.

Claims (7)

  1. 구조용 강판으로서, 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.005% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    강판 전체의 미세조직이, 면적분율로, 베이나이트 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA가 15% 이하이고,
    상기 구조용 강판의 길이방향으로 양단부 간의 인장강도의 편차가 50MPa 미만인 구조용 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 구조용 강판의 길이방향으로 양단부 간의 항복강도의 편차가 50MPa 미만인, 구조용 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 양단부 중, 어느 일방의 단부는, 미세조직이 면적분율로, 베이나이트: 74% 이상 81% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트: 9% 이상 15% 이하, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA: 4% 이상 14% 이하이고,
    타방의 단부는, 미세조직이 면적분율로, 베이나이트: 57% 이상 67% 이하, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트: 31% 이상 41% 이하, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA: 2% 이상 6% 이하인 것인, 구조용 강판.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 일방의 단부는 강판의 전체 길이를 L로 하였을 때, 0에 해당하는 지점에서부터 1/3L지점까지를 의미하고,
    상기 타방의 단부는 강판의 전체 길이를 L로 하였을 때, 2/3L지점에서부터 L지점까지를 의미하는 것인, 구조용 강판.
  5. 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.005% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도에서 재가열하는 단계;
    재가열한 강 슬라브를 750℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도로 열간압연하여 강판을 얻는 단계; 및
    압연된 강판을 750℃ 이상의 냉각개시온도로부터 400℃ 이상 700℃ 이하의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 냉각 시, 이송되는 강판의 선단부에서 7℃/s 이상의 초기 냉각속도로 냉각을 시작하여, 이송되는 강판의 선단부에서 후단부로 갈수록 냉각속도를 점차적으로 증가시키는, 구조용 강판의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 냉각 시, 냉각속도의 구배가 0.5℃/s 이상 10℃/s 미만이 되도록, 선단부에서 후단부로 갈수록 점차적으로 냉각속도를 증가시키는 것인, 구조용 강판의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 냉각 시, 강판의 이송속도는 1m/s 이상 10m/s 미만인, 구조용 강판의 제조방법.
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