KR20140085068A - 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 저항복 특성을 갖고 극저온 인성이 우수하여 가스 등의 저장에 사용되는 탱크(Gas Tank)용 강재에 적용하기 적합한 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
이를 위해, 본 발명에서는 강재의 성분조성뿐만 아니라, 제조조건을 최적화함에 따라, 가스 탱크(Gas Tank)용 강재에 적합한 고강도 강판을 제공할 수 있다.

Description

극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법 {METHOD FOR MANUFACTURING HIGH STRENGTH STEEL PLATE HAVING EXCELLENT TOUGHNESS AND LOW-YIELD RATIO PROPERTY}

본 발명은 저항복 특성을 갖고 극저온 인성이 우수하여 가스 등의 저장에 사용되는 탱크(Gas Tank)용 강재에 적용하기 적합한 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

지구 온난화에 따른 환경 규제의 강화로 인하여 CO₂의 처리에 대한 관심이 증가하는 가운데 CO₂를 저장 및 이송하여 해양 유전 채굴 지역에 매립하는 산업이 구체적으로 진행되고 있다. 이에, CO₂ 가스를 액화 및 저장하기 위한 탱크(Tank)용 강재에 대한 요구가 급증하고 있다.

CO₂ 가스를 액화하기 위해서는 최소 7Bar 이상의 가압이 필요하며, CO₂ 가스를 액화하기 위한 가스 탱크(Gas Tank)의 설계온도가 -60℃ 이하이므로 가스 탱크용 강재는 높은 압력과 외부 충격을 견딜 수 있도록 고강도 특성이 요구되며, 낮은 가스 온도에서도 충분한 인성을 가질 것이 요구된다. 특히, 가스 탱크(Gas Tank)에 사용되는 강재의 경우에는 선급 룰(rule)에 따라 -75℃ 이하의 온도에서도 우수한 저온인성을 가질 것이 요구된다.

또한, 가스 탱크(Gas Tank)용 강재를 용접하여 가스 탱크(Gas Tank)를 제조할 경우, 용접부의 응력제거가 중요한 부분을 차지한다. 이에, 용접부 응력을 제거하는 방법으로, 열처리에 의한 PWHT(Post Welding Heat Treatment) 방법이 있으며, 용접부에 수압 분사 등을 통해 응력을 제거하는 기계적 응력제거(MSR: Mechanical Stress Relief) 방법이 있다. 이 중, 기계적 응력제거(MSR) 방법을 이용하여 용접부 응력을 제거하는 경우에는 모재부에도 수압에 의한 변형이 가해지기 때문에, 모재의 항복비를 0.8 이하로 제한하고 있다. 이는, MSR을 이용하여 응력을 제거함에 있어서 고압의 수분사로 인해 모재부에 항복강도 이상의 변형이 가해질 경우, 항복강도와 인장강도 비가 높으면 항복발생 즉, 인장강도에 도달하여 파괴가 발생할 가능성이 있기 때문에, 항복강도와 인장강도의 차이가 크게 나도록 제한하는 것이다.

특히, 가스 탱크(Gas Tank)의 경우 기본적으로 대형화가 이루어져야 하므로 PWHT 방법에 의한 응력제거가 어려우며, 이에 따라 대부분의 조선사에서는 기계적 응력제거(MSR) 방법을 적용하고 있으며, 따라서 가스 탱크(Gas Tank)를 제조하기 위한 강재는 저항복비 특성이 요구된다.

한편, 강재에 요구되는 또 하나의 특성인 강재의 강도를 향상시키는 방법으로는 석출강화, 고용강화, 마르텐사이트(Martensite) 강화 등이 있으나, 이러한 방법들은 강도를 향상시키는 반면에 인성을 열화시키는 문제점이 있다.

다만, 결정립을 미세화시켜 강도를 강화시키는 경우에는 고강도를 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 충격인성 천이온도의 감소로 인하여 인성 열화를 방지할 수 있다.

이의 예로서, 특허문헌 1 및 2는 결정립 미세화에 의한 강도 및 인성 향상에 관한 기술로서, 구체적으로 오스테나이트의 결정립을 미세화하여 페라이트의 결정립을 미세화시키는 방법을 제안하고 있으나, 이를 위한 제조조건이 까다롭고, 더욱이 페라이트의 미세화 효과가 크지 않은 문제가 있다.

또한, 특허문헌 3 내지 7은 미재결정역 강압연으로 인한 페라이트 미세화에 관한 기술들로서, 이 중 특허문헌 3에서는 저탄소강을 가열한 후 냉각하는 과정에서 오스테나이트 미재결정역 온도범위에서 압하율 30% 이상의 압축가공을 하고, 가속냉각을 통하여 페라이트를 미세화시키는 방법을 제안하고 있으며, 특허문헌 4에서는 일반 탄소강을 먼저 마르텐사이트 조직으로 열처리한 후 이를 페라이트 안정 온도범위로 재가열하여 패스당 압하율 50% 이상으로 가공함으로써 페라이트 미세화를 구현하는 방법을 제안하고 있다. 또한, 특허문헌 5와 6의 경우에는 오스테나이트 결정립도를 정적 재결정에 의해 일정 크기로 제한하고, 오스테나이트 미재결정 영역에서 패스당 압하율 30% 이상으로 압연하여 미세한 페라이트를 구현하는 방법을 제한하고 있으며, 특허문헌 7에서는 재가열된 저탄소강을 Ar3 온도 근처에서 단일 패스, 다단 패스를 통해 총압하율 75% 이상이 되고, 압연 패스간 유지시간을 1초 이하로 제한하여 페라이트를 미세화시키는 방법을 제안하고 있다.

하지만, 상기 제시된 기술들은 강재를 제조하는 주공정인 압연공정에서 패스당 대압하를 주어야하고, 패스간 시간 등을 제한하고 있기 때문에 상당히 어려운 제조조건을 제안한 기술들이며, 실질적으로 이들을 구현하기 위해서는 초대형의 압연설비 및 제어시스템의 설치가 필요하여 기존의 설비로 구현하는 것이 거의 불가능하다.

상기의 기술들은 모두 결정립 미세화에 의한 강도 및 인성향상에 관한 것으로서, 이들에 따라 페라이트 결정립의 미세화를 실현할 경우 인장강도 상승과 함께 항복강도가 동시에 상승되어 저항복비의 구현이 불가능한 문제가 있다.

일본공개특허공보 제1997-296253호 일본공개특허공보 제1997-316534호 한국공개특허 제1999-0029986호 한국공개특허 제1999-0029987호 한국공개특허 제2004-0059579호 한국공개특허 제2004-0059581호 미국등록특허 제4466842호

본 발명의 일 측면은, 강도 및 인성의 향상뿐만 아니라 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.12%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직은 면적분율로 70~90%의 초세립 페라이트 및 10~30%의 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직을 포함하고, 항복비(YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 조성을 갖는 슬라브를 가열하는 단계;

상기 가열된 슬라브를 조압연하여 오스테나이트 평균 결정립 사이즈를 40μm 이하로 제어하는 단계;

상기 조압연 후 마무리 압연하여 상기 슬라브의 기지조직을 평균 결정립 사이즈가 10μm 이하인 초세립 페라이트로 형성하는 단계;

상기 마무리 압연 후 30~90초 유지하는 단계; 및

상기 유지 후 냉각하여 초세립 페라이트 기지 내에 평균 입경이 5μm 이하인 미세 MA(마르텐사이트/오스테나이트)를 면적분율로 10~30% 형성하는 단계

를 포함하여 항복비(YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따른 성분조성 및 제조조건을 만족하는 경우, -75℃에서 150J 이상의 충격인성값을 갖고, 인장강도 530MPa 이상의 고강도를 얻음과 동시에 0.8 이하의 저항복비를 구현함에 따라 인성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 발명재 B-1의 초세립 페라이트 형상을 현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 발명재 B-1을 라펠라 에칭한 후 초세립 MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)의 형상을 현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 MA상이 형성되는 과정을 모식화한 것으로서, (a)는 기존강, (b)는 본 발명에 따른 발명강에 관한 것이다.

본 발명은 강재의 성분조성과 미세조직을 제어하면서, 결정립 미세화방법 중 하나인 동적 재결정(SIDT: Strain Induces Dynamic Transformation)을 이용한 압연조건의 적용으로 고강도 및 고인성을 갖는 동시에 저항복비를 구비하는 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

본 발명의 일 측면인 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.12%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 이루어진다.

이하, 본 발명의 성분조성의 범위 및 그 한정 이유에 대하여 상세히 설명한다 (중량%).

C: 0.02~0.12%

탄소(C)는 강재의 효과적인 강화를 위하여 적당량으로 함유될 필요가 있는 원소로서, 본 발명에서는 MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)을 형성시키고, 형성되는 MA상의 크기와 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로, 적절한 범위 내에서 함유될 필요가 있다. 이러한 C의 함량이 0.12%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며, MA상이 너무 많이 형성되어 그 분율이 30%를 초과하므로 바람직하지 못하다. 반면, C 함량이 0.02% 미만일 경우에는 MA상이 너무 적게 형성되어 그 분율이 10% 미만으로 됨에 따라 강도의 하락과 함께 항복비의 저하를 초래하므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.02~0.12%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 0.5~2.0%

망간(Mn)은 페라이트 세립화에 기여하며, 고용강화에 의해 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 따라서, 이러한 Mn의 효과를 얻기 위해서는 0.5% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 2.0%를 초과할 경우에는 경화능이 과도하게 증가하여 용접부의 인성을 크게 저하시키므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.5~2.0%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.05~0.5%

실리콘(Si)은 고용강화 효과로 강도를 강화시키는 효과가 있으며, 제강공정에서는 탈산제로도 유용하게 사용되는 원소이다. 이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시키므로, 그 함량을 0.5% 이하로 제한할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.05% 미만으로 되면 탈산 효과가 불충분하며, 강도 향상효과도 얻을 수 없으므로 바람직하지 못하다.

또한, Si은 MA(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)의 안정성을 높이므로, C의 함량이 낮아도 많은 분율의 MA상을 형성시킬 수 있으므로, 강도향상 및 저항복비 구현에 도움이 된다. 다만, MA상이 너무 과도하게 형성되면, 오히려 인성의 저하를 초래하므로, 이러한 점을 고려하여 바람직한 Si의 함량범위는 0.1~0.4%로 제한한다.

Ni: 0.05~1.0%

니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Ni을 첨가할 필요가 있다. 다만, 이러한 Ni은 고가의 원소로서, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 경제성이 저하되는 문제가 있다.

또한, Ni 첨가시 Ar3 온도를 낮추므로, SIDT 발생을 위해서는 낮은 온도에서의 압연이 필요하며, 이러할 경우 압연시 변형저항이 증가하여 압연의 어려움이 있기 때문에, 이러한 점을 고려하여 Ni의 상한 범위를 1.0% 이하로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.1%,

티타늄(Ti)은 강 중 산화물 및 질화물을 형성시켜 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있으므로, 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의해 저온인성이 감소되는 문제가 있으므로, 그 Ti의 함량을 0.005~0.1%로 제한함이 바람직하다.

Al: 0.005~0.5%

알루미늄(Al)은 용강을 탈산시키는데 유용한 원소로서, 이를 위해서는 0.005% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 연속주조시 노즐 막힘을 야기하므로 바람직하지 못하다.

또한, 고용된 Al은 MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)의 형성을 조장하므로, 적은 양의 C로도 많은 MA상을 형성할 수 있으므로 강도향상 및 저항복비구현에 도움이 되며, 이러한 점을 고려하여 바람직한 Al의 함량 범위는 0.01~0.05%로 제한한다.

P: 0.015% 이하

인(P)은 모재와 용접부에서 입계편석을 일으키는 원소로서, 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극적으로 저감할 필요가 있다. 다만, 이러한 P를 극한까지 저감시키기 위해서는 제강공정의 부하가 심화되고, P의 함량이 0.020% 이하에서는 상술한 문제점이 크게 발생되지는 않으므로 그 상한을 0.015%로 제한한다.

S: 0.015% 이하

황(S)은 적열취성을 일으키는 원소로서 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로, 가능한 낮게 제어함이 바람직하므로, 그 함량을 0.015% 이하로 제한한다.

상술한 본 발명의 유리한 성분조성을 갖는 강재는 상술한 함량범위 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 강재의 강도와 인성, 용접열영향부의 인성 및 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 하기의 합금원소들을 적절한 범위 내로 첨가하는 것이 바람직하다. 이때, 하기의 합금원소들은 1종만 첨가될 수도 있으며, 2종 이상으로 함께 첨가될 수도 있다.

Cu: 0.01~0.5%

구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서, 동시에 강도를 높일 수 있는 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Cu를 첨가할 필요가 있다. 다만, Cu의 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로, 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.

Nb: 0.005~0.1%

니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb은 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제함으로써 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 더욱이, 최종 압연 후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 크게 높여 낮은 속도로의 냉각시에도 MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)의 생성을 촉진하는 역할도 한다. 따라서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Nb을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 0.1% 초과로 너무 과도하면 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대되므로 바람직하지 못하다.

Mo: 0.005~0.5%

몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 강도를 크게 향상시킬 수 있으므로, 그 활용이 유용한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Mo을 첨가할 필요가 있으나, Mo은 고가의 원소이고 0.5%를 초과하여 첨가하는 경우에는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하는 문제가 있으므로, 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

이하, 상술한 성분조성을 갖는 본 발명의 강재의 미세조직에 관하여 상세히 설명한다.

본 발명에서 제공하는 강재의 미세조직은 결정립 사이즈가 10μm 이하인 초세립 페라이트를 면적분율로 70~90% 포함하고, 평균 입경이 5μm 이하인 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직을 면적분율로 10~30% 포함하여 이루어지는 것이 바람직하다.

본 발명에 따라 미세조직으로서 70% 이상의 면적율로 초세립 페라이트를 형성시킬 경우, 결정립 미세화에 의한 강도 상승과 함께 충격 천이온도가 낮아서 극저온에서의 인성을 확보하는데 유리하다. 또한, 미세한 MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)을 10% 이상의 면적율로 고르게 분포시킬 경우, MA상과 페라이트 조직의 계면에 형성된 가동전위에 의해 연속항복 거동이 나타나고, 가공경화율이 상승하게 되어 저항복비를 달성할 수 있다. 더불어, MA상의 경우 항복강도는 낮추는 반면, 인장강도 증가에도 기여하기 때문에, 고강도 저항복비의 구현에 더욱 유리하다.

상술한 미세조직을 구현시키기 위해서는 제조조건이 제어되어야 할 것이며, 특히 압연조건 즉, 압연 패스 조건과 냉각조건의 대한 최적화가 중요하다.

이하, 본 발명에서 제공하는 강재의 제조조건에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 강재의 제조과정은 슬라브 재가열 - 조압연 - 마무리 압연 - 냉각의 과정으로 이루어질 수 있으며, 각 공정별 상세한 조건은 다음과 같다.

슬라브 재가열 온도: 1000~1200℃

본 발명에서는 상술한 성분조성을 만족하는 슬라브를 재가열함에 있어서, 1000℃ 이상에서 실시함이 바람직한데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 탄질화물을 충분히 고용시키기 위함이다. 또한, 슬라브 가열온도가 너무 낮으면 압연시 변형저항이 너무 높아 후속되는 압연 공정에서 패스당 압하율을 크게 가할 수 없기 때문에 그 하한을 1000℃로 제한함이 바람직하다. 다만, 1200℃를 초과하여 과도하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트 결정립이 과도하게 조대화되어 인성을 저하시킬 우려가 있으므로, 바람직하지 못하다.

조압연 온도: 1200℃~오스테나이트 재결정 온도(Tnr)

상기 재가열 후 실시되는 조압연은 본 발명에서 중요한 기술적인 요소로서, 본 발명에서는 조압연시의 조건을 최적화함으로써 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 구현하고자 하였다. 초기 오스테나이트 결정립 사이즈가 미세화되면, 페라이트 핵 생성 자리(site)로 작용하는 오스테나이트 결정립 분율이 증가하여 페라이트 핵 생성이 용이해져 SIDT 발생에 필요한 입계 변형율이 낮아지며, 페라이트 변태온도를 고온으로 이동시킨다.

이에, 본 발명에서는 조압연 온도를 1200℃~오스테나이트 재결정 온도(Tnr)로 제어하면서, 이러한 재결정역 압연단계에서의 압연을 패스당 압하율 15% 이상으로 제어하고, 누적압하율 30% 이상으로 실시함으로써 초기 오스테나이트의 결정립 사이즈를 40μm 이하로 제어할 수 있으며, 이와 같이 초기 오스테나이트 결정립 사이즈의 미세화로 인해 SIDT 발생에 필요한 임계 변형율을 최소화시킬 수 있다.

마무리 압연 온도: Ar3+30℃~Ar3+100℃

상기 조압연 후 실시되는 마무리 압연은 상기 조압연과 함께 본 발명에서 가장 중요한 기술적인 요소로서, 본 발명에서는 마무리 압연시의 조건을 최적화함으로써 SIDT에 의한 초세립 페라이트를 형성시키고자 하였다.

SIDT 발생을 위한 임계 변형량은 강종 별로 다르나, 유효 압하량이 임계값 이상이면 SIDT 발생이 가능하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 임계 변형량을 주기 위하여 마무리 압연 온도를 Ar3+30℃~Ar3+100℃로 제한한다. 마무리 압연 온도가 Ar3+100℃를 초과하면 SIDT에 의한 초세립 페라이트를 얻을 수 없으며, 반면 Ar3+30℃ 미만에서는 압연 중 조대한 초석 페라이트가 오스테나이트 결정립을 따라 형성되어 이상역 압연이 진행될 수 있으며, 이러할 경우 강도 및 충격인성의 저하를 유발시킬 수 있으므로 바람직하지 못하다.

또한, 상기한 마무리 압연 온도에서의 마무리 압연시 압연 패스당 압하율은 10% 이상으로 유지하면서, 누적 압하율은 60% 이상되도록 압연함이 바람직하다. 마무리 압연시 압연 패스당 압하율이 10% 미만이면 SIDT를 발생시키기에 충분한 임계 변형량을 줄 수 없어 초세립 페라이트를 얻을 수 없으며, 역시 누적 압하율이 60% 미만이면 SIDT에 의한 초세립 페라이트 분율을 충분히 얻을 수 없어 조직 미세화가 불가능해질 수 있다.

따라서, 본 발명에서 제안하는 바에 따라 마무리 압연을 실시함이 바람직하며, 이와 같이 압연을 제어할 경우 결정립 사이즈가 10μm 이하인 초세립 페라이트를 얻을 수 있다.

압연 후 냉각조건: 마무리 압연 종료온도에서 30~90초 유지 후 10℃/s 이상의 냉각속도로 300~500℃까지 냉각

상술한 바에 따라 압연된 강재는 이후 냉각을 수행하는데, 냉각 전 약 30~90초간 마무리 압연 종료온도에서 유지시킴이 바람직하다.

일반적으로, MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)은 고용원소가 고농충된 영역에서 냉각시 발생되는데, 기존 강재의 경우 도 3을 참조하여 보면 조대한 페라이트가 형성되고 압연 후 바로 냉각을 실시함에 따라 결정립내 고용원소들이 결정립계로 이동하는 거리가 증가되고 이동하는 시간이 부족하여 고용원소가 고농축된 영역을 형성하기 어려워, 냉각종료 후 조대한 베이나이트와 같은 2차 상이 형성되어 저온 충격인성을 저하시킬 수 있다. 하지만, 본 발명에 따라 마무리 압연 종료온도에서 일정시간 유지하는 단계를 부여함에 따라 고용원소들이 충분하게 이동할 시간을 제공함으로써 결정립계를 중심으로 고용원소가 고농축된 영역을 다량 형성하여 냉각시 MA상을 다량 형성시킬 수 있다.

또한, 냉각시 냉각속도는 10℃/s 이상으로 하고, 냉각종료온도를 300~500℃로 제어하는데, 냉각속도가 10℃/s 미만이면 제 2상으로 조대한 펄라이트가 형성되어 충격인성을 저해시키는 원인이 되며, 특히 MA상을 얻을 수 없기 때문에 저항복비의 구현이 불가능하게 된다. 이와 함께, 냉각종료온도가 500℃를 초과하게 되면 세립화된 페라이트가 조대화 될 가능성이 있어 역시 충격인성을 저하시킬 가능성이 있으며, 또한 제 2상으로 형성되는 MA상이 조대화되고, 그 분율을 충분히 확보할 수 없어 저항복비 구현이 불가능하게 된다. 반면, 냉각종료온도가 300℃ 미만이면 제 2상으로 마르텐사이트상이 형성되어 강재의 인성을 저하시킬 가능성이 있기 때문에, 본 발명에서는 냉각종료온도를 300~500℃로 제한함이 바람직하다.

상술한 조건에 따라 냉각을 실시할 경우, 초세립 페라이트 기지 내에 제 2상으로 평균 입경이 5μm 이하인 MA상이 면적분율로 10~30% 분포된 조직을 얻을 수 있다.

상기한 냉각까지 완료되어 제조된 강판은 그 두께가 8t~50t로 제조될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1과 같은 성분조성의 강재를 각각 슬라브(Slab)로 제작한 후, 각각의 슬라브를 1000~1200℃에서 재가열하고 1200℃~Tnr에서 패스당 압하율 15% 이상, 누적 압하율 30% 이상으로 조압연한 후 하기 표 2에 나타낸 바와 같이 각각의 압연 및 냉각조건으로 마무리 압연 및 냉각을 실시하여 강판을 제조하였다.

이후, 제조된 각 강판에 대하여 페라이트 결정립 사이즈(FGS) 및 MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)의 분율을 측정하였으며, 또한 강판의 재질특성 평가를 위하여 강판의 인장강도와 항복강도를 측정하고 저온 충격인성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

이때, 페라이트 결정립 사이즈(FGS)는 강판의 1/4t 부위로부터 경면 연마 후 시험편을 채취하고, 이것을 FGS 부식용액으로 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500배로 관찰한 후 화상해석에 의해 결정립 사이즈를 측정하여 그 평균을 구하였다.

MA상의 분율은 강판의 1/4t 부위로부터 경면 연마 후 시험편을 채취하고, 이것을 라펠라 부식용액을 이용하여 부식시킨 후 광학현미경을 이용하여 500배로 관찰한 후 화상해석에 의해 MA상의 분율을 구하였다.

인장강도는 강판의 1/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 JIS4호 시편을 채취하여 상온에서 인장시험을 실시함으로써 인장강도를 측정하였다.

저온 충격인성은 강판의 1/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 V-노치 시험편을 제작한 후, -75℃에서 샤르피 충격시험을 5회 실시하여 그 평균을 구하였다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Ni	Ti	Cu	Mo	Nb	구분
A	0.04	0.40	1.5	0.010	0.003	0.05	0.4	0.015	-	0.1	-	발명강
B	0.07	0.15	1.3	0.008	0.002	0.03	0.05	0.012	0.2	-	0.015	발명강
C	0.1	0.20	1.3	0.005	0.002	0.03	0.3	0.015	-	-	-	발명강
D	0.08	0.25	1.4	0.008	0.002	0.03	0.35	0.015	-	-	0.02	발명강
E	0.015	0.20	1.2	0.010	0.003	0.03	0.5	0.015	-	-	-	비교강
F	0.2	0.20	1.3	0.008	0.002	0.02	0.2	0.013	0.2	-	-	비교강
G	0.1	0.40	3.0	0.010	0.005	0.025	0.2	0.013	-	-	0.02	비교강

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 만족하는 발명재들의 경우 고강도 및 고인성의 특성을 가질 뿐만 아니라, 항복비가 0.8 이하로 저항복비 특성을 갖는 강재인 것을 확인할 수 있다. 또한, 발명재 B-1에 대하여 현미경으로 미세조직을 관찰하여 본 결과, 도 1에 나타낸 바와 같이 초세립 페라이트 형상이 관찰됨을 확인할 수 있으며, 도 2에 나타낸 바와 같이 MA상(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)이 페라이트 기지 내에 형성된 것을 확인할 수 있다.

이에 반면, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하지 않는 비교재 E-4 내지 E-8의 경우에는 페라이트의 결정립 사이즈가 너무 조대하고, 충분한 MA상의 확보가 곤란함에 따라 고강도의 확보가 불가하였으며, 이로 인해 저항복비를 달성할 수 없었다. 또한, 비교재 F-4 내지 F-8 및 G-4 내지 G-8의 경우에는 페라이트 결정립 사이즈가 너무 조대하고, MA상이 너무 과도하게 형성되어 저온 인성의 확보가 곤란하였다.

또한, 성분조성은 본 발명을 만족하지만, 제조조건이 본 발명을 만족하지 않는 비교재 A-4 내지 A-8, B-4 내지 B-8, C-4 내지 C-8 및 D-1 내지 D-4의 경우에는 페라이트의 결정립 사이즈가 너무 조대하거나 MA상이 전혀 형성되지 못함에 따라 저항복비 달성이 불가하거나, 저온 인성의 확보가 불가하였다.

또한, 제조조건은 본 발명을 만족하지만, 성분조성이 본 발명을 만족하지 않는 비교재 E-1 내지 E-4, F-1 내지 F-4 및 G-1 내지 G-4의 경우에는 MA상 분율이 충분하지 못하거나, 너무 과도하게 형성됨에 따라 저항복비를 달성하지 못하거나 저온 인성의 확보가 불가하였다.

Claims (16)

1. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.12%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
   미세조직은 면적분율로 70~90%의 초세립 페라이트 및 10~30%의 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직을 포함하고, 항복비(YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판.
   
2. 제 1항에 있어서,
   상기 강판은 중량%로 구리(Cu): 0.01~0.5%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 및 몰리브덴(Mo): 0.005~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 고강도 강판.
   
3. 제 1항에 있어서,
   상기 초세립 페라이트는 결정립 사이즈가 10μm 이하인 고강도 강판.
   
4. 제 1항에 있어서,
   상기 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직은 평균 입경이 5μm 이하인 고강도 강판.
   
5. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
   상기 강판은 8t~50t의 두께를 갖는 고강도 강판.
   
6. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
   상기 강판은 -75℃에서 충격인성이 150J 이상이고, 인장강도가 530MPa 이상인 고강도 강판.
   
7. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.12%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 가열하는 단계;
   상기 가열된 슬라브를 조압연하여 오스테나이트 평균 결정립 사이즈를 40μm 이하로 제어하는 단계;
   상기 조압연 후 마무리 압연하여 상기 슬라브의 기지조직을 평균 결정립 사이즈가 10μm 이하인 초세립 페라이트로 형성하는 단계;
   상기 마무리 압연 후 30~90초 유지하는 단계; 및
   상기 유지 후 냉각하여 초세립 페라이트 기지 내에 평균 입경이 5μm 이하인 미세 MA(마르텐사이트/오스테나이트)를 면적분율로 10~30% 형성하는 단계
   를 포함하여 항복비(YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판의 제조방법.
   
8. 제 7항에 있어서,
   상기 슬라브는 중량%로 구리(Cu): 0.01~0.5%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 및 몰리브덴(Mo): 0.005~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
   
9. 제 7항에 있어서,
   상기 슬라브 가열은 1000~1200℃에서 실시하는 고강도 강판의 제조방법.
   
10. 제 7항에 있어서,
    상기 조압연 단계는 1200℃~오스테나이트 재결정 온도(Tnr)에서 실시하는 고강도 강판의 제조방법.
    
11. 제 7항에 있어서,
    상기 조압연 단계는 패스당 압하율 15% 이상, 누적 압하율 30% 이상으로 실시하는 고강도 강판의 제조방법.
    
12. 제 7항에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 Ar3+30℃~Ar3+100℃에서 실시하는 고강도 강판의 제조방법.
    
13. 제 7항에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계는 패스당 압하율 10% 이상, 누적 압하율 60% 이상으로 실시하는 고강도 강판의 제조방법.
    
14. 제 7항에 있어서,
    상기 냉각 단계는 10℃/s 이상의 냉각속도로 300~500℃까지 냉각하는 고강도 강판의 제조방법.
    
15. 제 7항 또는 제 8항에 있어서,
    상기 강판은 결정립 사이즈가 10μm 이하인 초세립 페라이트를 면적분율로 70~90% 포함하고, 평균 입경이 5μm 이하인 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직을 면적분율로 10~30% 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
    
16. 제 7항 또는 제 8항에 있어서,
    상기 강판은 -75℃에서 충격인성이 150J 이상이고, 인장강도가 530MPa 이상인 고강도 강판의 제조방법.

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