WO2016105059A1 - 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel having excellent brittle crack propagation resistance and a method of manufacturing the same.
  • the structure of the structure can be reduced in weight and economical benefits can be obtained, and the thickness of the steel sheet can be reduced, thereby ensuring ease of machining and welding operations.
  • the microstructure of the ultra-thick material becomes coarse because it is not sufficiently deformed in comparison with the material material due to the decrease in the total reduction ratio during the manufacture of the ultra-thick material. This will fall.
  • an object of the present invention is to provide a method for producing a high strength steel having excellent brittle crack propagation resistance.
  • C 0.05 to 0.1%
  • Mn 0.9 to 1.5%
  • Ni 0.8 to 1.5%
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Cu 0.1 ⁇ 0.6%
  • Si 0.1-0.4%
  • P 100 ppm or less
  • S 40 ppm or less
  • Microstructure including a single structure selected from the group consisting of ferrite single phase structure, bainite single phase structure, ferrite and bainite complex, ferrite and perlite complex, and ferrite, bainite and perlite complex.
  • Have a high strength steel having excellent brittle crack propagation resistance having a thickness of 50 mm or more is provided.
  • the content of Cu and Ni may be set such that the Cu / Ni weight ratio is 0.6 or less, preferably 0.5 or less.
  • the steel may preferably have a grain size of 15 ⁇ m (micrometer) or less having a high-angle boundary with a difference in crystal orientation measured by the EBSD method from the surface layer portion to the steel thickness 1/4 part in the steel thickness direction of 15 degrees or more.
  • the steel material may have an area ratio of the (100) surface that forms an angle within 15 degrees with respect to the surface parallel to the rolling direction from the surface layer portion to the 1/4 portion of the steel thickness in the steel thickness direction to 30% or more.
  • the steel may preferably have a yield strength of at least 390 MPa.
  • C 0.05 to 0.1%
  • Mn 0.9 to 1.5%
  • Ni 0.8 to 1.5%
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Cu 0.1 ⁇ 0.6%
  • Si 0.1 ⁇ 0.4%
  • P 100ppm or less
  • S 40ppm or less
  • the content of Cu and Ni may be set such that the Cu / Ni weight ratio is 0.6 or less, preferably 0.5 or less.
  • the rolling reduction per pass is preferably at least 5% and the total cumulative rolling reduction is at least 40%.
  • the size of the 1 / 4t portion (where t: steel sheet thickness) grain size of the bar after the rough rolling and before the final rolling may be 150 ⁇ m or less, preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 80 ⁇ m or less.
  • the rolling reduction ratio during the finish rolling may be set so that the ratio of slab thickness (mm) / thickness of the steel sheet after finishing rolling (mm) is 3.5 or more, preferably 3.8 or more.
  • the steel sheet may be cooled at a central cooling rate of 2 ° C./s or more.
  • Cooling of the steel sheet can be carried out at an average cooling rate of 3 ⁇ 300 °C / s.
  • the inventors of the present invention conducted studies and experiments to improve the yield strength and brittle crack propagation resistance of thick steel having a thickness of 50 mm or more, and proposed the present invention based on the results.
  • the present invention is to improve the yield strength and brittle crack propagation resistance of thick steel by controlling the steel composition, structure, texture and manufacturing conditions of the steel.
  • the main concept of the present invention is as follows.
  • Steel composition is appropriately controlled to improve strength through improving hardenability.
  • Mn, Ni and Cu content is optimized with the carbon content to improve the hardenability.
  • the microstructure is secured to the center of the thick steel of 50 mm or more.
  • region is controlled from the surface layer part to 1/4 part of steel thickness in the steel thickness direction.
  • the (100) plane which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction, serves to block the propagation of cracks.
  • the rough rolling conditions are controlled in order to refine the structure of the steel.
  • the microstructure is secured by controlling the rolling reduction condition in the rough rolling.
  • finishing rolling conditions are controlled.
  • finish rolling temperature and rolling conditions a very fine ferrite is generated inside the grain boundaries and grains due to deformation organic transformation during finishing rolling, thereby securing a fine structure up to the center of the steel.
  • High strength steel having excellent brittle crack propagation resistance which is an aspect of the present invention, is weight%, C: 0.05 to 0.1%, Mn: 0.9 to 1.5%, Ni: 0.8 to 1.5%, Nb: 0.005 to 0.1%, and Ti: 0.005 ⁇ 0.1%, Cu: 0.1-0.6%, Si: 0.1-0.4%, P: 100 ppm or less, S: 40 ppm or less, containing the remaining Fe and other unavoidable impurities, and ferrite single phase structure, bainite single phase structure, ferrite and It has a microstructure comprising one tissue selected from the group consisting of a composite structure of bainite, a composite structure of ferrite and perlite, and a composite structure of ferrite, bainite and perlite.
  • C is the most important element for securing basic strength, it needs to be contained in steel within an appropriate range, and in order to obtain such an addition effect, it is preferable to add C 0.05% or more.
  • the content of C exceeds 0.10%, the low temperature toughness is lowered due to the generation of large amount of phase martensite, the high strength of ferrite itself, and the formation of a large amount of low temperature transformation phase, so that the content of C is 0.05 to 0.10%. It is preferable to limit to 0, more preferably to 0.059 to 0.091%, even more preferably to 0.065 to 0.085%.
  • Mn is a useful element that improves the strength by solid solution strengthening and improves the hardenability so that low-temperature transformation phase is produced. In order to obtain such an effect, Mn is preferably added at least 0.9%.
  • the Mn content is preferably limited to 0.9 to 1.5%, limited to 0.95 to 1.26%, and more preferably limited to 1.15 to 1.30%.
  • Ni is an important element for facilitating cross slip of dislocations at low temperatures, improving impact toughness, improving hardenability, and improving strength, and it is preferable to add 0.8% or more to obtain such effects.
  • the Ni is added at least 1.5%, the hardenability is excessively increased to form low-temperature transformation phase, which may lower toughness and increase manufacturing cost, so the upper limit of the Ni content is preferably limited to 1.5%.
  • Ni is more preferably limited to 0.94 to 1.38%, and even more preferably limited to 1.01 to 1.35%.
  • Nb precipitates in the form of NbC or NbCN to improve the base material strength.
  • Nb dissolved in reheating at a high temperature precipitates very finely in the form of NbC during rolling, thereby suppressing recrystallization of austenite, thereby miniaturizing the structure.
  • Nb is preferably added at least 0.005%, but if excessively added, there is a possibility of causing brittle cracks at the corners of the steel, so the upper limit of the Nb content is preferably limited to 0.1%.
  • the content of Nb is more preferably limited to 0.016 to 0.034%, and even more preferably limited to 0.018 to 0.024%.
  • Ti is a component that precipitates with TiN upon reheating and inhibits the growth of crystal grains of the base metal and the weld heat affected zone to greatly improve low-temperature toughness. To obtain such an additive effect, Ti is preferably added at least 0.005%.
  • the Ti content is preferably limited to 0.005 to 0.1%.
  • the content of Ti is limited to 0.007 to 0.023%, and even more preferably 0.011 to 0.018%.
  • P, S is an element that causes brittleness or forms coarse inclusions at grain boundaries, and is preferably limited to P: 100 ppm or less and S: 40 ppm or less in order to improve brittle crack propagation resistance.
  • Si improves the strength of the steel and has a strong deoxidation effect
  • coarse phase martensite (MA) phase may be generated to lower brittle crack propagation resistance, so the upper limit of the Si content is preferably limited to 0.4%.
  • the content of Si is more preferably limited to 0.21 to 0.33%, even more preferably 0.25 to 0.3%.
  • Cu is the main element to improve the hardenability and to increase the strength of the steel to increase the strength of the steel and to increase the yield strength through the generation of epsilon Cu precipitates when tempering (tempering), it is preferably added more than 0.1%. However, when a large amount is added, the slab may be cracked due to hot shortness in the steelmaking process, so the upper limit of the Cu content is preferably limited to 0.6%.
  • More preferable content of Cu is limited to 0.13 to 0.55%, even more preferably limited to 0.18 to 0.3%.
  • the content of Cu and Ni may be set such that the Cu / Ni weight ratio is 0.6 or less, preferably 0.5 or less.
  • the surface quality may be further improved.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Steel of the present invention is a single structure selected from the group consisting of ferrite single phase structure, bainite single phase structure, ferrite and bainite complex structure, ferrite and perlite complex structure, and ferrite, bainite and perlite complex structure. It has a microstructure that contains.
  • the ferrite is preferably polygonal ferrite or acicular ferrite, and bainite is preferably granular bainite.
  • the fraction of pearlite is preferably limited to 20% or less by volume.
  • the steel material may have a grain size of 15 ⁇ m (micrometer) or less having a high-angle boundary having a difference in crystal orientation measured by the EBSD method from the surface layer portion to the steel thickness 1/4 part in the steel thickness direction of 15 degrees or more.
  • the steel material may have an area ratio of (100) plane that forms an angle within 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction from the surface layer portion to the 1/4 portion of the sheet thickness in the steel thickness direction.
  • the crack propagates in the width direction of the steel, that is, the direction perpendicular to the rolling direction, and the brittle wavefront of the body centered cubic structure BCC is the (100) plane.
  • the area ratio of the (100) plane which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction is maximized.
  • region is controlled from the surface layer part to 1/4 part of steel thickness in the steel thickness direction.
  • the (100) plane which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction, serves to block the propagation of cracks.
  • the steel material preferably has a yield strength of at least 390 MPa.
  • the steel may have a thickness of 50 mm or more, preferably 50 to 100 mm, and more preferably 80 to 100 mm.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing a high strength steel having excellent brittle crack propagation resistance by weight, C: 0.05 to 0.1%, Mn: 0.9 to 1.5%, Ni: 0.8 to 1.5%, Nb: 0.005 to 0.1%, Ti : 0.005 ⁇ 0.1%, Cu: 0.1 ⁇ 0.6%, Si: 0.1 ⁇ 0.4%, P: 100ppm or less, S: 40ppm or less, and reheat the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities to 950 ⁇ 1100 °C to 1100 Rough rolling at a temperature of ⁇ 900 ° C .; Finishing rolling the rough rolled bar at a temperature between Ar 3 + 30 ° C. and Ar 3 ⁇ 30 ° C. to obtain a steel sheet; And cooling the steel sheet to a temperature of 700 ° C. or less.
  • the slab reheating temperature is preferably at least 950 ° C in order to solidify the carbonitrides of Ti and / or Nb formed during casting. Moreover, in order to fully solidify the carbonitride of Ti and / or Nb, it is more preferable to heat to 1000 degreeC or more. However, when reheating excessively high temperature, austenite may coarsen, so the upper limit of the reheating temperature is preferably 1100 ° C.
  • the rough rolling temperature is preferably limited to 1100 ⁇ 900 °C.
  • the reduction rate per pass is 5% or more and the total cumulative reduction rate is 40% or more for the last three passes during rough rolling.
  • the recrystallized structure causes grain growth due to the high temperature, but during the last three passes, the grain growth rate is slowed down as the bar is air-cooled in the rolling atmosphere. The rate of reduction of the pass is greatest for the particle size of the final microstructure.
  • the total cumulative reduction rate during rough rolling is preferably set to 40% or more in order to refine the structure of the central portion.
  • the rough rolled bar is finish rolled at Ar 3 (ferrite transformation start temperature) + 30 ° C. to Ar 3 ⁇ 30 ° C. to obtain a steel sheet.
  • the grain size of the crystal grains having a high-angle boundary in which the difference in the crystal orientation measured by the EBSD method from the surface layer portion to the plate thickness 1/4 part in the plate thickness direction in the sheet thickness direction under the conditions proposed by the present invention is 15 degrees or more (micrometer)
  • the following microstructures can be obtained.
  • finish rolling temperature When the finish rolling temperature is lowered below Ar 3 -30 °C, coarse ferrite is formed before rolling and elongated during rolling, which lowers the impact toughness, and is effective for fine grain size when finish rolling at Ar 3 + 30 °C or higher. because nail, it is preferred to conduct the finish rolling temperature in the rolling spirit between Ar 3 + 30 °C ⁇ Ar 3 -30 °C.
  • the size of the 1 / 4t portion (where t: steel sheet thickness) grain size of the bar after the rough rolling and before the final rolling may be 150 ⁇ m or less, preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 80 ⁇ m or less.
  • the grain size of the 1 / 4t portion of the bar after the rough rolling and the finish rolling may be controlled according to rough rolling conditions.
  • the low temperature impact toughness may be improved as the final microstructure according to the miniaturization of the austenite grain is refined.
  • the rolling reduction ratio during the finish rolling may be set so that the ratio of slab thickness (mm) / thickness of the steel sheet after finishing rolling (mm) is 3.5 or more, preferably 3.8 or more.
  • the steel sheet may have a thickness of 50 mm or more, preferably 50 to 100 mm, and more preferably 80 to 100 mm.
  • the steel sheet After finish rolling, the steel sheet is cooled to 700 ° C or lower.
  • the yield strength is 390Mpa or less.
  • the cooling of the steel sheet can be performed at a central cooling rate of 2 ° C / s or more. If the central cooling rate of the steel sheet is less than 2 ° C / s, the microstructure is not formed properly, and the yield strength may be 390 Mpa or less. .
  • the steel sheet may be cooled at an average cooling rate of 3 to 300 ° C / s.
  • the thickness of the rough rolled bar was 180mm, After rough rolling and before finish rolling, the 1 / 4t sub-grain size was 95 ⁇ m.
  • finish rolling was carried out at the temperature of the difference between the finish rolling temperature and the Ar3 temperature shown in Table 2 to obtain a steel plate having the thickness shown in Table 2 below, and then at a temperature of 700 ° C. or less at a cooling rate of 4.2 ° C./sec. Cooled.
  • the microstructure, the yield strength, the average particle size of 1 / 4t thickness, and the angle within 15 degrees with respect to the surface parallel to the rolling direction from the surface layer portion to 1/4 portion of the plate thickness in the plate thickness direction The area ratio of the (100) plane and the Kca value (the brittle crack propagation resistance coefficient) which form the surface were investigated, and the results are shown in Table 2 below.
  • Kca value of Table 2 is the value evaluated by performing ESSO test on the steel sheet.
  • the finish rolling temperature-Ar3 temperature difference at the time of finishing rolling proposed in the present invention was controlled to be 50 ° C. or higher, and the particle size of 1 / 4t part was 24.7 because sufficient reduction was not applied.
  • an area ratio of the surface of the (100) plane which is an angle of less than 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction from the surface layer portion to the 1/4 portion of the plate thickness in the plate thickness direction to 30% or less, and -10 ° C. It can be seen that the Kca value measured at does not exceed the 6000 required for typical shipbuilding steels.
  • the content of C is higher than the upper limit of the C content of the present invention, although the upper bainite is produced even though the grain size of the central austenite is refined through cooling during rough rolling.
  • the final microstructure has a particle size of 32.9 ⁇ m and an area ratio of 30% or less of the (100) plane which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction from the surface layer portion to a quarter portion of the sheet thickness, and is brittle. It can be seen that the Kca value also has a value of 6000 or less at -10 ° C because of having this easily occurring upper bainite as a matrix.
  • the content of Si is higher than the upper limit of the content of Si of the present invention, and although the upper bainite is partially formed in the center even though the grain size of the central austenite is refined through cooling during rough rolling, It can be seen that as a large amount of Si is added and a large amount of the MA structure is generated, the Kca value also has a value of 6000 or less at -10 ° C.
  • the Mn content has a higher value than the upper limit of the Mn content of the present invention.
  • the microstructure of the base material is upper bainite, and the grain size of the central austenite is refined through cooling during rough rolling.
  • the final microstructure had a particle size of 31.1 ⁇ m and an area ratio of 30% or less of the (100) plane, which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction from the surface layer portion to a quarter portion of the plate thickness.
  • the Kca value also has a value of 6000 or less at -10 ° C.
  • the Ni content is higher than the upper limit of the Ni content of the present invention. Due to the high hardenability, the microstructure of the base material is granular bainite and upper bainite, and also rough rolling. Although the particle size of the central austenite was refined through time cooling, the final microstructure had a particle size of 29.3 ⁇ m, and thus, the Kca value was also less than 6000 at -10 ° C.
  • the content of P and S has a higher value than the upper limit of the P and S content of the present invention. Although all other conditions satisfy the conditions of the present invention, brittleness occurs due to high P and S. Thus, it can be seen that the Kca value has a value of 6000 or less at -10 ° C.
  • steels 1 to 6 which satisfy the component range and manufacturing range of the present invention, the yield strength of 390 MPa or more and 1 / 4t particle size of 15 ⁇ m or less are satisfied, and the ferrite and pearlite structure or acicular ferrite single phase structure, Or it can be seen that the composite structure of acicular ferrite and granular bainite, the complex structure of acicular ferrite, pearlite and granular bainite as a microstructure.
  • the area ratio of the (100) plane which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane parallel to the rolling direction from the surface layer portion of the thickness to 1/4 part of the sheet thickness is 30% or more, and the Kca value is 6000 at -10 ° C. It can be seen that the above values are satisfied.
  • FIG. 1 shows a photograph of the thickness center of the inventive steel 1 observed with an optical microscope. As can be seen from FIG. 1, the thickness center structure is minute.
  • the steel sheet was manufactured under the same composition and manufacturing conditions as the inventive steel 2 of Example 1, and the surface characteristics of the manufactured steel sheet were investigated and the results were obtained. It is shown in Table 3 below.
  • a steel sheet was manufactured using the same composition and manufacturing conditions as those of Inventive Steel 1 of Example 1, except that the grain size ( ⁇ m) after rough rolling was changed as shown in Table 4 below.
  • the impact transition temperature characteristics were investigated and the results are shown in Table 4 below.

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Abstract

본 발명은 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명에 의하면, 중량 % 로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖고; 그리고 두께가 50mm이상인 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명에 따르면, 높은 항복강도 및 우수한 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재를 얻을 수 있다.

Description

취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
본 발명은 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 국내외 선박, 해양, 건축, 토목 분야에서 사용되는 구조물을 설계하는 데에 있어서, 고강도 특성을 갖는 극후물 강의 개발이 요구되고 있다.
구조물을 설계할시 고강도 강을 사용할 경우, 구조물의 형태를 경량화할 수 있어 경제적인 이득을 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 강판의 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보 가능하다.
일반적으로 고강도 강의 경우, 극후물재 제조 시 총 압하율의 저하에 따라 박물재에 비해 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 극후물재의 미세조직은 조대해지게 되며, 이로 인해 결정립도가 가장 큰 영향을 미치는 저온 물성이 저하되게 된다.
특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우 선박 등의 주요 구조물에 적용시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있으나, 미세조직이 조대화 될 경우 취성균열전파 저항성이 매우 저하되는 현상이 발생하기 때문에 극후물 고강도 강재의 취성균열전파 저항상을 향상시키는 것은 매우 어려운 상황이다
한편, 항복강도 390MPa 이상의 고강도강의 경우 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위해 표층부 입도 미세화를 위한 사상압연시 표면 냉각 적용 및 압연 시 굽힘 응력 부여를 통한 입도 조절 등의 다양한 기술이 도입되었다.
그러나, 이러한 기술의 경우 표층부 조직미세화에는 도움이 되지만 표층부를 제외한 나머지 조직 조대화에 따른 충격인성 저하는 해결할 수 없기 때문에 취성균열전파 저항성에 대한 근본적인 대책이라 할 수 없다.
또한, 기술 자체가 일반적인 양산체제에 적용하기에는 생산성에 큰 저하가 예상되므로 상업적인 적용에는 무리가 있는 기술이라 할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 다른 측면에 의하면, 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖고; 그리고 두께가 50mm이상인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재가 제공된다.
상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하, 바람직하게는 0.5 이하가 되도록 설정될 수 있다.
상기 강재는 바람직하게는 강재 두께 방향으로 표층부에서 강재 두께 1/4부까지 EBSD 방법으로 측정한 결정방위의 차가 15도 이상인 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 15㎛(마이크로미터)이하일 수 있다.
상기 강재는 강재 두께 방향으로 표층부로부터 강재 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 30% 이상일 수 있다.
상기 강재는 바람직하게는 항복강도가 390MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 Ar3 + 30℃ ~ Ar3 -30℃ 사이의 온도에서 마무리 압연하여 두께 50mm이상의 강판을 얻는 단계; 및 상기 강판을 700℃이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법이 제공된다.
상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하, 바람직하게는 0.5 이하가 되도록 설정될 수 있다.
조압연 시 마지막 3 패스(pass)에 대해서는 패스(pass) 당 압하율은 5% 이상, 총 누적 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 1/4t부(여기서 t: 강판두께) 결정립 크기는 150㎛이하, 바람직하게는 100㎛이하, 보다 바람직하게는 80㎛이하일 수 있다.
상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상, 바람직하게는 3.8이상이 되도록 설정될 수 있다.
상기 강판의 냉각은 2℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행할 수 있다.
상기 강판의 냉각은 3~300℃/s의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다.
본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 높은 항복강도 및 우수한 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재를 얻을 수 있다.
도 1은 발명강 1의 두께 중심부를 광학현미경으로 관찰한 사진을 나타낸다.
본 발명의 발명자들은 두께가 50mm이상의 두꺼운 강재의 항복강도 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 되었다.
본 발명은 강재의 강 조성, 조직, 집합조직 및 제조조건을 제어하여 두께가 두꺼운 강재의 항복강도 및 취성균열전파 저항성을 보다 향상시킨 것이다.
본 발명의 주요 개념은 다음과 같다.
1) 고용강화를 통한 강도 향상을 얻기 위하여 강 조성을 적절히 제어한 것이다. 특히, 고용강화를 위하여 Mn, Ni, Cu 및 Si 함량을 최적화 한 것이다.
2) 경화능 향상을 통한 강도 향상을 위하여 강 조성을 적절히 제어한 것이다. 특히, 경화능 향상을 위하여 탄소 함량과 함께 Mn, Ni 및 Cu함량을 최적화 한 것이다.
이렇게 경화능을 향상시킴으로써 느린 냉각속도에서도 50mm이상의 두꺼운 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보된다.
3) 바람직하게는, 강도 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위하여 강재의 조직을 미세화시킬 수 있다. 특히, 강재 두께 방향으로 표층부에서 강재 두께 1/4부까지 영역의 조직을 미세화 시킨 것이다.
이렇게 강재의 조직을 미세화시킴으로써 결정립 강화를 통한 강도 향상과 함께 균열의 생성 및 전파가 최소화되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
4) 바람직하게는, 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위하여 강재의 집합조직을 제어할 수 있다.
균열은 강재의 폭 방향, 즉, 압연방향에 수직한 방향으로 전파된다는 것과 체심입방구조(BCC)의 취성 파면이 (100)면이라는 점을 고려하여, 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100)면의 면적률이 최대화되도록 한 것이다.
특히, 강재 두께 방향으로 표층부로부터 강재 두께의 1/4부까지 영역의 집합조직을 제어한 것이다.
압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100)면은 균열의 전파를 차단하는 역할을 한다.
이렇게 강재의 집합조직을 제어함으로써, 비록 균열이 생성되더라도 균열의 전파가 차단되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
5) 바람직하게는, 강재의 조직을 보다 미세화 시키기 위하여 조압연 조건을 제어한 것이다.
특히, 조 압연 시 압하조건을 제어함으로써 미세한 조직이 확보된다.
6) 강재의 조직을 보다 미세화 시키기 위하여 마무리압연 조건을 제어한 것이다. 특히, 마무리압연 온도 및 압하조건을 제어하여 마무리압연 시 변형유기 변태로 인해 매우 미세한 페라이트가 결정립계 및 결정립 내부에 생성됨으로써 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보된다.
이하, 본 발명의 일 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재는 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 그리고 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖는다.
이하, 본 발명의 강 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C(탄소): 0.05~0.10%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함)
C은 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있으며, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 C은 0.05%이상 첨가하는 것이 바람직하다.
그러나, C의 함량이 0.10%를 초과하게 되면, 다량의 도상 마르텐사이트 생성 및 페라이트 자체의 높은 강도, 그리고 저온변태상의 다량 생성등으로 인해 저온인성을 저하시키므로, 상기 C의 함량은 0.05~0.10%로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.059 ~ 0.091%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.065 ~ 0.085%로 한정한다.
Mn(망간): 0.9~1.5%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.9% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.
그러나, Mn의 함량이 1.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 상부 베이나이트(Upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하고, 중심부　편석을　야기시켜　조대한　저온변태상을　생성시켜 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 저하시킨다.
따라서, 상기 Mn 함량은 0.9~1.5%로 한정하는 것이 바람직하며, 0.95~1.26%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 1.15 ~ 1.30 %로 한정한다.
Ni(니켈): 0.8~1.5%
Ni은 저온에서 전위의 교차슬립(Cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.8% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Ni이 1.5% 이상 첨가되면 경화능이 과도하게 상승되어 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키고 제조원가도 상승시킬 수 있으므로 상기 Ni 함량의 상한은 1.5%로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Ni의 함량은 0.94 ~1.38%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 1.01 ~ 1.35%로 한정한다.
Nb(니오븀): 0.005~0.1%
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시킨다.
또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 압연시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다.
따라서, Nb는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 과다하게 첨가될 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 있으므로, Nb 함량의 상한은 0.1% 로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Nb의 함량은 0.016 ~ 0.034%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.018 ~ 0.024%로 한정한다.
Ti(티타늄): 0.005~0.1%
Ti은 재가열 시 TiN 으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 성분으로서, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.
그러나, Ti가 0.1%를 초과하여 첨가되면, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소될 수 있으므로, Ti 함량은 0.005~0.1% 로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Ti의 함량은 0.007 ~ 0.023%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.011 ~ 0.018%로 한정한다.
P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하
P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해서 P: 100ppm 이하 및 S: 40ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.4%
Si은 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산효과를 가지고 있으므로 청정강 제조에 필수적인 원소이므로 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 다량 첨가 시 조대한 도상 마르텐사이트(MA)상을 생성시켜 취성균열 전파저항성을 저하시킬수 있으므로, 상기 Si 함량의 상한은 0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Si의 함량은 0.21 ~ 0.33%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.25 ~ 0.3%로 한정한다.
Cu: 0.1~0.6%
Cu은 경화능을 향상시키고 고용강화를　일으켜　강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론 Cu 석출물의 생성을 통해　항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로, 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 다량 첨가 시 제강 공정에서 적열취성(hot shortness)에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있으므로, 상기 Cu함량의 상한은 0.6%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Cu의 함량은 0.13 ~ 0.55%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.18 ~ 0.3%로 한정한다.
상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하, 바람직하게는 0.5 이하가 되도록 설정될 수 있다.
상기와 같이 Cu/Ni 중량비를 설정하는 경우에는 표면품질이 보다 개선될 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다.
다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로 이를 배제할 수는 없다.
이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 강재는 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖는다.
상기 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal ferrite) 혹은 침상 페라이트(acicular ferrite)가 바람직하고, 베이나이트는 그래뉴얼 베이나이트(granular bainite)가 바람직하다.
예를 들면, 상기 Mn 및 Ni 함량이 증가할수록 침상 페라이트(acicular ferrite) 및 그래뉴얼 베이나이트(granular bainite)의 분율이 증가하며, 이에 따라 강도 또한 증가하게 된다.
상기 강재의 미세조직이 펄라이트를 포함하는 복합조직인 경우 펄라이트의 분율은 부피%로 20% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 강재는 바람직하게는 강재 두께 방향으로 표층부에서 강재두께 1/4부까지 EBSD 방법으로 측정한 결정방위의 차가 15도 이상인 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 15㎛(마이크로미터)이하일 수 있다.
이렇게, 강재 두께 방향으로 표층부에서 강재 두께 1/4부까지 EBSD 방법으로 측정한 결정방위의 차가 15도 이상인 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도를 15㎛(마이크로미터)이하로 미세화시킴으로써 결정립 강화를 통한 강도 향상과 함께 균열의 생성 및 전파가 최소화되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
상기 강재는 바람직하게는 강재두께 방향으로 표층부로부터 판 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 30% 이상일 수 있다.
상기와 같이 집합조직을 제어한 주요한 이유는 다음과 같다.
균열(crack)은 강재의 폭 방향, 즉, 압연방향에 수직한 방향으로 전파되며, 체심입방구조(BCC)의 취성 파면은 (100)면이다.
이에, 본 발명에서는 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100)면의 면적률이 최대화되도록 한 것이다.
특히, 강재 두께 방향으로 표층부로부터 강재 두께의 1/4부까지 영역의 집합조직을 제어한 것이다.
압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100)면은 균열의 전파를 차단하는 역할을 한다.
이렇게 강재의 집합조직, 특히, 강재 두께 방향으로 표층부로부터 판 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률을 30% 이상으로 제어함으로써, 비록 균열이 생성되더라도 균열의 전파가 차단되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
상기 강재는 바람직하게는 항복강도가 390MPa 이상이다.
상기 강재는 50mm 이상의 두께를 갖고, 바람직하게는 50 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있으며, 보다 바람직하게는 80 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 제조방법은 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 Ar3 + 30℃ ~ Ar3 -30℃사이의 온도에서 마무리 압연하여 강판을 얻는 단계; 및 상기 강판을 700℃이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함한다.
슬라브 재가열
조압연에 앞서 슬라브를 재가열한다.
슬라브 재 가열온도는 950℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 이는 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1000℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도의 상한은 1100℃인 것이 바람직하다.
조압연
재가열된 슬라브를 조압연한다.
조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연에 의해 주조중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직이 파괴되고 그리고 오스테나이트의 크기를 작게 하는 효과도 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여 조압연 온도는 1100~900℃로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 조 압연시 중심부의 조직을 미세화하기 위해서 조압연 시 마지막 3 패스에 대해서는 패스 당 압하율은 5% 이상, 총 누적 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다
조압연 시 초기 압연으로 인해　재결정된 조직은 높은 온도로 인해　결정립 성장이 일어나게 되지만, 마지막 3패스를 실시할 때에는 압연 대기 중 바가 공냉됨에 따라　결정립 성장　속도가　느려지게 되며, 이로 인해 조압연 시 마지막 3 패스의 압하율이 최종 미세조직의 입도에 가장 크게 미치게 된다.
또한 조압연의 패스당 압하율이 낮아지게 될 경우 중심부에 충분한 변형이 전달되지 않아 중심부 조대화로 인한 인성 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 마지막 3 패스의 패스당 압하율을 5% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 중심부의 조직의 미세화를 위하여 조압연 시 총 누적 압하율은 40% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
마무리 압연
조압연된 바를 Ar3(페라이트 변태 개시 온도)+30℃ ~ Ar3-30℃에서 마무리 압연하여 강판을 얻는다.
이는 보다 미세화된 미세조직을 얻기 위해서이며, Ar3온도 직상 혹은 직하에서 압연을 실시할 경우 변형유기변태로 인해 매우 미세한 페라이트가 결정립계 및 결정립 내부에 생성되어 결정립 단위를 작게 만드는 효과를 얻을 수 있다.
또한, 변형유기변태가 효과적으로 일어나도록 하기 위하여 마무리압연 시 누적 압하율을 40% 이상으로 유지하고, 최종 형상 고르기 압연을 제외한 패스당 압하율을 8% 이상으로 유지하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 제시하는 조건으로 마무리 압연 시 판두께 방향으로 표층부에서 판 두께 1/4부까지 EBSD 방법으로 측정한 결정방위의 차가 15도 이상인 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 15㎛(마이크로미터)이하인 미세조직을 얻을 수 있다.
마무리 압연온도를 Ar3-30℃이하로 낮출 경우 조대한 페라이트가 압연 전에 생성되어 압연 중 길게 연신됨에 따라 오히려 충격인성을 낮추게 되며, Ar3+30℃ 이상에서 마무리 압연 될 경우 입도미세화에 효과적이지 못하므로, 사상압연의 마무리 압연 온도를 Ar3+30℃ ~ Ar3-30℃ 사이에서 실시하는 것이 바람직하다.
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 1/4t부(여기서 t: 강판두께) 결정립 크기는 150㎛이하, 바람직하게는 100㎛이하, 보다 바람직하게는 80㎛이하가 되도록 할 수 있다.
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 1/4t부 결정립 크기는 조압연 조건 등에 따라 제어될 수 있다.
상기와 같이 상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 1/4t부 결정립 크기를 제어하는 경우 오스테나이트 결정립 미세화에 따른 최종 미세조직이 미세화 됨에 따라 저온충격인성 향상을 가져올 수 있다.
상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상, 바람직하게는 3.8이상이 되도록 설정될 수 있다.
상기와 같이 압하비를 제어하는 경우 조압연 및 마무리 압연 시 압하량이 증가됨에 따라 최종 미세조직 미세화를 통한 항복/인장강도 상승 및 저온인성 향상을 가져올 수 있고, 또한 두께 중심부 입도의 감소를 통한 중심부 인성 향상을 가져올 수 있다.
마무리 압연 후, 강판은 50mm 이상의 두께를 갖고, 바람직하게는 50 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있으며, 보다 바람직하게는 80 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있다.
냉각
마무리 압연 후 강판을 700℃ 이하로 냉각시킨다.
냉각종료온도가 700℃를 초과하는 경우에는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 항복강도가 390Mpa 이하로 될 가능성이 있다.
상기 강판의 냉각은 2℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행할 수 있고, 강판의 중심부 냉각속도가 2℃/s 미만인 경우에는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 항복강도가 390Mpa 이하로 될 가능성이 있다.
또한, 상기 강판의 냉각은 3~300℃/s의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
이하, 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
다만, 하기의 실시 예는 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 1)
하기 표 1의 조성을 갖는 두께 400mm 강 슬라브를 1040℃의 온도로 재가열한 후, 1010℃의 온도에서 조압연을 실시하여 바를 제조하였다. 조압연 시 누적 압하율은 50%로 동일하게 적용하였다.
상기 조압연된 바의 두께는 180mm이였으며, 조압연 후 마무리압연 전의 1/4t 부 결정립 크기는 95㎛이였다.
상기 조압연 후, 표 2에 나타낸 마무리 압연온도와 Ar3 온도간의 차이의 온도에서 마무리 압연을 행하여 하기 표 2의 두께를 갖는 강판을 얻은 다음, 4.2℃/sec의 냉각속도로 700℃이하의 온도로 냉각하였다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 미세조직, 항복강도, 두께 1/4t 부의 평균 입도, 판두께 방향으로 표층부로부터 판 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률, Kca 값(취성 균열전파 저항성 계수)을 조사하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
표 2의 Kca 값은 강판에 대해 ESSO test를 실시하여 평가한 값이다.
표 1
강종 강 조성(중량%)
C Si Mn Ni Cu Ti Nb P(ppm) S(ppm) Cu/Ni 중량비
발명강1 0.063 0.32 1.12 0.99 0.36 0.019 0.022 68 15 0.36
발명강2 0.069 0.22 1.26 0.94 0.39 0.017 0.016 72 12 0.41
발명강3 0.072 0.29 0.95 1.16 0.45 0.021 0.013 56 13 0.39
발명강4 0.059 0.31 1.24 1.21 0.27 0.012 0.021 52 24 0.22
발명강5 0.081 0.21 1.11 1.03 0.41 0.023 0.034 63 26 0.40
발명강6 0.085 0.33 1.16 1.38 0.55 0.021 0.020 81 18 0.40
비교강1 0.066 0.21 1.12 0.85 0.37 0.016 0.025 77 17 0.44
비교강2 0.013 0.23 1.36 1.07 0.28 0.017 0.018 59 25 0.26
비교강3 0.059 0.61 1.25 1.18 0.53 0.019 0.025 51 12 0.45
비교강4 0.072 0.29 2.01 1.24 0.33 0.024 0.015 68 11 0.27
비교강5 0.068 0.32 1.18 2.08 0.29 0.021 0.019 71 26 0.14
비교강6 0.070 0.25 1.08 1.16 0.42 0.016 0.017 156 78 0.36
표 2
강종 마무리압연시-Ar3온도(℃) 제품두께(mm) * 미세조직,상분율(%) (001)texture 항복강도(Mpa) 1/4t평균입도(㎛) Kca(N/mm1.5,@-10℃)
발명강1 -25 90 PF+P(15%) 35 407 13.1. 9025
발명강2 15 85 AF 40 439 10.9 8856
발명강3 28 85 AF+GB(30%) 32 489 12.9 7958
발명강4 12 85 AF+GB(22%) 39 477 11.8 7725
발명강5 7 85 AF+GB(35%) 37 506 12.9 6855
발명강6 -15 100 PF+P(12%) 31 403 13.4 7022
비교강1 65 85 PF+P(16%) 21 406 24.7 4365
비교강2 23 90 UB 12 566 32.9 3223
비교강3 12 80 AF+UB(29%) 26 501 19.4 4012
비교강4 10 90 UB 16 599 31.1 3854
비교강5 -6 85 GB,UB(33%) 24 525 29.3 3968
비교강6 -8 90 AF+GB(28%) 31 509 14.3 4562
* PF: 폴리고날 페라이트(Polygonal ferrite), P: 퍼얼라이트(Pearlite) AF:침상 페라이트(Acicular ferrite), GB:그래뉼러 베이나이트(Granular bainite), UB:상부 베이나이트( Upper bainite), 상분율(%): 부피 %
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 비교강 1 의 경우 본 발명에서 제시하는 마무리 압연시 마무리 압연온도-Ar3 온도 차가 50℃ 이상으로 제어된 것으로서, 충분한 압하가 가해지지 않았기 때문에 1/4t부의 입도가 24.7 ㎛이고, 판두께 방향으로 표층부로부터 판 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률 30% 이하이고, 또한, -10℃에서 측정된 Kca 값이 일반적인 조선용 강재에서 요구되는 6000을 초과하지 못함을 알 수 있다.
비교강 2의 경우 C의 함량이 본 발명의 C함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 조압연시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 상부 베이나이트(upper bainite)가 생성됨으로 인해 최종 미세조직의 입도가 32.9㎛이고, 표층부로부터 판 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100)면의 면적률 30% 이하이고, 또한 취성이 쉽게 발생하는 상부 베이나이트를 기지조직으로 가짐으로 인해서 Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 3의 경우 Si의 함량이 본 발명의 Si 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 조압연시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 중심부에서 상부 베이나이트(upper bainite)가 일부 생성되고, 또한 Si이 다량 첨가됨에 따라 MA 조직이 조대하게 다량 생성되어, Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 4의 경우 Mn 함량이 본 발명의 Mn 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 높은 경화능으로 인해 모재의 미세조직이 상부 베이나이트이고, 조압연시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 최종 미세조직의 입도가 31.1㎛를 나타내며, 표층부로부터 판 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률 30% 이하이고, 또한, 이로 인해 Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 5의 경우 Ni 함량이 본 발명의 Ni 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 높은 경화능으로 인해 모재의 미세조직이 그래뉼러 베이나이트(granular bainite)와 상부 베이나이트이고, 또한, 조압연시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 최종 미세조직의 입도가 29.3㎛를 나타내며, 이로 인해 Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 6 경우 P, S의 함량이 본 발명의 P, S함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 타 조건이 모두 본 발명에서 제시하는 조건을 만족함에도 불구하고 높은 P, S로 인해 취성이 발생하여, Kca 값이 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
이에 반하여, 본 발명의 성분 범위와 제조범위를 만족한 발명강 1~6의 경우에는 항복강도 390MPa 이상, 1/4t 부 입도 15㎛이하를 만족시키며, 페라이트와 퍼얼라이트 조직 또는 침상 페라이트 단상 조직, 또는 침상 페라이트와 그래뉴얼 베이나이트의 복합 조직, 침상 페라이트, 퍼얼라이트와 그래뉴얼 베이나이트의 복합 조직을 미세조직으로 가짐을 알 수 있다.
또한, 두께의 표층부로부터 판 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률 30% 이상이며, Kca 값도 -10℃에서 6000 이상의 값을 만족시킴을 알 수 있다.
도 1에는 발명강 1의 두께 중심부를 광학현미경으로 관찰한 사진이 나타나 있는데, 도 1에서도 알 수 바와 같이 두께 중심부 조직이 미세함을 알 수 있다.
(실시예 2)
강 슬라브의 Cu/Ni 중량비를 하기 표 3과 같이 변화시킨 것을 제외하고는 실시예 1의 발명강2와 동일한 조성 및 제조조건으로 강판을 제조하고, 제조된 강판의 표면특성을 조사하고 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 강판의 표면 특성은 Hot shortness에 의한 표면부 스타크랙의 발생여부를 측정한 것이다.
표 3
강종 강 조성(중량%) 표면특성
C Si Mn Ni Cu Ti Nb P(ppm) S(ppm) Cu/Ni 중량비
발명강7 0.069 0.22 1.26 0.42 0.22 0.017 0.016 72 12 0.52 미발생
발명강8 0.38 0.19 0.50 미발생
발명강9 0.56 0.27 0.48 미발생
발명강10 0.63 0.31 0.49 미발생
비교강7 0.32 0.27 0.84 발생
비교강8 0.22 0.21 0.95 발생
하기 표 3에 나타난 바와 같이, Cu/Ni 중량비를 적절히 제어하는 경우 강판의 표면특성이 개선됨을 알 수 있다.
(실시예 3)
조압연 후 마무리압연 전의 결정립 크기(㎛)를 하기 표 4와 같이 변화시킨 것을 제외하고는 실시예 1의 발명강 1과 동일한 조성 및 제조조건으로 강판을 제조하고, 제조된 강판의 1/4t 부 충격천이온도 특성을 조사하고 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
표 4
강종 조압연 후 마무리압연 전의 결정립 크기(㎛) 1/4t 충격천이온도(℃)
발명강11 76 -65
발명강12 49 -82
발명강13 68 -78
발명강14 65 -79
발명강15 135 -42
비교강10 182 -37
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 조압연 후 바 상태의 1/4t 결정립 크기가 감소할수록 충격천이온도가 감소하는 것을 알 수 있으며, 이를 통해 취성균열 전파저항성이 향상될 것을 예상할 수 있다.
이상 실시 예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖고; 그리고 두께가 50mm이상인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하가 되도록 설정되는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트는 침상 페라이트(acicular ferrite) 또는 다각형 페라이트(polygonal ferrite)이고, 그리고 베이나이트는 그래뉴얼 베이나이트(granular bainite)인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재의 미세조직이 펄라이트를 포함하는 복합조직인 경우 펄라이트의 분율은 부피%로 20% 이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 강재두께 방향으로 표층부에서 판 두께 1/4부까지 EBSD 방법으로 측정한 결정방위의 차가 15도 이상인 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 15㎛이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 항복강도가 390MPa 이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  7. 청구항 1에 있어서,
    강재 두께의 1/4부까지에서 압연방향에 평행한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 30% 이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  8. 청구항 1에 있어서,
    강재 두께가 80 ~ 100mm인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  9. 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 Ar3 + 30℃ ~ Ar3 -30℃사이의 온도에서 마무리 압연하여 두께 50mm이상의 강판을 얻는 단계; 상기 강판을 700℃이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하가 되도록 설정되는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  11. 청구항 9에 있어서,
    조압연 시 마지막 3 패스에 대해서는 패스 당 압하율은 5% 이상이고, 총 누적 압하율은 40% 이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  12. 청구항 9에 있어서,
    상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 1.4t부(여기서, t:강판두께) 결정립 크기는 150㎛이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  13. 청구항 9에 있어서,
    상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상이 되도록 설정되는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  14. 청구항 9에 있어서,
    상기 강판의 냉각은 2℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  15. 청구항 9에 있어서,
    상기 강판의 냉각은 3~300℃/s의 평균 냉각속도로 행하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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