KR100544722B1 - 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 - Google Patents
용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 Download PDFInfo
- Publication number
- KR100544722B1 KR100544722B1 KR1020010084566A KR20010084566A KR100544722B1 KR 100544722 B1 KR100544722 B1 KR 100544722B1 KR 1020010084566 A KR1020010084566 A KR 1020010084566A KR 20010084566 A KR20010084566 A KR 20010084566A KR 100544722 B1 KR100544722 B1 KR 100544722B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- less
- toughness
- rolling
- steel
- recrystallization
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 97
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 97
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 34
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 105
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 59
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 54
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 31
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims abstract description 29
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims abstract description 23
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 34
- 238000007670 refining Methods 0.000 claims description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 45
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 34
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 28
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 14
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 14
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 13
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 13
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 10
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 10
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 9
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 239000000463 material Substances 0.000 description 8
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 7
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 6
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 6
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 5
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 4
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 4
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 3
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 3
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- -1 BN or Fe 23 (C Chemical class 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 230000002730 additional effect Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000005587 bubbling Effects 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 1
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000000611 regression analysis Methods 0.000 description 1
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 1
- XTQHKBHJIVJGKJ-UHFFFAOYSA-N sulfur monoxide Chemical compound S=O XTQHKBHJIVJGKJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010301 surface-oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000009897 systematic effect Effects 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
- C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
본 발명은 교량, 건축 구조물, 해양 구조물, 강관 등에 사용되는 비조질 고장력강을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 특별한 열처리를 행하지 않고 용접성과 인성이 우수한 인장강도 600Mpa 이상의 고장력 강을제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는데. 그 목적이 있다.
본 발명은 C : 0.005~0.04wt%, Si : 0.6wt% 이하, Mn : 1.0~2.2wt%, B : 0.0005~0.006wt%, Ti : 0.005~0.03wt%, Nb : 0.01~0.04wt%, Sol. Al : 0.005~0.1wt%, N : 0.005wt% 이하와 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 스라브를 1050oC~1300oC의 온도로 가열하여, 재결정역에서 패스 간의 대기시간을 적절히 제어하면서 패스 당 5% 이상의 압하율로 30% 이상의 누적 압연을 실시하고, Ar3 온도와 재결정 정지온도 사이의 미재결정역에서 30~60%의 누적압연을 실시한 후에 20oC/sec 이하의 냉각속도로 기속냉각 또는 공냉하여 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강을 제조하는 방법을 그 요지로 한다.
용접성, 인성, 고강도, 비조질, 재결정역, 미재결정역
Description
도 1은 발명예와 종래예 있어서 오스테나이트 결정립 차이를 나타내는 사진으로서, (a)는 발명예를 나타내고, (b)는 종래예를 나타냄.
도 2는 미재결정역에서의 누적 압하량에 따른 충격천이온도 변화를 나타내는 그래프
본 발명은 교량, 건축 구조물, 해양 구조물, 강관 등에 사용되는 비조질 고장력강을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접성과 인성이 우수한 인장강도 600Mpa 이상 비조질 고장력강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로, 강도, 인성 그리고 용접성은 후강판에서 요구되고 있는 주요 특징이다.
최근, 구조물의 대형화와 경량화 추세에 의해서 고강도가 중요하게 되고 있으며 교량, 건축 구조물, 해양 구조물, 강관 등에서 인장강도 600Mpa 이상의 고강도 강재 가 널리 이용되고 있다.
또한, 구조물의 안정성에 대한 요구가 증가 함에 따라 고인성화가 중요하게 되고, 사용 용도에 따라 차이가 있으나 JIS 4호 샤르피 V-notch 충격시편을 이용한 충격시험에서 천이온도가 영하 수십도 경우에 따라서는 영하 90oC 이하일 것이 요구되고 있다.
이에 더하여 구조물의 용접 시공비 감소를 위해서 실온에서 용접예열이 생략 가능한 성질을 갖는 즉, 하기 식(1)과 같이 정의되는 Pcm (저온균열감수성지수)값이 낮은 강재를 요구하고 있다.
즉, 강재의 특징이 강도가 높으면서 인성도 우수하고 또한 용접성도 우수할 것을 요구하고 있다.
[관계식 1]
Pcm = C + (Si+Cr)/30 + Mn/20 + Ni/60 + (Mo+V)/15 + 5B
TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) 기술은 페라이트를 주체로 하는 강에서 일반 압연 강재에 비해서 강도, 인성 및 용접성을 모두 월등히 향상시키는 효과가 있으며 "Key Engineering Materials" vol. 84-85(1993년)의 27~28 쪽에 제시된 바와 같이 선체구조, 압력용기, 해양구조, 강관 및 용접구조 분야에서 요구되고 있는 인성과 용접성이 우수한 인장강도 520Mpa급까지의 고장력 강재를 효과적으로 제공하고 있다.
예를 들어 일본 공개특허공보 평3-223419에는 적정량의 Nb를 첨가하고 미재결정역 에서의 강압하에 의한 변형대 도입으로 페라이트 조직을 미세화하여 강도와 인성의 밸런스를 향상시킨 기술이 제시되어 있다.
그러나, 페라이트 조직을 주체로 하는 TMCP 제조법은 인장강도 520Mpa급 까지는 그 목적을 효과적으로 달성할 수 있으나, 그 이상, 특히 강판의 두께가 두꺼운 경우에는 한계가 있다.
한편, 일반적으로 600Mpa 이상의 인장강도를 갖는 고강도 강재는 소입과 소려로 알려진 조질 열처리 방법에 의해서 제공되어 왔다(조질강, 열처리강 또는 QT강으로 지칭되고 있음).
즉, 열간 압연 또는 주조 후에 Ac3 온도 이상으로 가열하여 소입 처리(수냉 또는 유냉에 의해서 빠르게 냉각)하고 다시 350~700oC 범위의 온도로 가열하는 소려 처리를 행한다.
이와 같은 열처리에 의한 고강도화 방법의 대표적인 예로서 일본 공개특허공보 평2-27407를 들 수 있는데, 이 방법은 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 쉽게 높은 강도를 얻을 수 있으나 다음과 같은 문제점을 안고 있다.
조질강에서는 합금성분을 조절하지 않고는 강도와 인성 밸런스를 조절하기 매우 어렵다는 것이다.
조질강에서 인성을 향상하기 위해서 첨가하는 대표적인 합금원소는 Ni 인데, Ni을 첨가하여 인성을 증가시키는 경우에 합금성분 증가에 의한 용접성 저하는 물론 Ni이 매우 고가이기 때문에 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
또한, 소입과 소려의 2 번의 열처리를 실시하기 때문에 열처리 비용에 의해서 제조원가가 상승함은 물론 제조 공기가 증가하는 문제가 있다.
또한, 일본 공개특허공보 평2-254119에서는 V의 석출경화와 제어압연을 이용하여 용접성과 인성이 우수한 인장강도 60kgf/mm2급(600Mpa 상당)의 고장력강을 비조질에 의해서 제공한다.
그러나, 이 방법은 Ar3~630oC 범위의 매우 낮은 온도에서 열간 압연을 행해야 하기 때문에 압연기의 부하증대와 생산성 저하 문제가 심각하다.
또한, 실시예등으로부터 이 발명의 효과는 최대 20mm 두께의 강판에 국한됨을 알 수 있으며 극히 제한적인 적용 범위를 가지고 있다.
직접 소입법은 상술한 조질 열처리형 고장력강의 문제점들을 개선하는 방법으로써, 그 예는 일본 공개특허공보 평9-3596, 특개평2-205627, 특개평10-183239 및 특개2000-63980 등을 들수 있다.
이들 방법들은 종래의 조질 열처리법에 비해서는 합금원소를 감소시킴으로써 용접성을 개선함은 물론 미세조직을 제어하여 인성도 상당히 향상시켰으며 재가열 소입 공정을 생략함으로써 공기 단축과 제조원가 감소에도 상당한 효과를 나타내었다. 그러나 이들 방법들은 Pcm 값이 0.15~0.22 수준으로써 종래강 대비 용접성을 획기적으로 개선시키지는 못하고, JIS 4호 샤르피 V-notch 충격시편을 이용한 충격시험에서 천이온도가 0 ~ -20oC 정도로 상당히 높고 Ar3 이하의 온도에서의 소려 열처리가 필수적이므로 제조 공기 증가와 제조원가가 증가하는 문제점을 여전히 내포하고 있다.
한편, 일본 공개특허공보 평6-93332에서는 제어압연과 가속냉각을 이용하여 매우 미세한 베이나이트 조직을 얻음으로써 용접성과 인성이 우수한 고장력강을 제공하고 있다.
그러나, 이 방법의 경우에는 가속냉각 후에 450~580oC 범위에서 등온 유지 또는 극서냉을 실시하기 때문에 부대의 설비 또는 비용상승과 생산성 저하를 초래하는 문제점이 있다.
또한, 이 방법은 실시예 등에서 15oC/sec 정도의 매우 빠른 냉각속도가 요구되고 있는 데, 이 경우에는 심한 판변형과 잔류응력이 문제될 뿐만 아니라 강판의 두께가 두꺼운 경우에는 이와 같은 매우 빠른 냉각속도를 실현하는 것이 불가능하기 때문에 두꺼운 강판에서는 필연적인 강도 감소가 수반되는 문제점이 있다.
또한, 대한민국 등록특허공보(B1) 10-0266378에서는 C 함량을 극단으로 적게 하여 Pcm을 줄임으로써 양호한 용접성을 얻고, Mn, Nb, B등을 첨가하여 조직을 베이나이트화 함으로써 강도를 높이고 베이나이트 조직을 인성에 유리한 그래뉼러 베이나이틱 페라이트 조직으로 하는 것에 의해서 인성을 향상시키고 있다.
이 방법은 용접성이 우수하고 570Mpa 이상의 고강도를 갖는 강재의 제조 방법을 효과적으로 제공하지만 모재의 충격 천이온도인 vTrs가 영하 50에서 영하 85 사이로서, 충분치 않아 최근의 고인성화의 요구에 충분히 부합되지 않는다.
일본 공개특허공보 소55-100924에서는 라인파이프용 강재의 용접성과 인성을 향상시키는 방법으로 C을 극단적으로 낮춘 강 스라브를 압연 마무리 온도가 700oC 이하인 제어압연을 함으로써 고장력 베이나이트 강의 제조방법을 제공하고 있다.
그러나, 이 방법은 매우 낮은 온도에서 심한 미재결정역 압연을 행함으로써 강판을 절단해서 사용하는 경우에 뒤틀림이나 휨이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라 압연 방향과 압연 직각 방향에서의 강도와 인성의 큰 차이, 즉 큰 재질 이방성,를 초래하기 쉽다.
본 발명자는 상기한 종래기술의 제반 문제점을 해결하기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 특별한 열처리를 행하지 않고 용접성과 인성이 우수한 인장강도 600Mpa 이상의 고장력 강을제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는데. 그 목적이 있다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 C : 0.005~0.04wt%, Si : 0.6wt% 이하, Mn : 1.0~2.2wt%, B : 0.0005~0.006wt%, Ti : 0.005~0.03wt%, Nb : 0.01~0.04wt%, Sol. Al : 0.005~0.1wt%, N : 0.005wt% 이하와 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고; 그리고
하기 식(1)에 의해 구해지는 Pcm(저온균열감수성지수)이 0.15 이하이고 하기 식(2)에 의해 구해지는 SF(강도인자)가 408 이상인 강 스라브를 1050oC~1300oC의 온도로 가열하여, 재결정역에서 패스 간의 대기시간을 하기 식(3)에 의해서 구해진 값 이상, 하기 식(4)에 위해서 구해진 값 이하로 제어하면서 패스 당 5% 이상의 압하율로 30% 이상의 누적 압연을 실시하고, Ar3 온도와 재결정 정지온도 사이의 미재결정역에서 30~60%의 누적압연을 실시한 후에 20oC/sec 이하의 냉각속도로 기속냉각 또는 공냉하여 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강을 제조하는 방법(제1발명)에 관한 것이다.
[관계식 1]
Pcm = C + (Si+Cr)/30 + Mn/20 + Ni/60 + (Mo+V)/15 + 5B
[관계식 2]
SF = 2437C + 149Mn + 32Si + 29Cu + 25Mo + 4124Nb + 11(Cr+V+Ni)
[관계식 3]
RF50 = 6.8X10-18 X 변형율-3.76 X 변형율속도-0.39 X e45700/압연절대온도
(RF50은 50%이상의 재결정을 위하여 대기하는 시간을 나타냄)
(RF50은 50%이상의 재결정을 위하여 대기하는 시간을 나타냄)
[관계식 4]
RF95 = 14.7X10-18 X 변형율-3.76 X 변형율속도-0.39 X e45700/압연절대온도
(RF95는 95%이상의 재결정을 위하여 대기하는 시간을 나타냄)
(RF95는 95%이상의 재결정을 위하여 대기하는 시간을 나타냄)
상기 (3)식과 (4)식에서 변형율과 변형율속도는 하기 식(5)와 (6)에 의해 구해짐).
[관계식 5]
변형율 = 1.1547 X ln (t0/t1)
[관계식 6]
변형율속도 = 2 X 압연속도 X 변형율 / {D X cosh[1- (t0 - t1)/D]}
[상기 (5)와 (6) 식에서 t0와 t1은 각각 압연 과정의 입측과 출측에서의 강판 두께를 나타내고, D는 결정립 크기를 나타내고, cosh는 쌍곡선 코사인 함수(hyperbolic cosine)를 나타냄]
또한, 본 발명은 제1발명에 있어서 재결정역에서의 오스테나이트 결정립 미세화 압연 종료와 미재결정역 압연 개시 사이의 시간이 180초 이내가 되도록 냉각을 제어하는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법(제 2발명)에 관한 것이다..
또한, 본 발명은 제1발명 또는 제2발명에 있어서, Ni : 3.0wt% 이하, Cu : 0.7wt% 이하, Cr : 0.5wt% 이하, Mo : 0.4wt% 이하, 및 V : 0.1wt% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 더 첨가되는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법(제 3발명)에 관한 것이다..
또한, 본 발명은 제1발명, 제2발명 또는 제3발명에 있어서, Ca : 0.01wt% 이하 및 REM : 0.02wt% 이하중 1종 또는 2종이 추가로 더 첨가되는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법(제 4발명)에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
1976년 이태리(Italy)의 로마에서 열린 국제학술회의의 논문집인 "Proceedings of Welding of HSLA (Microalloyed) Structural Steels"의 9~12쪽에 제시된 바와 같이 C 함량을 낮추거나 탄소당량(Ceq : Carbon equivalent)을 낮추면 용접 저온균열 발 생 가능성이 감소하기 때문에 용접예열이 필요 없게 된다.
좀 더 구체적으로는 상기 식(1)에 의해서 주어지는 Pcm 값과 용접조건에 의해서 용접예열의 필요성 여부가 결정되는 데, Pcm 값이 낮을수록 용접 저온균열 가능성은 감소하고 예열은 필요 없게 된다.
본 발명자는 많은 실험적인 결과로부터 현재까지 적용되고 있는 용접조건에서 예열 없이 저온균열을 형성시키지 않고 용접하기 위해서는 상기 식(1)에서 Pcm 값이 0.15 이하가 되어야 함을 알았다.
상술한 바와 같이 용접성 향상을 위해서는 C 등의 합금 성분은 최대한 억제되어야 하는데, 이러한 합금성분 감소는 강재의 고강도화와는 상반된다.
1967년 미국의 Ann Arbor에서 개최된 국제학술회의 논문집인 "Proceedings of Transformation and Hardenability in Steels"의 109~129쪽에 제시된 바와 같이 인장강도 600Mpa 이상의 강도를 얻기 위해서는 미세조직을 페라이트와 펄라이트가 아닌 베이나이트 조직으로 해야 함을 알 수 있다.
따라서 본 발명자는 Pcm 값을 0.15 이하로 낮춘 즉 합금 성분이 극히 낮게 감소된 강에서 강도를 높이기 위해서 베이나이트 조직을 얻는 방법과 베이나이트 조직을 주체로 하는 강에서 인성을 증가시키는 방법에 대해서 심도 있는 연구와 실험을 행하였다.
그 결과 합금성분을 적절히 조정함으로써 낮은 Pcm에서도 고강도의 베이나이트 조직 을 안정적으로 얻을 수 있으며 압연과정을 적절히 제어하여 인성을 획기적으로 향상할 수 있는 방법을 발견하고, 이에 근거하여 본 발명을 제안하게 되었다.
우선 Pcm을 최소화 하면서, 즉 경화능에 효과적인 Cr, Mo, Ni, Mn등의 합금 성분 첨가를 최소화 하면서, 넓은 제조조건 범위에서 베이나이트 조직을 얻기 위해서 Ar3 점을 낮추는 Mn을 적당량 첨가하고, 또한 B을 적당량 첨가하여 오스테나이트 결정립계 에너지를 감소시킴으로써 폴리고날(polygonal) 페라이트 형성을 억제하는 것이 필요함을 발견하였다.
한편, 일반적으로 압연 중 또는 냉각 중에 BN 및 Fe23(C,B)6와 같은 B을 함유하는 석출물이 형성될 수 있으며 이와 같은 B 화합물이 형성되면 B의 경화능 향상 효과는 사라지고 오히려 폴리고날 페라이트의 형성을 조장하게 되기 때문에 B의 효과를 안정적으로 유지하는 것이 필요하였다.
N과의 친화력이 B 보다 크며 BN 보다 더 고온에서 질화물을 형성하는 Ti을 적정량 첨가함으로써 BN의 형성을 억제하고 C 함량을 적절히 제어함으로써 Fe23(C,B)6의 형성을 억제할 수 있으며 결과적으로 B의 효과를 최대한 이용함으로써 베이나이트 조직을 안정적으로 확보하는 것이 가능함을 본 발명을 통하여 발견하였다.
일본 공개특허공보 소55-100924에 제시된 바와 같이 베이나이트 조직에서 오스테나이트 유효 결정립의 미세화는 인성 향상에 매우 효과적인데, 미재결정역에서 누적 압연을 행함으로써 변형대등을 도입하여 오스테나이트 유효 결정립을 감소시킨 결과이다.
그러나, 이와 같이 미재결정역의 누적 압연량 증가에 의해서 인성을 높이는 것은 재질 이방성과 판변형 등의 문제를 수반하기 때문에 적용에 한계가 있다.
따라서, 이러한 문제 없이 베이나이트 조직의 인성을 향상하는 방법에 대해서 연구와 실험을 거듭한 결과 다음 사실을 발견하였다.
먼저, 재결정이 일어날 수 있는 고온 구역에서 압하율과 압연 패스 사이의 대기시간을 적절하게 제어함으로써 압연 패스 사이에 재결정을 충분히 일으켜서 오스테나이트를 미세화하고, 이어지는 보다 낮은 온도 구역인 미재결정역에서 적절한 누적 압연을 행함으로써 오스테나이트 유효 결정립을 최대한 미세화 시킬 수 있으며 이렇게 얻어진 베이나이트 강은 재질 이방성과 판변형 문제가 없이 인성을 획기적으로 향상시킴을 발견하였다.
한편, 상기와 같이 재결정역에서 압연제어를 통하여 오스테나이트 결정립을 미세화 하고 이어지는 미재결정역에서의 적절한 누적 압연을 통해서 변형대 등을 도입함으로써 오스테나이트 유효 결정립을 더욱 미세화 하기 위해서는 오스테나이트의 재결정 거동과 결정립 성장 거동에 매우 큰 영향을 미치는 합금 원소, 특히 Ti과 Nb,의 함량이 아주 정확히 조절되어야 함을 본 발명을 통하여 발견하였다.
이하, 본 발명의 성분과 제조방법에 있어서 한정 이유를 설명한다.
C : 0.005wt%~0.04wt%
앞서 언급한 바와 같이 Fe23(C,B)6 형성 억제한다는 측면에서 C의 함량은 최대한 억제하는 것이 필요하다.
공냉과 같이 냉각속도가 느린 경우에는 C이 0.04wt%을 초과하면 Fe23(C,B)6가 형성되고 B의 경화능 증가 효과가 감소함은 물론 폴리고날(polygonal) 페라이트의 핵생성 사이트로 적용하여, 폴리고날 페라이트의 함량이 증가하며 600Mpa 이상의 고강도를 얻는 것이 어려워 진다. 한편, 가속냉각과 같이 냉각속도를 빠른 경우와 상대적으로 공냉 속도가 빠른 얇은 강판의 경우에는 MA (martensite-austenite) constituent의 함량이 증가하여 인성을 해치게 된다. 따라서 그 상한은 0.04wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, C 함량이 0.005wt% 미만으로 너무 낮은 경우에는 C에 의한 경화능 향상 효과가 거의 사라지고 냉각속도가 느린 두꺼운 강판에서는 페라이트가 형성됨으로써 강도가 감소하게 된다. 그 결과, 효과적으로 600Mpa 이상의 고강도를 얻는 것이 어려워지므로 C 함량은 0.005wt% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
Si : 0.6wt% 이하
상기 Si은 탈산과 고용강화를 위해서 첨가되는 데, 0.6wt%를 초과하면 용접성 감소와 용접부 인성이 열화됨으로 0.6wt% 이하로 제한한다. 하한의 제한은 필수적이지 않으나 탈산과 강도 확보 측면에서 보다 바람직하게는 0.05wt% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
Mn : 1.0wt%~2.2wt%
폴리고날(Polygonal)페라이트 형성을 억제하고 Ar3 온도를 낮춤으로써 강도를 확보하기 위해서는 1.0wt% 이상의 Mn의 첨가가 필요하다. 그러나 2.2wt%를 초과하면 강 도 증가에서 얻어지는 혜택에 비해서 냉각속도가 빠른 경우에 큐빅 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성됨으로써 인성 감소를 초래할 수 있을 뿐만 아니라 Pcm이 증가하고 결과적으로 용접성 감소를 초래하게 된다.
따라서, Mn은 1.0wt%~2.2wt% 범위로 제한한다.
B : 0.0005wt%~0.006wt%
상기 B은 오스테나이트 결정립계에서의 폴리고날(polygonal) 페라이트가 형성되지 않도록 하기 위해서는 0.0005wt% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나 0.006wt%를 초과하면 그 효과는 포화되고 오히려 BN 또는 Fe23(C,B)6 등의 B 화합물의 생성이 용이해져 폴리고날페라이트 형성을 촉진함으로써 결과적으로 강도가 감소하게 되어 600Mpa 이상을 얻는 것이 어려워 진다.
따라서, B의 함량은 0.0005wt%~0.006wt% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.005wt%~0.03wt%
본 발명에서 Ti은 재결정역에서 압연제어를 통한 오스테나이트 조직제어를 효과적으로 달성하기 위해서 첨가된다. 후에 상세히 설명하겠지만 본 발명에서는 재결정역에서 압연 패스 사이에서 재결정을 일으킴으로써 오스테나이트를 미세화 한다. 이와 같은 조직제어에 있어서 오스테나이트 결정립을 미세화하고 균일하게 하기 위해서는 재결정 후에 결정립 성장이 억제되어야 하며 수십 nm 크기의 TiN 석출 입자는 결정립 성장을 억제하는 탁월한 효과가 있다. 또한 상술한 바와 같이 Ti은 강 중에 있는 고용 N 함량을 감소시킴으로써 B의 경화능 향상 효과를 극대화 시킨다. 이상의 2가지 목적을 위해서는 Ti은 최소한 0.005wt% 이상이 필요하다.
그러나 Ti이 0.03wt%를 초과하면 수 μ 크기의 TiN 개재물cuboid)가 정출하여 인성을 감소시킴으로 오스테나이트 조직 미세화 효과에 의한 인성 향상 효과를 반감시킨다. 따라서 그 상한은 0.03wt%로 제한하는 것이 필요하다.
Nb : 0.01wt%~0.04wt%
상기 Nb은 미세조직을 제어함으로써 인성을 높이기 위한 본 발명에서 매우 중요한 원소이다. 본 발명에서 오스테나이트의 미세조직 제어는 재결정역에서의 충분한 결정립 미세화와 이어지는 미재결정역에서 적절한 누적 압연을 통하여 변형대를 도입함으로써 오스테나이트의 유효 결정립을 미세화 하는 것이다. Nb는 또한 Ar3 온도를 낮춤으로써 강도 증가에도 큰 효과가 있다. 미재결정역에서의 누적 압연과 변형대 형성을 효과적으로 달성하고 600Mpa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 Nb이 최소한 0.01wt% 필요하다.
한편, 그 첨가량이 증가하면 고온의 재결정역에서의 열간 압연 과정에서 압연 패스 사이에 충분한 재결정을 일으키기 위해서는 매우 장시간 유지되어야 한다. 따라서 고온에서의 재결정을 촉진하기 위해서는 Nb의 첨가량은 0.04wt% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N : 0.005wt% 이하
상기 N은 개재물 부상 분리 등을 위해서 실시하는 버블링(bubbling) 조업과 같은 제강 공정에서 강에 유입되는 불순물로 앞에서 언급한 바와 같이 고용 N은 BN을 형성함으로써 B의 효과를 감소시켜 폴리고날 페라이트 형성을 촉진하고 결과적으로 강도 저하는 물론 강판 두께에 따른 강도 차이를 증가시킨다.
N의 함량이 0.005wt% 이상이 되면 Ti에 의해서 고용 N을 제거하는 데 한계가 있을 뿐만 아니라 수 μ 크기의 TiN 개재물(cuboid)가 형성됨으로써 인성을 해치기 때문에 0.005wt% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol-Al : 0.005wt%~0.1wt%
상기 Al은 탈산을 위해서 첨가되는 성분인데, 탈산 효과를 위해서는 0.005wt% 이상의 첨가가 필요하나 0.1wt% 이상 첨가되면 용접성을 해칠 뿐만 아니라 개재물 함량이 증가하여 인성을 해치기 때문에 그 상한은 0.1wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 성분은 하기 식(1)의 Pcm 값이 0.15 이하인 것이 바람직하다.
[관계식 1]
Pcm = C + (Si+Cr)/30 + Mn/20 + Ni/60 + (Mo+V)/15 + 5B
이는 상술한 바와 같이 우수한 용접성을 목적으로 하는 발명들에서는 Pcm 값이 0.2 이하이면 현재 일반적으로 사용되고 있는 용접조건에서 용접 예열이 없어도 저온 균열은 발생하지 않는다고 제시하고 있다.
본 발명은 이들 공지 예에 비해서 Pcm 값을 더욱 감소시킴으로써 저온 균열에 대한 가능성을 완전히 배제하고자 하며 이를 위해서는 Pcm을 0.15 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 성분은 하기 (2)식의 SF(강도인자) 값이 408 이상인 것이 바람직하다.
[관계식 2]
SF = 2437C + 149Mn + 32Si + 29Cu + 25Mo + 4124Nb + 11(Cr+V+Ni)
이는 본 발명의 목적인 고장력강, 구체적으로 인장강도 600Mpa 이상을 얻기 위한 필요 조건인데, 이는 합금성분에 따른 인장강도 변화에 대해서 중회귀 분석을 실시한 결과, 인장강도 = 2437C + 149Mn + 32Si + 29Cu + 25Mo + 4124Nb + 11(Cr+V) + 192의 관계를 얻을 수 있었다.
이 결과로부터 인장강도 600Mpa 이상을 확보하기 위해서는 하기 식 (2)에 의해서 주어지는 SF가 408 이상이 되어야 하는 것이 매우 중요하다.
본 발명에 있어서 상기의 기본 성분에 소정의 성분을 첨가함으로써 강도와 인성 레벨을 조절하는 것이 가능할 뿐만 아니라 용접부 인성의 개선을 도모할 수 있다. 이때 상기 기본 성분 범위와 상기 (1)식과 (2)식에 의한 성분 제한 범위 내에서는 용접성이 우수한 특징은 계속 유효할 뿐만 아니라 압연과정에서 미세조직 제어에 의한 인성 향상이 가능하며 600Mpa 이상의 고강도화가 가능하기 때문에 용접성과 인성이 우수한 고장력강이 용이하게 얻어지는 것이다.
Ni : 3.0wt% 이하
Ni은 강의 적층결함 에너지를 증가시킴으로써 저온에서도 전위의 교차 슬립을 조장하고, 결과적으로 연성-취성 천이온도를 낮춤으로써 저온인성을 향상시키는 효과가 있다. 또한 Ni은 고용강화 효과에 의해서 강도 향상에도 기여한다. 즉, Ni은 인성과 강도를 모두 증가시키는 효과가 있다.
상술한 바와 같이 Ni은 강도와 인성을 모두 증가시키는 효과가 있으나 3.0wt% 이상 에서는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 매우 고가이기 때문에 3.0wt% 이하로 그 첨가량을 제한하는 것이 바람직하다. 3.0wt% 이내에서는 인성과 강도 수준에 따라 첨가량을 조절할 수 있다.
Cu : 0.7wt% 이하
상기 Cu는 고용강화 효과에 의한 강도 향상을 위해서 첨가하는 데, 0.7wt% 이상에서는 오스테나이트 결정립계에 저융점 화합물인 CuS 등이 형성되어 적열 취성의 원인이 될 수 있기 때문에 그 상한은 0.7wt%로 하는 것이 바람직하다.
Cr : 0.5wt% 이하
상기 Cr은 고용강화와 경화능 향상에 의해서 강도를 증가시키는 효과가 있으나 0.5wt%를 초과하면 용접성을 해치기 때문에 0.5wt% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo : 0.4wt% 이하
상기 Mo은 강 중에서 C과의 친화력이 크기 때문에 C과의 클러스트(cluster)를 형성하여 C의 확산을 억제함으로써 Fe23(C,B)6의 석출을 억제하는 효과가 있으며 B 효과를 안정화함으로써 강도를 증가시킬 뿐만 아니라 고용강화에 의해서도 강도를 증가시킨다. 0.5wt% 이상 첨가되는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조원가의 증가와 용접성이 불량해 지는 문제점이 있기 때문에 그 상한은 0.5wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
V : 0.1wt% 이하
상기 V은 강도 향상을 위해서 첨가되는데, 0.1wt% 이상에서는 그 효과가 거의 포화될 뿐만 아니라 용접성 등에도 악영향을 줄 수 있기 때문에 0.1wt% 이하로 첨가량을 제한하는 것이 바람직하다.
또한 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키기 위해서 희토류 금속(REM) 또는 Ca을 첨가할 수 있다. REM과 Ca은 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로써 인성을 향상시키며 미량을 첨가하면 강판두께 변화에 의한 강도차이를 최소화하는 본 발명의 목적을 해치지 않으면서 용접 열영향부의 인성을 향상시킬 수 있다.
REM : 0.02wt% 이하
상술한 바와 같이 REM은 강 중에서 옥시설파이드를 형성함으로써 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 인성을 향상시킨다. 그 첨가량이 지나치게 증가되면 강 중의 개재물 함량이 증가하여 강판의 인성을 해치기 때문에 그 첨가량은 0.02wt% 이하로 제한하는 것이 필요하다. 그러나 0.002wt% 이하에서는 용접 열영향부의 인성 향상 효과가 미약하기 때문에 그 하한은 0.002wt%로 하는 것이 바람직하다.
Ca : 0.01wt% 이하
상기 Ca은 용접 열영향부의 인성 향상과 강 중의 MnS와 같은 황화물의 구상화를 촉진함으로써 재질 이방성 개선에도 효과가 있으나 0.01wt% 이상 첨가되면 강의 청정도가 감소됨으로써 오히려 인성을 해치게 됨으로 0.01wt% 이하로 그 상한을 제한하는 것이 필요하다. 그러나 0.0005wt% 미만이 첨가될 경우에는 상술한 효과를 기대 하기 어렵기 때문에 그 하한은 0.0005wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이 한정된 화학성분 범위에 있는 강들은 용접성이 우수하며 600Mpa 이상의 고강도를 달성하기 위해서는 제조조건에서 특별히 제어하지 않아도 된다. 그러나 본 발명에서는 이와 더불어 매우 우수한 저온 인성을 확보하기 위해서 다음과 같이 제조공정을 제어하는 것이 필요하다.
먼저, 스라브 가열온도가 1050oC 이하이면, 주조 중에 형성된 석출물(예로써 BN, Fe23(CB)6, NbN, NbC 등)들이 충분하게 고용되지 않음으로써 B에 의한 경화능 향상 효과가 반감되기 때문에 고강도를 얻는 것이 어렵고, 고용 Nb 함량이 없어지기 때문에 Nb의 재결정 정지온도 증가 효과를 기대할 수 없고 가열온도가 너무 낮으면 재결정역에서 충분한 압연을 할 수 없기 때문에 1050oC 이상 가열하는 것이 바람직하다.
한편, 가열온도가 1300oC를 초과하면 표면산화에 의한 스케일 결함이 발생할 가능성이 증가할 뿐만 아니라 재가열 동안에 오스테나이트 결정립이 매우 조대해 질 수 있으며 이 경우에 후속의 압연제어에 의해서 오스테나이트 결정립을 미세화 하는 효과가 크게 반감되기 때문에 그 상한은 1300oC로 제한하는 것이 바람직하다.
재결정역에서 패스 간의 대기시간을 하기 (3) 식과 하기 (4) 식 사이로 제어하면서 패스 당 5% 이상의 압하율로 30% 이상의 누적 압연을 실시해야 하는 데, 이는 본 발명의 핵심적인 부분이며 그 이유는 다음과 같다.
[관계식 3]
RF50 = 6.8X10-18 X 변형율-3.76 X 변형율속도-0.39 X e45700/압연절대온도
[관계식 4]
RF95 = 14.7X10-18 X 변형율-3.76 X 변형율속도-0.39 X e45700/압연절대온도
상기 (3)식과 (4)식에서 변형율과 변형율속도는 하기 식(5)와 (6)에 의해 구해짐).
[관계식 5]
변형율 = 1.1547 X ln (t0/t1)
[관계식 6]
변형율속도 = 2 X 압연속도 X 변형율 / {D X cosh[1- (t0 - t1)/D]}
[상기 (5)와 (6) 식에서 t0와 t1은 각각 압연 과정의 입측과 출측에서의 강판 두께를 나타내고, D는 결정립 크기를 나타내고, cosh는 쌍곡선 코사인 함수(hyperbolic cosine)를 나타냄]
본 발명은 재결정역에서의 압연 과정에서 오스테나이트 결정립을 최대한 미세화 하는 것이 필요하다.
상술한 기본 성분 범위의 강들에 대한 체계적이고도 깊이 있는 실험 결과, 각 압연 패스 사이에 상기 (3)식의 RF50 이상의 시간 동안 대기하면 체적율로 50% 이상이 재결정되고 충분한 오스테나이트 결정립 미세화가 달성되는 것을 발견하였다.
한편, 대기 시간이 증가하면 재결정 되는 체적율은 증가하여 결정립 미세화에 유리 하지만 상기 (4)식의 RF95 이상에서는 체적율이 증가는 거의 포화되고 오히려 결정립 조대화가 일어남으로써 결정립 미세화에 불리함을 발견하였다. 따라서 재결정역에서 패스 간의 대기시간을 상기 (3) 식과 상기 (4) 식 사이로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 (3)식에서 알 수 있듯이 RF50은 변형율과 변형율 속도에 크게 의존하기 때문에 각 패스 당 압하율이 너무 작으면 50% 이상의 재결정을 위해서 대기하는 시간(즉, RF50)이 너무 길어지기 때문에 재결정역에서의 압연은 각 패스 당 5% 이상의 압하율로 압연을 실시하는 것이 바람직하다.
상술한 재결정역에서 실시하는 제어 압연량이 적으면 오스테나이트 결정립 미세화 효과가 미약하기 때문에 30% 이상의 누적 압하가 상술한 방법에 의한 제어압연으로 되어야 한다.
상술한 바와 같은 본 발명에 의한 재결정역에서 압연을 제어하는 것이 오스테나이트 결정립 미세화에 미치는 효과를 조사하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
도 1의 (a)는 본 발명의 기본 성분인 C : 0.014wt%, Si : 0.26wt%, Mn : 1.68wt%Mn, B : 0.0021wt%, Ti : 0.012wt%, Nb : 0.033wt, sol.Al : 0.025wt, N : 0.0023wt%을 포함하고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 본 발명에 의해서 제한되는 방법으로 재결정역에서 압연을 실시한 후에 물에 소입 처리하여 오스테나이트 결정립을 관찰한 광학현미경 사진이고, 도 2는 본 발명의 기본 성분과 다른 C : 0.014wt%, Si : 0.30wt%, Mn : 1.64wt%Mn, B : 0.0026wt%, sol.Al : 0.031wt, N : 0.0042wt%을 포함하고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 통상의 방법으로 열간 압연하고 물에 소입 처리하여 오스테나이트 결정립을 관찰한 광학현미경 사진이다.
도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에 의해서 약 3배 이상 미세한 오스테나이트 결정립을 얻을 수 있음을 알 수 있다.
최종의 목적인 우수한 인성을 달성하기 위해서는 이와 같이 재결정역의 압연제어를 통하여 얻어진 미세한 오스테나이트는 이어지는 미재결정역 압연이 필요하며 Ar3와 재결정 정지온도 사이의 온도에서 30~60% 이상의 누적압연이 바람직하다.
미재결정 온도 영역에서 누적압연량이 30% 미만이면 오스테나이트 결정립 내에 변형대를 효과적으로 도입하기가 어려우며 결과적으로 저온인성 증가에 효과적이지 못하다.
반면에, 누적 압하량이 너무 증가하여 60%를 초과하면 천이온도 감소 효과는 거의 포화되고 오히려 이방성이 매우 증가할 뿐만 아니라 사용 중에 절단 휨과 뒤틀림 등의 판변형 문제가 발생하기 쉽다.
도 2는 본 발명의 기본 성분인 C : 0.014wt%, Si : 0.26wt%, Mn : 1.68wt%Mn, B : 0.0021wt%, Ti : 0.012wt%, Nb : 0.033wt, sol.Al : 0.025wt, N : 0.0023wt%을 포함하고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 재결정역에서 결정립 미세화 압연을 행한 다음 미재결정역에서의 누적 압연량을 변화시키면서 충격천이온도를 측정한 결과를 나타낸다.
도 2에 나타난 바와 같이, 미재결정역 누적 압하량이 30% 미만일 경우에는 저온인성 개선 효과가 미약하며, 반면에 60%를 초과할 경우에는 저온인성 개선 효과는 크 지 않은 반면에 압연방향과 압연 수직방향 사이의 재질 이방성이 매우 커짐을 확인할 수 있다.
압연 후 냉각은 공냉 또는 가속냉각 어떠한 방법도 상관없다. 그러나 냉각속도가 20oC/sec 초과하면 큐빅 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성될 수 있으며 이 경우에는 저온인성이 감소하기 때문에 가속냉각을 행하는 경우에 최대 냉각속도는 20oC/sec 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 제 2발명은 오스테나이트 결정립 미세화 압연종료와 미재결정역 압연 개시 사이의 대기 시간을 제어함으로써 인성을 더욱 개선하고자 하는 목적으로 제안된 것이다.
일반적으로 재결정역 압연과 미재결정역 압연 사이에는 온도 차이가 클 뿐만 아니라 강판 두께도 매우 두껍기 때문에 재결정역 압연 종료 시점과 미재결정역 압연을 개시 시점 사이에는 긴 공냉 대기가 필요하다. 이와 같은 경우에 재결정역에서 미세화 된 오스테나이트 결정립의 조대화가 일어남으로써 그 미세화 효과가 반감될 수 있으며 이를 억제하기 위해서는 재결정역 압연종료와 미재결정역 압연개시 사이의 시간을 180초 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
이하 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
하기 표 1에 나타낸 본 발명의 기본 성분으로 조성되고 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강 스라브를 하기 표 2와 같은 제조법으로 40mm 두께의 강판을 제 조하였다. 단, 시편번호 16의 경우 만은 30mm 두께의 강판을 제조하였다. 제조된 강판에 대해서 압연방향과 압연 수직방향의 인장시편과 샤르피(Charpy) 충격시편을 채취하여 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험을 행하고 그 조사결과를 하기 표 3에 요약하여 나타내었다.
| 강 번호 | 화 학 성 분 (wt%) | Pcm | SF | 비고 | |||||||
| C | Si | Mn | B | Ti | Nb | N | Al | ||||
| A1 | 0.014 | 0.26 | 1.68 | 0.0021 | 0.012 | 0.033 | 0.0023 | 0.025 | 0.12 | 429 | 발명강 |
| 시편 번호 | 가열 온도 (oC) | 재결정역 압연조건 | 미재결정역 누적 압하량 (%) | 재결정역과 미재결정역 압연 사이 대기시간 (초) | 냉각방법 (수냉속도,oC/s) | 비고 | |||||
| 제어 실시 여부 | 제어실시 총 압하량 (%) | 패스당 압하율 (%) | 대기시간 | ||||||||
| < RF50 | RF50~ RF95 | > RF95 | |||||||||
| 1 | 1200 | 미실시 | 0 | - | - | - | 공냉 | 비교예 | |||
| 2 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 265 | 공냉 | 발명예 | ||
| 3 | 1000 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 183 | 공냉 | 비교예 | ||
| 4 | 1050 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 198 | 공냉 | 발명예 | ||
| 5 | 1300 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 292 | 공냉 | 발명예 | ||
| 6 | 1350 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 317 | 공냉 | 비교예 | ||
| 7 | 1200 | 실시 | 10 | 5 | 0 | 50 | 269 | 공냉 | 비교예 | ||
| 8 | 1200 | 실시 | 30 | 15 | 0 | 50 | 258 | 공냉 | 발명예 | ||
| 9 | 1200 | 실시 | 45 | 2 | 0 | 50 | 254 | 공냉 | 비교예 | ||
| 10 | 1200 | 실시 | 45 | 5 | 0 | 50 | 263 | 공냉 | 발명예 | ||
| 11 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 268 | 공냉 | 비교예 | ||
| 12 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 253 | 공냉 | 비교예 | ||
| 13 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 0 | 46 | 공냉 | 비교예 | ||
| 14 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 30 | 196 | 공냉 | 발명예 | ||
| 15 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 60 | 285 | 공냉 | 발명예 | ||
| 16 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 75 | 367 | 공냉 | 비교예 | ||
| 17 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 263 | 수냉(20) | 발명예 | ||
| 18 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 268 | 수냉(50) | 비교예 | ||
| 19 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 180 | 공냉 | 발명예 | ||
| 20 | 1200 | 실시 | 45 | 15 | 0 | 50 | 74 | 공냉 | 발명예 | ||
[표 3]
| 시편번호 | 항복강도(Mpa) | 인장강도(Mpa) | vTrs (oC) | 비고 | |||
| 압연방향 | 수직방향 | 압연방향 | 수직방향 | 압연방향 | 수직방향 | ||
| 1 | 515 | 524 | 632 | 634 | -52 | -48 | 비교예 |
| 2 | 511 | 528 | 624 | 630 | -119 | -114 | 발명예 |
| 3 | 426 | 441 | 546 | 564 | -85 | -79 | 비교예 |
| 4 | 494 | 494 | 614 | 618 | -114 | -111 | 발명예 |
| 5 | 506 | 518 | 627 | 629 | -115 | -113 | 발명예 |
| 6 | 518 | 536 | 635 | 642 | -83 | -80 | 비교예 |
| 7 | 521 | 539 | 637 | 644 | -65 | -59 | 비교예 |
| 8 | 517 | 530 | 628 | 633 | -110 | -105 | 발명예 |
| 9 | 524 | 538 | 634 | 641 | -59 | -53 | 비교예 |
| 10 | 521 | 538 | 630 | 635 | -94 | -91 | 발명예 |
| 11 | 514 | 531 | 620 | 624 | -88 | -82 | 비교예 |
| 12 | 512 | 519 | 622 | 635 | -90 | -85 | 비교예 |
| 13 | 527 | 538 | 636 | 643 | -84 | -83 | 비교예 |
| 14 | 522 | 528 | 628 | 636 | -94 | -92 | 발명예 |
| 15 | 496 | 509 | 614 | 621 | -143 | -125 | 발명예 |
| 16 | 484 | 518 | 601 | 628 | -160 | -127 | 비교예 |
| 17 | 531 | 539 | 647 | 658 | -102 | -96 | 발명예 |
| 18 | 582 | 594 | 693 | 705 | -74 | -62 | 비교예 |
| 19 | 507 | 522 | 619 | 624 | -132 | -128 | 발명예 |
| 20 | 518 | 527 | 622 | 632 | -151 | -147 | 발명예 |
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 상술한 바와 같이 본 발명에서 제시하는 방법, 즉 재결정역에서 오스테나이트 결정립 미세화를 위한 압연제어와 미재결정역에서 변형대 도입을 위한 제어압연을 적용하는 방법,에 의해서 충격 천이온도가 현저히 개선되는 효과가 있음을 알 수 있다(시편번호 1과 2번).
또한, 시편번호 3, 4, 2, 5, 6번의 결과로부터, 본 발명의 압연제어 방법을 적용함에 있어 압연 재가열온도가 1050~1300oC 사이로 제어 되어야 충분한 효과를 얻을 수 있음을 알 수 있다.
한편, 시편번호 7, 8, 2 번의 결과를 보면, 재결정역에서의 오스테나이트 결정립을 제어하는 압연이 누적압하 기준으로 30% 이상이 되어야 본 발명의 효과가 충분히 발현됨을 알 수 있다.
그리고 시편번호 9, 10, 2 번의 결과를 비교해 보면, 각 패스 당 5% 이상의 압하율에 의해서 재결정역에서의 오스테나이트 결정립을 제어하는 압연이 이루어 지는 것이 필요함을 알 수 있다.
또한, 재결정역의 각 압연 패스 사이의 대기 시간을 변화시킨 시편번호 11, 12, 2의 결과를 보면, 각 패스 간의 대기시간이 RF50~RF95 인 경우에 본 발명의 혜택이 극대화됨을 알 수 알 수 있다.
또한, 시편번호 13, 14, 2, 15, 16 번은 재결정역에서 압연을 동일하게 실시하고 단지 미재결정역 누적 합하량을 변화시킨 경우이다. 본 발명의 효과를 극대화 시키기 위해서는 30~60%의 미재결정역 압연이 필요한 것을 알 수 있다.
이는 도면 2에서도 명확하게 확인할 수 있는 데, 미재결정역 누적 압하량이 30% 미만인 경우에는 누적 압하량이 증가해도 천이온도 감소가 크지 않으며 결과적으로 천이온도가 -90oC 이상을 확보하는 데 그치고 있다.
한편, 30% 이상의 누적 압하량에서는 누적 압하량이 증가함에 따라 천이온도가 월등히 감소하여 -90oC 이하를 확보하는 데 어려움이 없다. 그러나 누적 압하량이 60% 이상으로 증가하면 천이온도 감소는 현저히 둔화되고 압연방향과 직각방향의 이방성 만이 커지는 것을 알 수 있다.
시편번호 17과 2를 비교해 보면, 20oC/s의 수냉각을 적용해도 강도가 약간 증가하고 충격천이온도도 약간 증가하지만 본 발명의 효과는 충분히 얻을 수 있다.
반면에, 수냉각 속도가 더욱 빨라져 50oC/s이 되면 강도는 크게 증가하였으나 충격천이온도가 매우 높아지는 것을 알 수 있다.
시편번호 19와 20번은 제 2발명의 효과를 명확히 보여주는 결과이다. 즉, 상술한 제 2발명에서 제시된 바와 같이 재결정역 압연종료와 미재결정역 압연개시 사이의 대기시간을 단축함으로써 강도의 큰 변화 없이 충격인성을 현저히 개선할 수 있음을 명확하게 보여 주고 있다.
(실시예2)
하기 표 4에 나타낸 성분과 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 스라브를 하기 표 5와 같은 본 발명에 의해서 제안된 방법을 적용하여 40mm 두께의 강판을 제조하였다. 제조된 강판에 대해서 압연방향과 압연 수직방향의 인장시편과 샤르피(Charpy) 충격시편을 채취하여 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험을 행하고 그 조사결과를 표 6에 요약하여 나타내었다.
[표 5]
| 가열 온도 (oC) | 재결정역 압연조건 | 미재결정역 누적압하량 (%) | 냉각방법(수냉속도,oC/s) | 비고 | ||||
| 제어실시 총 압하량(%) | 패스당 압하율(%) | 대기시간 | ||||||
| < RF50 | RF50~RF95 | > RF95 | ||||||
| 1200 | 45 | 15 | 0 | 50 | 공냉 | - | ||
[표 6]
| 강번호 | 항복강도(Mpa) | 인장강도(Mpa) | vTrs (oC) | 비고 | |||
| 압연방향 | 수직방향 | 압연방향 | 수직방향 | 압연방향 | 수직방향 | ||
| B1 | 423 | 435 | 542 | 548 | -115 | -112 | 비교예 |
| B2 | 491 | 502 | 614 | 611 | -123 | -119 | 발명예 |
| B3 | 511 | 528 | 624 | 630 | -119 | -114 | 발명예 |
| B4 | 514 | 520 | 634 | 642 | -107 | -104 | 발명예 |
| B5 | 456 | 469 | 573 | 587 | -94 | -91 | 비교예 |
| B6 | 352 | 347 | 518 | 512 | -114 | -111 | 비교예 |
| B7 | 482 | 491 | 602 | 609 | -127 | -125 | 발명예 |
| B8 | 582 | 593 | 686 | 702 | -94 | -91 | 발명예 |
| B9 | 788 | 812 | 877 | 898 | -19 | -5 | 비교예 |
| B10 | 394 | 387 | 536 | 544 | -117 | -114 | 비교예 |
| B11 | 504 | 511 | 610 | 618 | -123 | -119 | 발명예 |
| B12 | 514 | 516 | 619 | 625 | -116 | -113 | 발명예 |
| B13 | 457 | 470 | 576 | 580 | -98 | -98 | 비교예 |
| B14 | 449 | 457 | 568 | 575 | -72 | -65 | 비교예 |
| B15 | 489 | 504 | 610 | 606 | -105 | -96 | 발명예 |
| B16 | 518 | 525 | 636 | 644 | -103 | -101 | 발명예 |
| B17 | 514 | 517 | 635 | 648 | -59 | -54 | 비교예 |
| B18 | 417 | 432 | 556 | 562 | -88 | -86 | 비교예 |
| B19 | 483 | 497 | 604 | 607 | -107 | -102 | 발명예 |
| B20 | 536 | 547 | 646 | 663 | -104 | -101 | 발명예 |
| B21 | 709 | 735 | 815 | 843 | -74 | -41 | 비교예 |
| B22 | 498 | 502 | 612 | 606 | -110 | -111 | 발명예 |
| B23 | 412 | 417 | 554 | 565 | -84 | -80 | 비교예 |
| B24 | 333 | 339 | 476 | 484 | -122 | -117 | 비교예 |
| B25 | 482 | 490 | 602 | 606 | -124 | -118 | 발명예 |
상기 표 6에 나타난 바와 같이, 본 발명에 의해서 제안된 제조방법을 적용해도 상술한 기본 성분 범위를 벗어나는 경우에는 본 발명의 효과가 충분히 달성되지 못하고 강도 또는 인성이 부족한 것을 알 수 있다.
좀 더 자세히 언급하면, 먼저 C 함량이 0.005wt% 미만인 경우(B1)는 강도가 크게 감소하여 고강도, 구체적으로는 600Mpa 이상,를 만족할 수 없으며 0.04wt%를 초과하는 경우(B5)도 큰 인성감소와 함께 강도가 감소하여 역시 고강도를 확보할 수 없다.
또한, Mn 함량이 1.0wt% 미만인 경우(B6)는 강도가 크게 감소하여 고강도를 만족할 수 없으며 2.2wt%를 초과하는 경우(B9)는 강도는 매우 높으나 충격인성이 크게 감소하여 우수한 인성, 구체적으로는 vTrs가 영하 90oC 이하,를 만족할 수 없다.
또한, B 함량이 0.0005wt% 미만인 경우(B10)는 역시 강도가 크게 감소하여 고강도를 만족하지 못하며 B 함량이 0.006wt%를 초과하는 경우(B13)도 강도가 감소하여 고강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 인성 수준도 낮아지고 있다.
Ti 함량이 0.005wt% 미만인 경우(B14)는 강도가 감소함으로써 고강도를 만족하지 못 할 뿐만 아니라 인성도 저하하여 고인성도 만족하지 못하고 있다. Ti 함량이 0.03wt%를 초과하는 경우(B17)에는 강도는 만족하지만 인성이 크게 감소하여 고인성을 만족하지 못하고 있다.
또한, Nb의 함량이 0.01wt% 미만인 경우(B18)는 강도가 크게 감소하여 고강도를 만족하지 못 할 뿐만 아니라 인성도 저하하여 고인성도 확보되지 못 하였다. 한편, Nb 함량이 0.04wt%를 초과하는 경우(B21)에는 강도는 매우 높으나 인성이 매우 낮아짐으로써 고인성을 확보하지 못 하였다.
불순물로 강에 함유되는 N의 함량이 0.005wt%를 초과하면(B23)강도가 감소하여 고 강도를 확보하지 못 할 뿐만 아니라 인성도 낮아짐으로써 고인성도 확보하지 못 하였다.
한편 상기에 언급된 성분들이 모든 조건을 만족하는 경우에도 SF가 408 미만인 경우(B24)는 강도가 감소함으로써 고강도를 확보하지 못 하였다.
(실시예 3)
하기 표 7에 나타낸 성분과 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 스라브를 하기 표 8와 같은 본 발명에 의해서 고안된 방법을 적용하여 40mm 두께의 강판을 제조하였다. 제조된 강판에 대해서 압연방향과 압연 수직방향의 인장시편과 샤르피(Charpy) 충격시편을 채취하여 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험을 행하고 그 조사결과를 하기 표 9에 요약하여 나타내었다.
또한, HAZ의 인성을 평가하기 위해서 강판을 1350oC로 가열한 후 800oC~500oC 범위를 300초 동안 냉각하는 열사이클(50kJ/mm의 입열량으로 용접할 경우의 HAZ의 열이력에 해당됨)을 실시하고 난 후 샤르피 충격시험편을 채취하여 영하 20oC에서 샤르피 충격흡수에너지를 측정하고, 그 조사 결과를 하기 표 9에 나타내었다.
| 가열 온도 (oC) | 재결정역 압연조건 | 미재결정역 누적압하량 (%) | 냉각방법 (수냉속도,oC/s) | 비고 | ||||
| 제어실시 총 압하량(%) | 패스당 압하율(%) | 대기시간 | ||||||
| < RF50 | RF50~RF95 | > RF95 | ||||||
| 1200 | 45 | 15 | 0 | 50 | 공냉 | - | ||
| 강번호 | 항복강도(Mpa) | 인장강도(Mpa) | vTrs (oC) | HAZ vE-20oC (joule) | 비고 | |||
| 압연방향 | 수직방향 | 압연방향 | 수직방향 | 압연방향 | 수직방향 | |||
| B3 | 511 | 528 | 624 | 630 | -119 | -114 | 186 | 발명예 |
| C1 | 520 | 528 | 639 | 647 | -134 | -131 | 201 | 발명예 |
| C2 | 511 | 512 | 626 | 635 | -151 | -149 | 208 | 발명예 |
| C3 | 533 | 539 | 649 | 656 | -111 | -105 | 175 | 발명예 |
| C4 | 531 | 537 | 644 | 649 | -113 | -111 | 171 | 발명예 |
| C5 | 534 | 537 | 648 | 649 | -114 | -110 | 166 | 발명예 |
| C6 | 523 | 526 | 638 | 640 | -117 | -113 | 187 | 발명예 |
| C7 | 533 | 539 | 647 | 652 | -127 | -124 | 182 | 발명예 |
| C8 | 526 | 531 | 639 | 644 | -113 | -110 | 175 | 발명예 |
| C9 | 539 | 542 | 653 | 659 | -122 | -116 | 182 | 발명예 |
| C10 | 483 | 487 | 602 | 607 | -129 | -126 | 178 | 발명예 |
| C11 | 378 | 387 | 498 | 505 | -132 | -129 | 185 | 비교예 |
| C12 | 512 | 517 | 623 | 625 | -117 | -113 | 242 | 발명예 |
| C13 | 500 | 506 | 617 | 620 | -110 | -106 | 253 | 발명예 |
| C14 | 516 | 517 | 621 | 626 | -113 | -110 | 248 | 발명예 |
| C15 | 484 | 492 | 605 | 608 | -126 | -122 | 255 | 발명예 |
| C16 | 384 | 392 | 492 | 498 | -127 | -125 | 261 | 비교예 |
상기 표 9에 나타난 바와 같이, 상술한 제 1발명에서 제시된 기본 성분계와 제조방법을 적용할 경우, Ni, Cu, Cr, Mo, V, REM 및 Ca을 적당량 첨가하는 것에 의해서 본 발명의 목적에 유해한 영향을 주지 않고 강도 증가, 인성 향상 및 HAZ 인성 향상 등의 부가적인 효과를 부여할 수 있음을 알 수 있다.
좀 더 자세히 언급하면, 상술한 바와 같이 3wt% 이하의 Ni을 첨가하는 것(C1, C2)에 의해서 강도를 높일 수 있을 뿐만 아니라 인성을 현저히 향상시킬 수 있다.
또한, 1종 또는 2종 이상의 Ni : 3wt% 이하, Cu : 0.7wt% 이하, Cr : 0.5wt% 이하, Mo : 0.4wt% 이하 및 V : 0.1wt% 이하를 선택하여 적당량 첨가하는 것에 의해서 인성을 크게 감소시키지 않으면서 강도가 증가된다(C2, C3, C4, C5, C7, C8, C9).
즉, 본 발명의 효과인 우수한 용접성을 해치지 않는 범위에서 Ni, Cu, Cr, Mo 또는 V을 1종 이상 첨가함으로써 인성과 강도를 조절할 수 있음을 알 수 있다.
또한, 본 발명의 기본 성분계에 Ca : 0.01wt% 이하와 REM : 0.02wt% 이하를 선택하여 1종(C12, C13) 또는 2종(C14) 을 적당량 첨가하여 HAZ의 인성이 월등히 향상되었다.
기본 성분계에 강도와 인성을 조절하기 위해서 Ni, Cu, Cr, Mo, V 등이 첨가된 경우(C15)에도 Ca과 REM의 이러한 효과는 유효하게 작용하였다.
즉, 본 발명의 혜택인 우수한 용접성과 인성을 해치지 않는 범위에서 Ca과 REM을 1종 또는 2종 첨가함으로써 HAZ의 인성이 현저하게 개선됨을 알 수 있다.
상기 실시예2에서 상술한 바와 같이 본 발명이 고강도를 만족하기 위해서는 상기 성분의 제한 이이에 SF 값이 408 이상이 되어야 함을 설명한 바 있다.
상기 표 9의 C10과 C11 및 C15와 C16의 결과로부터 이러한 제한은 강도 증가, 인성증가, HAZ 인상 증가를 위해서 또 다른 합금성분이 첨가되는 경우에도 동일함을 알 수 있다. 즉, 기본 성분계에 새로운 합금성분이 첨가되는 경우에도 고강도를 확보하기 위해서 SF는 408 이상이 되어야 한다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의해서 얻어지는 강판은 용접예열을 실시하지 않아도 저온균열에 대한 문제가 거의 없으며 저온 인성이 매우 우수하면서도 강도가 매우 높다.
따라서, 본 발명은 건축 구조물, 조선, 해양 구조물, 토목 구조물, 강관, 압력용기, 산업기계 등 고장력강을 용접해서 사용하는 공업적인 분야에 강재를 안정되게 공급할 수 있으며 특히 이러한 고장력강을 열처리 없이 제조하기 때문에 납기 단축과 제조 경비 절감 등의 부수적인 효과가 있다.
Claims (5)
- C : 0.005~0.04wt%, Si : 0.6wt% 이하, Mn : 1.0~2.2wt%, B : 0.0005~0.006wt%, Ti : 0.005~0.03wt%, Nb : 0.01~0.04wt%, Sol. Al : 0.005~0.1wt%, N : 0.005wt% 이하와 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고; 그리고하기 식(1)에 의해 구해지는 Pcm(저온균열감수성지수)이 0.15 이하이고 하기 식(2)에 의해 구해지는 SF(강도인자)가 408 이상인 강 스라브를 1050oC~1300oC의 온도로 가열하여, 재결정역에서 패스 간의 대기시간을 하기 식(3)에 의해서 구해진 값 이상, 하기 식(4)에 위해서 구해진 값 이하로 제어하면서 패스 당 5% 이상의 압하율로 30% 이상의 누적 압연을 실시하고, Ar3 온도와 재결정 정지온도 사이의 미재결정역에서 30~60%의 누적압연을 실시한 후에 20oC/sec 이하의 냉각속도로 기속냉각 또는 공냉하는 것을 특징으로 하는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법[관계식 1]Pcm = C + (Si+Cr)/30 + Mn/20 + Ni/60 + (Mo+V)/15 + 5B[관계식 2]SF = 2437C + 149Mn + 32Si + 29Cu + 25Mo + 4124Nb + 11(Cr+V+Ni)[관계식 3]RF50 = 6.8X10-18 X 변형율-3.76 X 변형율속도-0.39 X e45700/압연절대온도(RF50은 50%이상의 재결정을 위하여 대기하는 시간을 나타냄)[관계식 4]RF95 = 14.7X10-18 X 변형율-3.76 X 변형율속도-0.39 X e45700/압연절대온도(RF95는 95%이상의 재결정을 위하여 대기하는 시간을 나타냄)상기 (3)식과 (4)식에서 변형율과 변형율속도는 하기 식(5)와 (6)에 의해 구해짐).[관계식 5]변형율 = 1.1547 X ln (t0/t1)[관계식 6]변형율속도 = 2 X 압연속도 X 변형율 / {D X cosh[1- (t0 - t1)/D]}[상기 (5)와 (6) 식에서 t0와 t1은 각각 압연 과정의 입측과 출측에서의 강판 두께를 나타내고, D는 결정립 크기를 나타내고, cosh는 쌍곡선 코사인 함수(hyperbolic cosine)를 나타냄]
- 제1항에 있어서, 재결정역에서의 오스테나이트 결정립 미세화 압연 종료와 미재결정역 압연 개시 사이의 시간이 180초 이내가 되도록 냉각을 제어하는 것을 특징으로 하는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법
- 제1항 또는 제2항에 있어서, 강에 Ni : 3.0wt% 이하, Cu : 0.7wt% 이하, Cr : 0.5wt% 이하, Mo : 0.4wt% 이하, 및 V : 0.1wt% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 더 첨가되는 것을 특징으로 하는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법
- 제1항 또는 제2항에 있어서, 강에 Ca : 0.01wt% 이하 및 REM : 0.02wt% 이하중 1종 또는 2종이 추가로 더 첨가되는 것을 특징으로 하는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법
- 제3항에 있어서, 강에 Ca : 0.01wt% 이하 및 REM : 0.02wt% 이하중 1종 또는 2종이 추가로 더 첨가되는 것을 특징으로 하는 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020010084566A KR100544722B1 (ko) | 2001-12-24 | 2001-12-24 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020010084566A KR100544722B1 (ko) | 2001-12-24 | 2001-12-24 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20030054424A KR20030054424A (ko) | 2003-07-02 |
| KR100544722B1 true KR100544722B1 (ko) | 2006-01-24 |
Family
ID=32213056
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020010084566A KR100544722B1 (ko) | 2001-12-24 | 2001-12-24 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR100544722B1 (ko) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030055538A (ko) * | 2001-12-27 | 2003-07-04 | 주식회사 포스코 | 테이퍼 강판의 제조방법 |
| JP5833964B2 (ja) * | 2012-03-29 | 2015-12-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 曲げ加工性、衝撃特性および引張特性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| DK3666911T3 (da) | 2018-12-11 | 2021-11-15 | Ssab Technology Ab | Højstyrke-stålprodukt og fremgangsmåde til fremstilling af samme |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58100625A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS62214124A (ja) * | 1986-03-14 | 1987-09-19 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH03162518A (ja) * | 1989-11-20 | 1991-07-12 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH06264136A (ja) * | 1993-03-12 | 1994-09-20 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた建築用低降伏比厚肉耐火鋼の製造方法 |
| JPH08325632A (ja) * | 1995-05-31 | 1996-12-10 | Kawasaki Steel Corp | 高降伏点を有する中強度ｈ形鋼の製造方法 |
-
2001
- 2001-12-24 KR KR1020010084566A patent/KR100544722B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58100625A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS62214124A (ja) * | 1986-03-14 | 1987-09-19 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH03162518A (ja) * | 1989-11-20 | 1991-07-12 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH06264136A (ja) * | 1993-03-12 | 1994-09-20 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた建築用低降伏比厚肉耐火鋼の製造方法 |
| JPH08325632A (ja) * | 1995-05-31 | 1996-12-10 | Kawasaki Steel Corp | 高降伏点を有する中強度ｈ形鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20030054424A (ko) | 2003-07-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101131699B1 (ko) | 강도, 연성이 양호한 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR100799421B1 (ko) | 용접성이 우수한 490ＭＰａ급 저항복비 냉간성형강관 및 그제조방법 | |
| JP5476763B2 (ja) | 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
| US8758528B2 (en) | High-strength steel plate, method of producing the same, and high-strength steel pipe | |
| WO2010052928A1 (ja) | 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法 | |
| WO2010052926A1 (ja) | 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法 | |
| KR101977489B1 (ko) | 저온인성이 우수한 용접강관용 강재, 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법 | |
| JPH11140582A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6519024B2 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2006307324A (ja) | 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009242840A (ja) | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法 | |
| JP2017197787A (ja) | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP3546726B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP4096839B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP3812108B2 (ja) | 中心部特性に優れる高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP3817887B2 (ja) | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 | |
| JPH07278656A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0920922A (ja) | 高靱性低温用鋼板の製造方法 | |
| JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| KR100544722B1 (ko) | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 | |
| JP4161679B2 (ja) | 高強度高靭性低降伏比鋼管素材およびその製造方法 | |
| JP4824142B2 (ja) | 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼およびその製造方法 | |
| JP3374688B2 (ja) | 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 | |
| JPH1088231A (ja) | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP3274013B2 (ja) | 優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PA0109 | Patent application |
Patent event code: PA01091R01D Comment text: Patent Application Patent event date: 20011224 |
|
| PG1501 | Laying open of application | ||
| A201 | Request for examination | ||
| PA0201 | Request for examination |
Patent event code: PA02012R01D Patent event date: 20031215 Comment text: Request for Examination of Application Patent event code: PA02011R01I Patent event date: 20011224 Comment text: Patent Application |
|
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| PE0902 | Notice of grounds for rejection |
Comment text: Notification of reason for refusal Patent event date: 20050823 Patent event code: PE09021S01D |
|
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| PE0701 | Decision of registration |
Patent event code: PE07011S01D Comment text: Decision to Grant Registration Patent event date: 20051230 |
|
| GRNT | Written decision to grant | ||
| PR0701 | Registration of establishment |
Comment text: Registration of Establishment Patent event date: 20060112 Patent event code: PR07011E01D |
|
| PR1002 | Payment of registration fee |
Payment date: 20060113 End annual number: 3 Start annual number: 1 |
|
| PG1601 | Publication of registration | ||
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20090113 Start annual number: 4 End annual number: 4 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20100106 Start annual number: 5 End annual number: 5 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20110107 Start annual number: 6 End annual number: 6 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20120103 Start annual number: 7 End annual number: 7 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20130103 Year of fee payment: 8 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20130103 Start annual number: 8 End annual number: 8 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20140103 Year of fee payment: 9 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20140103 Start annual number: 9 End annual number: 9 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20150108 Year of fee payment: 10 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20150108 Start annual number: 10 End annual number: 10 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20160111 Year of fee payment: 11 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20160111 Start annual number: 11 End annual number: 11 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20170109 Year of fee payment: 12 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20170109 Start annual number: 12 End annual number: 12 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20180108 Year of fee payment: 13 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20180108 Start annual number: 13 End annual number: 13 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20190114 Start annual number: 14 End annual number: 14 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20200110 Year of fee payment: 15 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20200110 Start annual number: 15 End annual number: 15 |
|
| PR1001 | Payment of annual fee |
Payment date: 20210112 Start annual number: 16 End annual number: 16 |
|
| PC1801 | Expiration of term |