WO2022139190A1 - 열적 안정성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

열적 안정성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an ultra-high strength steel sheet with a high yield ratio excellent in thermal stability and a method for manufacturing the same.
  • Steel plates used for boom arms of heavy machinery, frames and reinforcements of commercial vehicles, and structural members of construction and mechanical parts may apply heat to some or all of the steel plates and parts for various purposes during the manufacturing process and use.
  • a commercial vehicle frame and reinforcement material often needs to be locally shaped for bonding with parts, and for this purpose, local heating and deformation are applied to the steel material.
  • the strength of the steel is changed due to this heating process and the durability is inferior. This is because, during the heating process, carbon in a solid solution is rearranged or clustering is formed at dislocations, grain boundaries, etc. to form carbides, thereby causing brittleness of steel.
  • the microstructure of martensite, bainite, retained austenite, etc. in the steel also changes, so that the strength of the steel changes rapidly, which also affects the formability and durability.
  • Patent Documents 1 and 2 Cr, Mo, Nb, V, etc. are added as alloy components, and a technique for securing high-temperature strength by tempering after hot rolling has been proposed, but this is a technique suitable for manufacturing a steel plate for construction only to
  • the strength can be increased to a certain level even when exposed to a high temperature of 600°C or higher for a long time. It can be secured, but there is a problem in that the manufacturing cost becomes excessive, such as having to be tempered.
  • thermal stability is excessive for use when exposed to an environment of 600° C. or less for a short time.
  • Patent Document 3 is a technique for securing strength in the heat-affected zone of welding by adding Ti, Nb, Cr, Mo, etc., and is suitable for suppressing softening in the welding adjacent part when welding structural members for automobiles.
  • the area adjacent to the molten welding material is heated to a high temperature of 600° C. or higher by the heat of welding, and in particular, there is a limitation in that it is heated to a temperature higher than the austenite region.
  • Patent Document 4 is a technology to secure high-temperature strength by adding Cr, Mo, Ti, Nb, V, etc., and similarly, it secured strength when exposed to high temperatures of 600° C. or more for a long time, but tensile strength when manufactured under a given component system and manufacturing conditions (TS) It is possible to secure only the strength of 530MPa class, so it is different from giga class ultra-high strength steel in usage and strength.
  • TS component system and manufacturing conditions
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-0358939 (Announcement on Oct. 16, 2002)
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 10-1290382 (published on July 22, 2013)
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 10-0962745 (published on June 3, 2010)
  • Patent Document 4 Korean Patent Publication No. 10-1246390 (published on March 21, 2013)
  • C 0.05 to 0.13%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.8 to 2.0%, Cr: 0.005 to 1.2%, Mo: 0.001 to 0.5%, P: 0.001 to 0.02%, S: 0.001 to 0.01%, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.001 to 0.01%, Ti: 0.01 to 0.05%, Nb: 0.001 to 0.03%, V: 0.001 to 0.2%, B: 0.0003 to 0.003 %, the balance Fe and unavoidable impurities;
  • the K value defined in the following Relation 1 is -1.05 or more
  • the G value defined in the following Relation 2 is 2 to 20,
  • Microstructure in terms of area%, contains 60 to 90% of martensite (including tempered martensite), 10 to 40% of bainite and 5% or less of ferrite,
  • a steel sheet having a yield ratio of 0.8 or more can be provided.
  • K -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb] 2
  • the steel sheet may have a tensile strength of 950 MPa or more.
  • the tensile strength after heat treatment at 400 to 600° C. may be 80% or more of the tensile strength before heat treatment.
  • C 0.05 to 0.13%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.8 to 2.0%, Cr: 0.005 to 1.2%, Mo: 0.001 to 0.5%, P: 0.001 ⁇ 0.02%, S: 0.001 ⁇ 0.01%, Al: 0.01 ⁇ 0.1%, N: 0.001 ⁇ 0.01%, Ti: 0.01 ⁇ 0.05%, Nb: 0.001 ⁇ 0.03%, V: 0.001 ⁇ 0.2%, B: 0.0003 ⁇ Reheating the steel slab containing 0.003%, the remainder Fe and unavoidable impurities, the K value defined in the following Relation 1 is -1.05 or more, and the G value defined in the following Relation 2 is 2 to 20;
  • K -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb] 2
  • the reheating temperature in the reheating step is 1150 ⁇ 1350 °C
  • the rolling end temperature in the hot rolling step may be 850 ⁇ 1150 °C.
  • the secondary cooling rate may be less than or equal to 60 °C.
  • the present inventors measured changes in the tensile strength at room temperature after heat treatment in a temperature range of 400 to 600° C. for steels having various components and microstructures. As a result, the change in tensile strength It was confirmed that the dependence on the slope of the dynamic strength value measured during the temperature increase of the steel.
  • the steel sheet according to an aspect of the present invention is, by weight%, C: 0.05 to 0.13%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.8 to 2.0%, Cr: 0.005 to 1.2%, Mo: 0.001 to 0.5%, P: 0.001 to 0.02%, S: 0.001 to 0.01%, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.001 to 0.01%, Ti: 0.01 to 0.05%, Nb: 0.001 to 0.03%, V: 0.001 to 0.2%, B: 0.0003 0.003%, the balance Fe and unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is the most economical and effective element for reinforcing steel.
  • the amount of carbon (C) is increased, the tensile strength is increased due to an increase in the martensite or bainite fraction. If the content of carbon (C) is less than 0.05%, it is difficult to sufficiently obtain the above-described effects, and if the content exceeds 0.13%, the strength of martensite due to excess carbon (C) increases, but heat treatment in the 400-600 °C section In this case, the solid solution strengthening effect of carbon (C) may be greatly reduced.
  • the content of carbon (C) may be 0.05 to 0.13%, a more preferable lower limit may be 0.07%, and a more preferable upper limit may be 0.11%.
  • Silicon (Si) is an element advantageous to deoxidize molten steel and has a solid solution strengthening effect, and to improve formability by delaying the formation of coarse carbides.
  • the content of silicon (Si) is less than 0.01%, it is difficult to obtain the above-described effect, whereas when the content exceeds 0.5%, red scale is formed on the surface of the steel plate during hot rolling, resulting in poor surface quality of the steel plate. Not only is it very bad, but there is a problem in that weldability is also deteriorated.
  • the content of silicon (Si) may be 0.01 to 0.5%, and a more preferable upper limit may be 0.3%.
  • Manganese (Mn), like Si, is an effective element for solid-solution strengthening of steel, and may facilitate the formation of martensite and bainite during cooling after heat treatment by increasing the hardenability of steel. If the content of manganese (Mn) is less than 0.8%, the above effect cannot be obtained due to the addition, and if the content exceeds 2.0%, it is advantageous to secure initial strength. After that, the difference in strength may be large. In addition, during the casting of the slab in the casting process, the segregation portion is largely developed at the center of the thickness to cause deviation, and the formation of MnS may be facilitated, resulting in poor ductility.
  • the content of manganese (Mn) may be 0.8 to 2.0%, a more preferable lower limit may be 1.0%, and a more preferable upper limit may be 1.8%.
  • Chromium (Cr) strengthens the steel as a solid solution, and when cooling, delays the ferrite transformation to help the formation of martensite and bainite. In addition, it contributes to the strength after heat treatment by precipitation of fine complex carbides such as Mo, Ti, Ni, etc. If the content of chromium (Cr) is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained due to the addition, and if the content exceeds 1.2%, segregation at the center of the thickness is largely developed similarly to Mn, and the microstructure in the thickness direction is non-uniform. It can also be disadvantageous in terms of alloy cost.
  • the content of chromium (Cr) may be 0.005-1.2%, and a more preferable lower limit may be 0.4%.
  • Molybdenum (Mo) increases the hardenability of steel to facilitate the formation of martensite and bainite.
  • Nb-Ti-Mo-based fine carbide is formed to alleviate the decrease in strength. If the content of molybdenum (Mo) is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained according to the addition, and if the content exceeds 0.5%, it may be economically disadvantageous.
  • the content of molybdenum (Mo) may be 0.001 to 0.5%, a more preferable lower limit may be 0.05%, and a more preferable upper limit may be 0.3%.
  • Phosphorus (P) has a solid solution strengthening effect, but may cause brittleness due to grain boundary segregation.
  • manufacturing cost is high, which is economically disadvantageous, and may be insufficient to obtain strength.
  • the content exceeds 0.02%, brittleness occurs due to grain boundary segregation, and it is easy to generate fine cracks during molding, and ductility and impact resistance properties can be greatly deteriorated.
  • the content of phosphorus (P) may be 0.001 to 0.02%.
  • Sulfur (S) is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.01%, it combines with Mn and the like to form non-metallic inclusions. Accordingly, during cutting and processing of steel, microcracks are easy to occur and the impact resistance is greatly reduced. There is this. On the other hand, in order to manufacture the content of sulfur (S) to less than 0.001%, it takes a lot of time during the steel making operation, and thus productivity may be reduced.
  • the content of sulfur (S) may be 0.001 to 0.01%.
  • Aluminum (Al) is mainly added for deoxidation, and when the content of aluminum (Al) is less than 0.01%, the effect of the addition is insufficient, and when the content exceeds 0.1%, AlN is formed by combining with N. Corner cracks are likely to occur in the slab, and defects may occur due to the formation of inclusions.
  • the content of aluminum (Al) may be 0.01 to 0.1%, a more preferable lower limit may be 0.02%, and a more preferable upper limit may be 0.05%.
  • Nitrogen (N) is a representative solid solution strengthening element together with C, and forms coarse precipitates with Ti and Al.
  • the solid solution strengthening effect of nitrogen (N) is superior to that of C, but there is a problem in that toughness is greatly reduced as the amount of nitrogen (N) in steel increases, and the upper limit thereof is limited to 0.01%.
  • the upper limit thereof is limited to 0.01%.
  • excessive time is required during the steelmaking operation, resulting in lower productivity.
  • the content of nitrogen (N) may be 0.001 to 0.01%.
  • Titanium (Ti) is a representative precipitation strengthening element along with Nb, Mo, and V, and contributes to a role of mitigating a decrease in strength due to carbide formation after heat treatment. However, since the temperature for forming precipitates is higher than that of other precipitating elements, the effect is inferior. In addition, coarse TiN is formed with a strong affinity for N. Such TiN has an effect of inhibiting grain growth in the heating process for hot rolling, and it is advantageous to utilize B added to improve hardenability because solid solution N is stabilized.
  • titanium (Ti) is less than 0.01%, it is difficult to obtain the above effect, and if the content exceeds 0.05%, there may be a problem in that the low-temperature region impact resistance is inferior due to the generation of coarse TiN and coarsening of precipitates during heat treatment. .
  • the content of titanium (Ti) may be 0.01 to 0.05%, and a more preferable upper limit may be 0.03%.
  • the C content in the steel is reduced by the formation of carbides, and the effect of reducing strength due to C is alleviated during heat treatment in the range of 400 ⁇ 600°C. If the content of niobium (Nb) is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained, and if the content exceeds 0.03%, recrystallization is excessively delayed due to precipitates formed during rolling, and the anisotropy of the steel may be poor.
  • the content of niobium (Nb) may be 0.001 to 0.03%, and a more preferable upper limit may be 0.02%.
  • V Vanadium (V): 0.001 to 0.2%
  • Vanadium (V) is a strong precipitation hardening element, and is an element in which active precipitation occurs in the reheating temperature range. When reheating, it is preferable to add 0.001% or more of vanadium (V) as an element that can compensate for the strength decrease due to martensite annealing by forming precipitates by forming precipitates. However, if the content exceeds 0.2%, economical aspects may be at a disadvantage in
  • the content of vanadium (V) may be 0.001 to 0.2%.
  • Boron (B) is advantageous in securing initial strength through bainite and martensite by delaying the ferrite transformation. When it exists in a solid solution state in steel, it has the effect of improving the brittleness of steel in a low temperature region by stabilizing grain boundaries, and since BN is formed together with solid solution N, the formation of coarse nitrides can be suppressed. If the content of boron (B) is less than 0.0003%, it is difficult to obtain the above effect, and if the content exceeds 0.003%, it contributes to the initial strength improvement, but does not significantly contribute to the strength improvement after heat treatment, so the strength drop after heat treatment may increase.
  • the content of boron (B) may be 0.0003 to 0.003%.
  • the steel sheet of the present invention may include the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in addition to the above-described composition. Since unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in a normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the art of steel manufacturing, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the steel sheet of the present invention may have a K value of -1.05 or more defined in Relation 1 below.
  • the thermal stability of the steel related to the K value in Equation 1 is based on the deformation resistance of the steel to an external force applied to the steel at a given temperature. For example, in a steel material, a high-temperature compression test or a high-temperature tensile test is performed. During the test, the temperature of the material is raised at a constant heating rate and an external force is applied at a constant deformation rate to measure the force per unit area on the material. As such, the slope value of the measured stress-temperature curve is called thermal stability, which can be said to be an intrinsic characteristic of steel.
  • the K value of Relation 1 is less than -1.05, thermal stability may be insufficient, and the change in strength before and after heat treatment at 100 to 600° C. may increase.
  • the change in yield strength before and after such heat treatment may exhibit a more stable tendency when Relation 2 is simultaneously satisfied. More preferably, it may be -1.03 or more.
  • K -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb] 2
  • the steel sheet of the present invention may have a G value of 2 to 20 defined in Relation 2 below.
  • Relational Expression 2 shows the structural formula for strength after heat treatment by the precipitates, and relates to the formation of fine intragranular precipitates generated during heat treatment.
  • Precipitates have the effect of compensating for the reduction in strengthening due to dislocation and solid solution carbon.
  • the G value is less than 2
  • the formation of precipitates in the steel sheet after heat treatment is insufficient, or the formation of coarse precipitates in the initial steel sheet increases. Reduced precipitate formation may result in insufficient thermal stability.
  • the value exceeds 20 the effect of further improving the thermal stability is reduced, and since a large amount of expensive alloying elements must be added, it may be economically disadvantageous. More preferably, it may be 3 or more, and more preferably, it may be 17 or less.
  • % indicating the fraction of microstructure is based on the area.
  • the microstructure of the steel sheet according to an aspect of the present invention may include 60 to 90% of martensite (including tempered martensite), 10 to 40% of bainite, and 5% or less of ferrite in terms of area%.
  • Martensite is a tissue that is unfavorable for securing thermal stability, but is a necessary tissue for securing initial strength. Strength can be secured by solid solution with C and lattice distortion, but during heat treatment, the effect disappears, so a very large change in strength may appear.
  • tempered martensite is included as a fraction of martensite.
  • the microstructure may contain ferrite in an amount of 5% or less, but if the content exceeds 5%, it is disadvantageous in securing initial strength.
  • the steel according to an aspect of the present invention may be manufactured by reheating, hot rolling, cooling and winding a steel slab satisfying the above alloy composition.
  • the steel slab satisfying the above alloy composition may be reheated in a temperature range of 1150 to 1350 °C.
  • the reheating temperature is less than 1150°C, the precipitate-forming elements such as Nb and Ti are not sufficiently re-dissolved, so during the heat treatment of the manufactured steel sheet, the formation of precipitates is reduced, coarse TiN remains, and the segregation generated during playing It can be difficult to resolve by diffusion.
  • the temperature exceeds 1350° C., strength decrease and tissue non-uniformity may occur due to abnormal grain growth of austenite grains.
  • the reheated steel slab may be hot rolled to a rolling end temperature of 850 to 1150 °C.
  • Nb carbide is formed by strain-induced precipitation, which may be disadvantageous in the formation of fine carbide during heat treatment.
  • the microstructure is optimized in order to secure the desired physical properties, and in order to obtain this, the cooling process can be performed by dividing it into two steps.
  • the strength of the manufactured steel sheet may be inferior due to the formation of ferrite.
  • the primary cooling end temperature exceeds 500°C, ferrite is formed and the initial strength of the steel sheet is lowered, whereas when the temperature is less than 300°C, it is difficult to form bainite in the steel sheet, which is advantageous for securing initial strength, but strength after heat treatment The drop could be large.
  • secondary cooling when cooling to a temperature range of 50 to 200°C, auto-tempering occurs and fine carbides are precipitated. This lowers the initial tensile strength, but increases the yield strength to have a high yield ratio, and has the effect of mitigating the strength drop during heat treatment.
  • the cooling end temperature is less than 50°C, auto-tempering does not occur and the strength decrease after heat treatment is large. and may affect the fine precipitation of Nb and Ti at high temperatures. More preferably, the secondary cooling rate may be 10 to 60° C./s.
  • the secondary cooling rate exceeds 70°C/s, auto-tempering does not occur, and the yield ratio is low and the initial tensile strength is high, so the strength drop after heat treatment may be large.
  • the cooling rate is less than 10 °C / s, there is a problem that the auto-tempering effect becomes excessive.
  • the steel of the present invention prepared as described above has a tensile strength of 950 MPa or more, a yield ratio of 0.8 or more, and the tensile strength after heat treatment at 400 to 600 ° C. is 80% or more of the tensile strength before heat treatment. It may have a stomach ratio and ultra-high strength characteristics.
  • Table 1 below shows the alloy components according to the steel type and the results of calculating Relations 1 and 2 through this.
  • steel sheets were manufactured under the conditions shown in Table 2.
  • Table 2 shows the rolling end temperature, the primary and secondary cooling termination temperatures, and the primary and secondary cooling rates.
  • the reheating temperature not shown in Table 2 was 1250° C., and the thickness of the steel after hot rolling was 3 mm for all steel types.
  • K -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb] 2
  • Table 3 below shows the microstructure and mechanical properties of the prepared steel sheet.
  • the fractions of ferrite, bainite, and martensite were measured and indicated, respectively, and the tensile strength and yield ratio (yield strength/tensile strength) of the manufactured steel were indicated.
  • the fraction of martensite was shown including the fraction of tempered martensite.
  • the tensile strength was measured after heat treatment of the manufactured steel sheet, and the ratio with the tensile strength before heat treatment was shown. Heat treatment was carried out so as to hold for 15 minutes after heating to 500 °C.
  • the tensile test was conducted by taking a JIS 5 standard test piece in a direction parallel to the rolling direction, and the microstructure was measured at 1/4 of the thickness of each steel type. did
  • Comparative Steels 1 and 2 had a C content outside the scope of the present invention, and Comparative Steel 1 did not meet the C content of the present invention, and thus the desired microstructure in the present invention was not secured, and thus the tensile strength was was lacking. Comparative Steel 2 was out of the range of Equation 1 due to the excessive C content, and thus did not satisfy the tensile strength ratio before and after heat treatment.
  • Comparative Steels 3 and 4 had Mn content outside the range of the present invention, Comparative Steel 3 exceeded the Mn content of the present invention, and Relation 1 was also not satisfied. Due to this, the microstructure could not be secured, and the yield ratio was also inferior. Comparative Steel 4 lacked the Mn content, so it was difficult to secure the microstructure proposed in the present invention, and as a result, the tensile strength was also insufficient.
  • Comparative steels 5 and 6 did not satisfy the cooling conditions during the primary cooling, Comparative Steel 5 exceeded the cooling termination temperature range, and Comparative Steel 6 lacked a cooling rate, so that the microstructure desired in the present invention was obtained. It was not satisfactory, and the strength was insufficient.
  • Comparative Steel 7 was a case where the secondary cooling rate was exceeded, and martensite was excessively formed, which caused the yield ratio to be insufficient, and the change in tensile strength before and after heat treatment was large, and the tensile strength ratio did not satisfy the scope of the present invention. .
  • Comparative Steel 8 did not satisfy Relational Equation 2, and the change in tensile strength before and after heat treatment was large, and thus did not satisfy the tensile strength ratio before and after heat treatment suggested in the present invention.
  • Comparative Steel 9 had an excessively low primary cooling termination temperature, resulting in excessive martensite formation, resulting in insufficient yield ratio, and excessive change in tensile strength before and after heat treatment.

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Abstract

본 발명은 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열적 안정성이 우수하여 비교적 저온에서의 열처리 후에도 고항복비 및 초고강도를 구비하는 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

열적 안정성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열적 안정성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
중장비 붐 암(Boom arm), 상용차의 프레임 및 보강재 그리고 건축 및 기계 부품의 구조부재에 사용되는 강판은 제조과정 및 사용 중 다양한 목적으로 강판 및 부품의 일부 또는 전체에 열을 가하는 경우가 있다. 일 예로, 상용차 프레임 및 보강재는 부품과의 결합 등을 위해 국부적인 형상의 조정이 필요한 경우가 많으며, 이를 위해 강재에 국부적인 가열 및 변형을 가하게 된다. 한편, 이러한 가열 과정으로 인해 강재의 강도가 변하여 내구성이 열위해지는 문제가 있다. 이는 가열 과정에서 고용상태의 탄소가 재배열되거나, 전위, 결정립계 등에서 클러스터링을 형성하여 탄화물을 형성하여 강의 취성을 유발하기 때문이다. 더하여, 강 중 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 등의 미세조직도 함께 변화하여 강의 강도가 급격히 변하며, 성형성 및 내구성에도 영향을 미치게 된다.
이와 같이, 가열 과정에서의 강의 조직 및 물성 변화는 초기 강의 성분과 미세조직에 따라 달라지게 되고, 가열온도, 유지시간 등의 열처리 조건에 크게 의존하게 되는데, 현재까지는 600℃ 이상의 고온에서의 강도의 저하를 억제하는 것에만 초점이 맞추어져 있다.
예컨대, 특허문헌 1 및 2에서는 합금성분으로 Cr, Mo, Nb, V 등을 첨가하고, 열간압연 후 템퍼링 등을 이용하여 고온강도를 확보하는 기술을 제안하였으나, 이는 건축용 후판 강재의 제조에 적합한 기술에 불과하다. 또한, 건축용 강재가 화재 등 불가피하게 가열되는 환경적 요소를 고려할 때, 강 중 Cr, Mo, Nb, V 등의 합금성분을 다량 첨가함에 따라 600℃ 이상의 고온환경에서 장시간 노출에도 강도를 일정 수준으로 확보할 수 있으나, 템퍼링을 해야 하는 등 제조비용이 과도해지는 문제가 있다. 특히, 600℃ 이하의 환경에서 단시간 노출되는 경우에 사용하기에는 열적 안정성이 과도한 단점이 있다.
특허문헌 3은 Ti, Nb, Cr, Mo 등을 첨가하여 용접 열영향부에서의 강도를 확보하는 기술로, 자동차용 구조부재의 용접 시, 용접 인접부에서의 연화를 억제하기에 적합하다. 아크 용접 시, 용접열에 의해 용융된 용접재료와 인접한 부위를 600℃ 이상의 고온으로 가열되며, 특히, 오스테나이트역 이상의 온도로 가열되는 경우도 있다는 한계가 있다.
특허문헌 4는 Cr, Mo, Ti, Nb, V 등을 첨가하여 고온강도를 확보하는 기술이나 마찬가지로 600℃ 이상의 고온에서 장시간 노출 시, 강도를 확보하였지만, 주어진 성분계와 제조조건으로 제조 시, 인장강도(TS) 530MPa급의 강도만 확보할 수 있어, 기가급 초고강도 강종과는 사용용도 및 강도에서 차이가 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-0358939호(2002.10.16 공고)
(특허문헌 2) 한국 등록특허공보 제10-1290382호(2013.07.22 공고)
(특허문헌 3) 한국 등록특허공보 제10-0962745호(2010.06.03 공고)
(특허문헌 4) 한국 등록특허공보 제10-1246390호(2013.03.21 공고)
본 발명의 일 측면에 따르면 열적 안정성이 우수하여 비교적 저온에서의 열처리 후에도 고항복비 및 초고강도를 구비하는 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.05∼0.13%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.001∼0.5%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.01∼0.1%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 K 값이 -1.05 이상이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 G 값이 2~20이며,
미세조직은 면적%로, 60~90%의 마르텐사이트(템퍼드 마르텐사이트 포함), 10~40%의 베이나이트 및 5% 이하의 페라이트를 포함하고,
항복비가 0.8 이상인 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
K = -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
G = ([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(여기서, [Nb], [Mo], [V] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
상기 강판은 인장강도가 950MPa 이상일 수 있다.
상기 강판은 400~600℃에서 열처리 후의 인장강도가 열처리 전 인장강도의 80% 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.05∼0.13%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.001∼0.5%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.01∼0.1%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 K 값이 -1.05 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 G 값이 2~20인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계; 및
상기 열간압연된 강판을 300~500℃의 온도범위까지 60℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하고, 50~200℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 냉각속도로 2차 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하는 강판의 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
K = -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
G = ([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(여기서, [Nb], [Mo], [V] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
상기 재가열 단계에서 재가열 온도는 1150~1350℃이고,
상기 열간압연 단계에서 압연종료온도는 850~1150℃일 수 있다.
상기 냉각 시, 2차 냉각속도는 60℃ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 열적 안정성이 우수하여 비교적 저온에서의 열처리 후에도 고항복비 및 초고강도를 구비하는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따르면 단시간에 비교적 저온에서의 열처리를 실시할 수 있어 용도의 확대 적용이 가능한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명자는 상술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여, 다양한 성분 및 미세조직을 가지는 강들에 대해, 400~600℃의 온도영역에서 열처리 후, 상온 인장강도의 변화를 측정한 결과, 인장강도의 변화가 강재의 승온 중 측정한 동적 강도 값의 기울기에 의존하는 것을 확인하였다.
그 결과로부터 본 발명자는 강의 주요 성분인 C, Mn, Si, Cr, Mo, Ti, Nb, V의 성분 함량을 최적화하는 관계식 1 및 2를 도출할 수 있었으며, 이와 함께 제조공정의 조건을 제어함으로써 우수한 열적 안정성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, C: 0.05∼0.13%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.001∼0.5%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.01∼0.1%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.05~0.13%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로, 첨가량이 증가하면 마르텐사이트 또는 베이나이트 분율의 증가로 인장강도가 증가하게 된다. 탄소(C)의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻기 어렵고, 그 함량이 0.13%를 초과하면 과잉 탄소(C)에 의한 마르텐사이트의 강도가 상승하나, 400~600℃ 구간의 가열처리 시, 탄소(C)의 고용강화 효과가 크게 감소할 수 있다.
따라서, 탄소(C)의 함량은 0.05~0.13%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 0.07%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.11%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~0.5%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 실리콘(Si)의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려운 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하면 열간압연 시, 강판 표면에 실리콘(Si)에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 용접성도 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.01~0.5%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.3%일 수 있다.
망간(Mn): 0.8~2.0%
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소로, 강의 경화능을 증가시켜 열처리 후 냉각 중 마르텐사이트와 베이나이트의 형성을 용이하게 할 수 있다. 망간(Mn)의 함량이 0.8% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 2.0%를 초과하면 초기강도 확보에는 유리하나, 400~600℃ 구간의 가열처리 시, 초기강도와 열처리 후 강도 차이가 커질 수 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조 시, 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 편차를 유발하며, MnS의 형성이 용이해져 연성이 열위해질 수 있다.
따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.8~2.0%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 1.0%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 1.8%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.005~1.2%
크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며, 냉각 시, 페라이트 변태를 지연시켜 마르텐사이트와 베이나이트의 형성을 돕는 역할을 한다. 또한, Mo, Ti, Ni 등과 미세한 복합탄화물 석출에 의해 열처리 후 강도에 기여한다. 크롬(Cr)의 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 1.2%를 초과하면 Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하며 합금 원가에서도 불리할 수 있다.
따라서, 크롬(Cr)의 함량은 0.005~1.2%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 0.4%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.001~0.5%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트와 베이나이트의 형성을 용이하게 한다. 또한, 가열처리 시, Nb-Ti-Mo계 미세탄화물을 형성시켜 강도 저하를 완화시킨다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.001% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 0.5%를 초과하면 경제적으로 불리할 수 있다.
따라서, 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.001~0.5%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 0.05%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.3%일 수 있다.
인(P): 0.001~0.02%
인(P)은 고용강화 효과가 있으나, 입계 편석에 의한 취성이 발생할 수 있다. 인(P)의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며, 강도를 얻기에도 불충분할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.02%를 초과하면 입계 편석에 의한 취성이 발생하며, 성형 시, 미세한 균열이 발생하기 쉽고 연성과 내충격특성을 크게 악화시킬 수 있다.
따라서, 인(P)의 함량은 0.001~0.02%일 수 있다.
황(S): 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공 시, 미세한 균열이 발생하기 쉽고 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 한편, 황(S)의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시, 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어질 수 있다.
따라서, 황(S)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가되며, 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만이면 상기 첨가 효과가 부족하고, 그 함량이 0.1%를 초과하면 N와 결합하여 AlN이 형성되어 연주주조 시, 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생할 수 있다.
따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 0.02%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.05%일 수 있다.
질소(N): 0.001~0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소(N)의 고용강화 효과는 C보다 우수하지만, 강 중에 질소(N)의 양이 증가될수록 인성이 크게 저하되는 문제점이 있어, 그 상한을 0.01%로 제한한다. 반면, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시, 과도한 시간이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다.
따라서, 질소(N)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.01~0.05%
티타늄(Ti)은 Nb, Mo, V와 함께 대표적인 석출강화 원소로, 열처리 후, 탄화물 형성에 의한 강도 하락을 완화시키는 역할에 기여한다. 그러나 타 석출원소에 비해 석출물 형성온도가 높기 때문에 그 효과는 떨어진다. 또한, N와의 강한 친화력으로 조대한 TiN을 형성한다. 이러한, TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립 성장을 억제하는 효과가 있으며, 고용 N이 안정화되어 경화능 향상을 위해 첨가하는 B를 활용하기에 유리하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01% 미만이면 상기 효과를 얻기 어려우며, 그 함량이 0.05%를 초과하면 조대한 TiN 발생 및 열처리 중 석출물의 조대화로 저온역 내충격성을 열위하게 하는 문제점이 있을 수 있다.
따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.05%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.03%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.001~0.03%
니오븀(Nb)은 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소로, 열간압연 중 탄화물을 형성하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도 및 충격인성 향상에 효과적이다. 탄화물 형성에 의해 강 중 C 함량은 줄어들게 되며 400~600℃ 구간의 가열처리 시, C에 의한 강도 저하 효과가 완화된다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없으며, 그 함량이 0.03%를 초과하면 압연 중 형성되는 석출물로 인해 재결정이 지나치게 지연되고 강의 이방성이 열위해질 수 있다.
따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.001~0.03%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.02%일 수 있다.
바나듐(V): 0.001~0.2%
바나듐(V)은 강력한 석출경화 원소로, 재가열 온도범위에서 활발한 석출이 일어나는 원소이다. 재가열 시, 석출물을 형성하여 마르텐사이트 풀림에 의한 강도 하락을 석출물 형성으로 보완할 수 있는 원소로 바나듐(V)의 함량이 0.001% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.2%를 초과하면 경제성 측면에서 불리할 수 있다.
따라서, 바나듐(V)의 함량은 0.001~0.2%일 수 있다.
보론(B): 0.0003~0.003%
보론(B)은 페라이트 변태를 지연시켜 베이나이트 및 마르텐사이트를 통한 초기 강도확보에 유리하다. 강 중 고용상태로 존재할 경우, 결정립계를 안정시켜 저온역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있으며, 고용 N과 함께 BN을 형성하므로 조대한 질화물 형성을 억제할 수 있다. 보론(B)의 함량이 0.0003% 미만이면 상기 효과를 얻기 어렵고, 그 함량이 0.003%를 초과하면 초기 강도향상에는 기여하나, 열처리 후 강도향상에 크게 기여하지 못해 열처리 후 강도 하락이 커질 수 있다.
따라서, 보론(B)의 함량은 0.0003~0.003%일 수 있다.
본 발명의 강판은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 K 값이 -1.05 이상일 수 있다.
관계식 1의 K 값과 관련된 강의 열적 안정성은 주어진 온도에서 강재에 가해진 외력에 대한 강재의 변형저항을 기반으로 한다. 일 예로, 강재에 있어서, 고온압축시험 또는 고온인장시험을 실시하며 시험 시, 소재를 일정한 가열속도로 승온시키는 동시에 일정한 변형속도로 외력을 가하여 소재에 단위면적당 작용한 힘을 측정한다. 이와 같이, 측정된 응력-온도 곡선의 기울기 값을 열적 안정성이라고 하며, 이는 강재의 고유한 특징이라고 할 수 있다.
본 발명에서는 고온압축시험법을 적용하여 측정하였으며, 이때 강재의 승온속도는 1℃/s로 600℃까지 가열하며 동시에 0.005/s의 변형속도로 30%의 변형량을 가하였다. 이 때 얻어진 응력-온도 곡선의 기울기 K를 다양한 강재에 대해 구하여 관계식 (1)을 도출할 수 있었다.
상기 관계식 1의 K 값이 -1.05 미만이면 열적 안정성이 부족하여 100~600℃에서 열처리 전후의 강도 변화가 증가할 수 있다. 특히, 이와 같은 열처리 전후의 항복강도 변화는 관계식 2를 동시에 만족한 경우 더욱 안정적인 경향을 나타낼 수 있다. 보다 바람직하게는 -1.03 이상일 수 있다.
[관계식 1]
K = -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
본 발명의 강판은 하기 관계식 2에서 정의되는 G 값이 2~20일 수 있다.
관계식 1 및 관계식 2를 동시에 만족할 경우 열처리 후 강도 하락을 완화하여 열적 안정성을 확보할 수 있다.
하기 관계식 2는 석출물에 의한 열처리 후 강도를 성분식을 나타낸 것으로, 열처리 시, 발생하는 미세 입내 석출물의 형성에 관한 것이다. 석출물은 전위 및 고용탄소에 의한 강화감소를 보완하는 효과를 가지나, G 값이 2 미만인 경우에는 열처리 후 강판의 석출물 형성이 부족하거나, 초기강판에서 조대 석출물 형성이 증가하여 열처리 시, 발생하는 미세 입내 석출물 형성이 감소하여 열적 안정성이 부족할 수 있다. 반면, 그 값이 20을 초과하는 경우에는 열적 안정성이 더 이상 개선되는 효과가 감소하며, 고가의 합금원소를 다량 첨가해야 하므로, 경제적으로 불리할 수 있다. 보다 바람직하게는 3 이상일 수 있으며, 보다 바람직하게는 17 이하일 수 있다.
[관계식 2]
G = ([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(여기서, [Nb], [Mo], [V] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판의 미세조직은 면적%로, 60~90%의 마르텐사이트(템퍼드 마르텐사이트 포함), 10~40%의 베이나이트 및 5% 이하의 페라이트를 포함할 수 있다.
마르텐사이트는 열적안정성 확보에는 불리한 조직이나 초기강도 확보를 위해 필요한 조직이다. C와 고용 및 격자 뒤틀림에 의해 강도를 확보할 수 있으나, 열처리 시, 상기 영향이 사라지게 되므로 매우 큰 강도 변화가 나타날 수 있다.
마르텐사이트 분율이 90%를 초과하면 열처리 후 강도변화가 크며, 열처리 후 강도를 만족하지 못하는 반면, 그 분율이 60% 미만일 경우 초기강도를 확보할 수 없다. 베이나이트는 마르텐사이트보다 초기강도 확보에는 불리하나 열처리 후 강도변화에는 유리한 조직이다. 본 발명에서는 마르텐사이트의 분율로 템퍼드 마르텐사이트를 함께 포함하여 나타내었다.
베이나이트 분율이 40%를 초과하면 초기강도를 확보할 수 없고, 그 분율이 10% 미만이면 열처리 후 강도변화가 커질 수 있다. 또한, 미세조직으로 페라이트를 5% 이하로 포함할 수 있으나, 그 함량이 5%를 초과하면 초기강도 확보에 불리하다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취하여 제조될 수 있다.
슬라브 재가열
상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.
재가열온도가 1150℃ 미만이면 Nb, Ti 등 석출물 형성 원소들이 충분히 재고용되지 않아, 제조된 강판의 열처리 시, 석출물의 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 연주시, 생성된 편석을 확산에 의해 해소하기 어려울 수 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도 저하 및 조직 불균일이 발생할 수 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 압연종료온도로 열간압연할 수 있다.
압연종료온도가 1150℃를 초과하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고, 최종 변태조직이 불균일해질 수 있다. 반면, 그 온도가 850℃ 미만이면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고, 성형성도 나빠질 우려가 있다. 특히, 변형유기석출에 의한 Nb 탄화물이 형성되어 열처리 시, 미세탄화물 형성에 불리해질 수 있다.
냉각 및 권취
상기 열간압연된 강판을 300~500℃의 온도범위까지 60℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하고, 50~200℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 냉각속도로 2차 냉각한 후 권취할 수 있다.
본원발명에서는 목적하는 물성을 확보하기 위하여 미세조직을 최적화하고 있으며, 이를 얻기 위하여 냉각공정을 2단계로 구분하여 행할 수 있다.
1차 냉각 시, 냉각속도가 60℃/s 미만이면 페라이트 형성으로 인해 제조된 강판의 강도가 열위해질 수 있다. 또한, 1차 냉각종료온도가 500℃를 초과하면 페라이트가 형성되어 강판의 초기강도가 낮아지는 반면, 그 온도가 300℃ 미만이면 강판의 베이나이트 형성이 어려워 초기강도 확보에는 유리하나, 열처리 후 강도하락이 커질 수 있다.
2차 냉각으로, 50~200℃의 온도범위로 냉각 시, 오토템퍼링이 발생하여 미세탄화물이 석출된다. 이는 초기 인장강도를 낮추지만 항복강도를 상승시켜 고항복비를 가지게 하며, 가열처리 시, 강도하락을 완화시키는 효과가 있다. 2차 냉각 시, 냉각종료온도가 50℃ 미만이면 오토템퍼링이 일어나지 않아, 가열처리 후 강도하락이 커지며, 그 온도가 200℃를 초과하면 오토템퍼링 효과가 과도해져 탄화물이 조대화되고 강의 취성이 증가할 수 있으며, 고온에서 Nb 및 Ti 미세석출에 영향을 줄 수 있다. 더욱 바람직하게는 2차 냉각속도가 10~60℃/s일 수 있다. 2차 냉각속도가 70℃/s를 초과하면 오토템퍼링이 발생하지 않아, 항복비가 낮고 초기 인장강도가 높아 가열처리 후 강도 하락이 커질 수 있다. 반면, 그 냉각속도가 10℃/s 미만이면, 오토템퍼링 효과가 과도해지는 문제가 있다.
상기와 같이 제조된 본 발명의 강은 인장강도가 950MPa 이상이고, 항복비가 0.8 이상이며, 400~600℃에서 열처리 후의 인장강도가 열처리 전 인장강도의 80% 이상으로, 열적 안정성이 우수하면서, 고항복비 및 초고강도 특성을 구비할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
하기 표 1에는 강종에 따른 합금성분 및 이를 통해 관계식 1 및 관계식 2를 계산한 결과를 나타내었다. 표 1의 각 강종에 대하여 표 2에 기재된 조건으로 강판을 제조하였다. 표 2에는 압연종료온도, 1차, 2차 냉각종료온도 및 1차, 2차 냉각속도를 나타내었다. 하기 표 2에 나타내지 않은 재가열 온도는 1250℃를 적용하였으며, 열연압연 후 강재의 두께는 강종 모두 동일하게 3mm로 제조하였다.
Figure PCTKR2021017014-appb-img-000001
[관계식 1]
K = -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
G = ([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(여기서, [Nb], [Mo], [V] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
Figure PCTKR2021017014-appb-img-000002
하기 표 3에는 제조된 강판의 미세조직 및 기계적 물성을 나타내었다. 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 분율을 각각 측정하여 나타내었고, 제조된 강의 인장강도, 항복비(항복강도/인장강도)를 나타내었다. 이때, 마르텐사이트의 분율은 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 포함하여 나타내었다. 또한, 제조된 강판을 열처리한 후 인장강도를 측정하고, 열처리 전 인장강도와의 비를 나타내었다. 열처리는 500℃로 가열한 후 15분 유지하도록 행하였다. 인장시험은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 평행한 방향으로 시편 채취하여 시험하였으며, 미세조직은 각 강종의 두께 1/4 지점에서 측정하였으며, SEM을 이용하여 x3000, x5000 배율에서 분석한 결과로부터 측정하였다.
Figure PCTKR2021017014-appb-img-000003
본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명강 1 내지 6은 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 성질을 모두 확보하였다.
반면, 비교강 1 및 2는 C 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 비교강 1은 본 발명의 C 함량에 미달되어, 본 발명에서 목적하는 미세조직을 확보하지 못하였으며, 이로 인해 인장강도가 부족하였다. 비교강 2는 C 함량이 초과하여 관계식 1의 범위를 벗어났으며, 이로 인해, 열처리 전후 인장강도 비를 만족하지 못하였다.
비교강 3 및 4는 Mn 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 비교강 3은 본 발명의 Mn 함량을 초과하였으며, 관계식 1 또한 만족하지 못하였다. 이로 인해, 미세조직을 확보하지 못하였으며, 항복비 또한 열위하였다. 비교강 4는 Mn 함량이 부족하여 본 발명에서 제안하는 미세조직의 확보가 어려웠으며 그 결과 인장강도 또한 부족하였다.
비교강 5 및 6은 1차 냉각 시, 냉각조건을 만족하지 못한 것으로, 비교강 5는 냉각종료온도의 범위를 초과하였으며, 비교강 6은 냉각속도가 부족하여, 본 발명에서 목적하는 미세조직을 만족하지 못하였으며, 강도가 부족하였다.
비교강 7은 2차 냉각속도를 초과한 경우로, 마르텐사이트가 과도하게 형성되었으며, 이로 인해 항복비가 미달되었으며, 열처리 전후 인장강도의 변화가 커, 인장강도 비가 본 발명의 범위를 만족하지 못하였다.
비교강 8은 관계식 2를 만족하지 못한 경우로, 열처리 전후 인장강도 변화가 커 본 발명에서 제안하는 열처리 전후 인장강도 비를 만족하지 못하였다.
비교강 9는 1차 냉각종료온도가 과도하게 낮아 마르텐사이트의 형성이 과도하였으며, 이로 인해 항복비가 미달되었으며, 열처리 전후 인장강도의 변화가 과도하였다.
비교강 10은 2차 냉각종료온도가 본 발명에서 제안하는 온도범위보다 낮아 오토템퍼링이 과도하였으며, 이로 인해 항복비가 부족하였으며, 열처리 전후 인장강도 비를 만족하지 못하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.05∼0.13%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.001∼0.5%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.01∼0.1%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에서 정의되는 K 값이 -1.05 이상이고,
    하기 관계식 2에서 정의되는 G 값이 2~20이며,
    미세조직은 면적%로, 60~90%의 마르텐사이트(템퍼드 마르텐사이트 포함), 10~40%의 베이나이트 및 5% 이하의 페라이트를 포함하고,
    항복비가 0.8 이상인 강판.
    [관계식 1]
    K = -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    G = ([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
    (여기서, [Nb], [Mo], [V] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 950MPa 이상인 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 400~600℃에서 열처리 후의 인장강도가 열처리 전 인장강도의 80% 이상인 강판.
  4. 중량%로, C: 0.05∼0.13%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.001∼0.5%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, Al: 0.01∼0.1%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 K 값이 -1.05 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 G 값이 2~20인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계; 및
    상기 열간압연된 강판을 300~500℃의 온도범위까지 60℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하고, 50~200℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 냉각속도로 2차 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하는 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    K = -0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    G = ([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
    (여기서, [Nb], [Mo], [V] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
  5. 제4항에 있어서,
    상기 재가열 단계에서 재가열 온도는 1150~1350℃이고,
    상기 열간압연 단계에서 압연종료온도는 850~1150℃인 강판의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 냉각 시, 2차 냉각속도는 60℃ 이하인 강판의 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4621092A4 (en) * 2022-11-18 2026-02-25 Posco Co Ltd HOT-ROLL-ROLL STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20250010953A (ko) * 2023-07-13 2025-01-21 주식회사 포스코 강판 및 그 제조방법
CN118639125B (zh) * 2024-06-14 2026-04-03 南京钢铁股份有限公司 一种超宽Q500qD桥梁板及其生产工艺

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100358939B1 (ko) 1995-12-26 2003-01-24 주식회사 포스코 고온강도특성이 우수한 인장강도58kgf/mm2급 건축용 강재의 제조방법
KR100962745B1 (ko) 2002-12-24 2010-06-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및그 제조 방법
KR101246390B1 (ko) 2011-02-24 2013-03-21 현대제철 주식회사 내화강 및 그 제조 방법
KR101290382B1 (ko) 2011-06-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 고강도 구조용 강재 및 그 제조 방법
JP2014218692A (ja) * 2013-05-07 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR20160089316A (ko) * 2016-07-18 2016-07-27 주식회사 포스코 소부경화능이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR101736620B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190075589A (ko) * 2017-12-21 2019-07-01 주식회사 포스코 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190076788A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103320717B (zh) * 2013-06-04 2015-07-22 南京钢铁股份有限公司 屈服强度960MPa级超高强度高钛钢板及其制造方法
KR101543838B1 (ko) * 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101889174B1 (ko) * 2016-12-13 2018-08-16 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법
US11408048B2 (en) 2017-05-24 2022-08-09 Tata Steel Uk Limited High-strength, hot rolled abrasive wear resistant steel strip
KR101977487B1 (ko) * 2017-11-01 2019-05-10 주식회사 포스코 용접성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법
KR102020435B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR102075216B1 (ko) * 2017-12-24 2020-02-07 주식회사 포스코 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100358939B1 (ko) 1995-12-26 2003-01-24 주식회사 포스코 고온강도특성이 우수한 인장강도58kgf/mm2급 건축용 강재의 제조방법
KR100962745B1 (ko) 2002-12-24 2010-06-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및그 제조 방법
KR101246390B1 (ko) 2011-02-24 2013-03-21 현대제철 주식회사 내화강 및 그 제조 방법
KR101290382B1 (ko) 2011-06-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 고강도 구조용 강재 및 그 제조 방법
JP2014218692A (ja) * 2013-05-07 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101736620B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20160089316A (ko) * 2016-07-18 2016-07-27 주식회사 포스코 소부경화능이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR20190075589A (ko) * 2017-12-21 2019-07-01 주식회사 포스코 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190076788A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4265782A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4621092A4 (en) * 2022-11-18 2026-02-25 Posco Co Ltd HOT-ROLL-ROLL STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS

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