WO2023033478A1 - 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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이정욱
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    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T30/00—Transportation of goods or passengers via railways, e.g. energy recovery or reducing air resistance

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a hot-rolled steel sheet having excellent properties such as yield strength, vibration damping ratio, weldability, and low-temperature toughness of a welded part suitable for a vacuum train tube, and a method for manufacturing the same.
  • a vacuum train also known as a hyper tube train, is a system in which a maglev train moves in a vacuum tube.
  • the vacuum train can operate at high speed because there is no friction with air or tracks, which is the main cause of energy loss during train operation. Since it has less energy loss and can save 93% of energy compared to aircraft, it is in the limelight as an eco-friendly next-generation transportation means, and active research is being conducted around the world.
  • Patent Document 1 Korean Patent Registration No. 10-2106353 (2020.05.04. Notice)
  • a hot-rolled steel sheet having properties suitable for use in vacuum train tubes due to excellent yield strength, vibration damping ratio, weldability, and low-temperature toughness of welded parts, and a method for manufacturing the same.
  • carbon (C) 0.03 to 0.11%
  • silicon (Si) 1.0 to 2.0%
  • manganese (Mn) 1.2 to 2.2%
  • the rest It may contain Fe and other unavoidable impurities, have a ferrite and pearlite composite structure as a microstructure, and satisfy the following relational expressions 1 to 3.
  • D means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si], and [Mn] are carbon (C) included in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet may be composed of 60 to 95 area% of ferrite, 5 to 40 area% of pearlite, and other unavoidable structures.
  • the total amount of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) unavoidably included in the hot-rolled steel sheet may be less than 0.01% (including 0%).
  • the average particle size (D) of the ferrite may be 10 to 20 ⁇ m.
  • the yield strength of the hot-rolled steel sheet is 350 MPa or more, the Charpy impact energy based on -20 ° C is 27 J or more, and the hot-rolled steel sheet is processed into a specimen having a length * width * thickness of 80 mm * 20 mm * 2 mm, and then bending vibration.
  • a vibration damping ratio measured for a frequency of 1650 Hz in a flexural vibration mode may be greater than or equal to 100*10 -6 .
  • the Charpy impact energy based on -20 ° C of the weld is 27J or more, and the fraction of the M-A phase included in the weld is 5 area% or less (including 0%) can
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet may be 10 mm or more.
  • [T 1 ], [T 2 ] and [T 3 ] mean slab heating temperature (T 1 , °C), finish rolling temperature (T 2 , °C) and coiling temperature (T 3 , °C), respectively.
  • [C] and [Nb] mean the contents (wt%) of carbon (C) and niobium (Nb) contained in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • the total amount of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) unavoidably included in the slab may be less than 0.01% (including 0%).
  • a hot-rolled steel sheet having excellent yield strength, vibration damping ratio, weldability, and low-temperature toughness of a welded part suitable for a vacuum train tube and a manufacturing method thereof can be provided.
  • FIG. 1 is a photomicrograph of a welded portion formed by welding a base material containing 1.5% by weight of silicon (Si) using a welding material that does not contain silicon (Si).
  • FIG. 2 is a photomicrograph of a welded portion formed by welding a base material containing 2.0% by weight of silicon (Si) using a welding material containing 0.3% by weight of silicon (Si).
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet for a vacuum train tube and a method for manufacturing the same.
  • preferred embodiments of the present invention will be described. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. These embodiments are provided to those skilled in the art to further elaborate the present invention.
  • a vacuum train is a train that runs inside a tube in a vacuum or sub-vacuum state, and is a next-generation transportation method currently in the early stage of development.
  • the vacuum train is a means of transportation that can effectively achieve high speed and high efficiency because it eliminates frictional resistance between wheels and tracks and minimizes air resistance.
  • the safety of the vacuum train is not sufficiently secured due to the nature of the vacuum train operating at high speed, there is a risk of a major accident.
  • a material for a tube for a vacuum train requires more stringent safety.
  • the inventors of the present invention have found that the following physical properties are important as a material for a vacuum tube to secure the safety of a vacuum train.
  • the first physical property required of materials for vacuum tubes is high strength. Since the vacuum train moves through the inside of the vacuum tube, the material for the vacuum tube is required to have sufficient strength as a structure. In addition, since the inside of the vacuum tube must be maintained in a vacuum or sub-vacuum state, it is required to have sufficient high-strength characteristics so that the shape of the tube is not deformed due to a pressure difference between the inside and outside.
  • the second property required of materials for vacuum tubes is vibration damping ability.
  • pods with a lifespan or dozens of people on board pass through the inside of the vacuum tube at intervals of several tens of seconds to several minutes.
  • vibrations are amplified in the vacuum tube and resonance may occur, and in serious cases, the tube may be damaged. Therefore, when a material having a vibration damping ratio of a certain level or higher is applied to the vacuum tube, vibration in the tube after the preceding pod passes through can be effectively reduced, and the safety of the vacuum train can be effectively contributed.
  • the third property required for materials for vacuum tubes is low-temperature toughness.
  • the vacuum train can also operate in polar regions or in deep waters. Since the steel material tends to be more easily damaged in a low-temperature or cryogenic environment, when the steel material is applied to a vacuum tube, it is required to have a certain level of low-temperature toughness in order to secure safety. In particular, since the tube for vacuum trains is manufactured in a tube form through welding, it is required to have excellent low-temperature toughness not only in the base material but also in the welded part.
  • the inventor of the present invention through in-depth research, recognized that it was possible to achieve both excellent yield strength, vibration damping ratio, weldability and low-temperature toughness of the welded part by strictly controlling the alloy composition content and microstructure of the steel sheet, and derived the present invention. .
  • carbon (C) 0.03 to 0.11%
  • silicon (Si) 1.0 to 2.0%
  • manganese (Mn) 1.2 to 2.2%
  • the rest It may contain Fe and other unavoidable impurities, have a ferrite and pearlite composite structure as a microstructure, and satisfy the following relational expressions 1 to 3.
  • D means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si], and [Mn] are carbon (C) included in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • composition of the steel included in the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described in more detail.
  • % representing the content of each element is based on weight unless otherwise indicated.
  • Carbon (C) is a component that greatly affects the strength of a steel sheet.
  • 0.03% or more of carbon (C) may be included in order to secure the strength required for the structure.
  • the content of carbon (C) is excessive, the toughness of the material is lowered, the weldability is lowered, and the yield ratio may be increased.
  • the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 0.11%.
  • silicon (Si) oxygenates to form slag in the steelmaking stage, it tends to be removed along with oxygen.
  • silicon (Si) is also a component that effectively contributes to improving the strength of the material. Accordingly, the present invention may include 1.0% or more of silicon (Si) for this effect.
  • the content of silicon (Si) is excessive, the surface scale may be hindered and the product surface quality may be deteriorated.
  • the formation of M-A phase (martensite-austenite complex) in the welded part may be promoted, and the low-temperature toughness of the welded part may be reduced. can be limited to the following.
  • Manganese (Mn) is a component that improves strength and hardenability of steel. Therefore, the present invention may include 1.2% or more of manganese (Mn) in order to secure such an effect. On the other hand, if the content of manganese (Mn) is excessive, material deviation may occur due to central segregation, and crack propagation resistance may be inferior. In addition, when the content of manganese (Mn) is excessive, the toughness of the steel may be lowered. In the present invention, the content of manganese (Mn) may be limited to 2.2% or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may include remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-mentioned components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be entirely excluded. Since these impurities can be known to anyone skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • additional addition of effective ingredients other than the above-mentioned ingredients is not entirely excluded.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention actively suppresses the addition of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V), and even if these components are unavoidably included, the total content can be limited to less than 0.01% (including 0%).
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are typical precipitation strengthening elements, and are components that effectively contribute to improving the strength of steel by generating fine carbonitrides.
  • titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) excessively refine the microstructure of the steel and adversely affect the vibration damping ability, the present invention seeks to actively suppress these components.
  • titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are expensive components, and are not preferable from the viewpoint of economic efficiency.
  • the present invention does not artificially add these components, and even when they are added inevitably, the total content of these components can be actively suppressed to less than 0.01%.
  • a preferred total content of these components may be 0.005% or less, and a more preferred total content of these components may be 0%.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention may have a composite structure composed of ferrite and pearlite as a microstructure.
  • the present invention can actively suppress the formation of low-temperature structures such as bainite and martensite.
  • Low-temperature structures such as bainite and martensite have high strength and low yield ratio, so they can exhibit excellent physical properties as structural materials.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes targeted by the present invention is as thick as 10 mm or more, even if a low-temperature structure is introduced, deviation in physical properties occurs in the thickness direction of the steel sheet. This is because the low-temperature structure is formed only on the surface of the steel sheet, and it is difficult to sufficiently form the low-temperature structure to the center of the steel sheet.
  • the microstructure of the steel sheet is composed of a composite structure composed of ferrite and pearlite in order to reduce the variation in physical properties, and even if the low-temperature structure such as bainite and martensite is inevitably formed, its fraction is 1 area% or less (0 %) can be actively suppressed.
  • the fraction of ferrite may be 60 to 95 area%
  • the fraction of pearlite may be 5 to 40% by area.
  • the average grain size of ferrite may be limited to a certain range. As the crystal grain size increases, it is advantageous to secure a vibration damping ratio, so the average particle size of ferrite can be limited to 10 ⁇ m or more in the present invention. On the other hand, if the crystal grain size is excessively large, since the strength and low-temperature toughness of the material are inferior, the average grain diameter of ferrite may be limited to 20 ⁇ m or less in the present invention.
  • the inventor of the present invention conducted in-depth research on methods for securing the stability of materials for vacuum train tubes, and as a result, the content of carbon (C), silicon (Si) and manganese (Mn) in the low-alloy steel sheet as in the present invention and Recognizing that it is possible to simultaneously secure yield strength, vibration damping ratio, and low-temperature toughness of a welded part when controlling the average grain size of ferrite within a certain range, the following relational expressions 1 to 3 were derived.
  • D means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si], and [Mn] are carbon (C) included in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes of the present invention satisfies all of the relational expressions 1 to 3, it is possible to simultaneously secure the desired yield resistance, vibration damping ratio, and low-temperature toughness of the welded part.
  • the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes of the present invention may have a yield strength of 350 MPa or more and a Charpy impact energy of -20°C or more of 27 J or more. Therefore, the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes of the present invention can secure strength and low-temperature toughness suitable for a structural material, effectively securing structural safety of tubes for vacuum trains.
  • the hot-rolled steel sheet for a vacuum train tube according to the present invention may have a vibration damping ratio of 100*10 -6 or more.
  • the vibration damping ratio means a vibration damping ratio measured for a frequency of 1650 Hz after striking in a flexural vibration mode for a specimen having a length * width * thickness of 80 * 20 * 2 mm. Since the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes of the present invention has a vibration damping ratio of 100*10 -6 or more, it is possible to effectively suppress vibration amplification in the vacuum tube and effectively prevent damage to the tube for vacuum trains caused by vibration. there is.
  • the Charpy impact energy based on -20 ° C of the welded portion may be 27J or more, and the fraction of the M-A phase included in the welded portion is 5 area% or less ( 0% included).
  • a preferable weld M-A phase fraction may be 3 area% or less, and a more preferable weld M-A phase fraction may be 1 area% or less.
  • the welding portion is a position 1 mm away from the fusion line, and can be interpreted as including both a weld metal portion and a heat-affected zone (HAZ).
  • the welding material used for welding in the present invention is not particularly limited, it is preferable to perform welding using a welding material that does not contain silicon (Si). This is because when welding is performed using a welding material containing silicon (Si), there is a possibility that a large amount of hard M-A is formed in the welded portion due to excessive hardenability.
  • 1 is a photomicrograph of a welded portion observed by welding a base material containing 1.5% by weight of silicon (Si) using a welding material that does not contain silicon (Si)
  • FIG. 2 is a micrograph of 0.3% by weight of silicon (Si ) It is a photomicrograph of a welded portion formed by welding a base material containing 2.0% by weight of silicon (Si) using a welding material containing.
  • a large amount of white regions (M-A phase) are observed at the grain boundary, whereas in FIG. 1, it can be seen that the M-A phase is not observed.
  • [T 1 ], [T 2 ] and [T 3 ] mean slab heating temperature (T 1 , °C), finish rolling temperature (T 2 , °C) and coiling temperature (T 3 , °C), respectively.
  • [C] and [Nb] mean the contents (wt%) of carbon (C) and niobium (Nb) contained in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • a steel slab having a predetermined alloy composition is prepared. Since the steel slab of the present invention has an alloy composition corresponding to the above-mentioned hot-rolled steel sheet, the description of the alloy composition of the steel slab is replaced with the description of the alloy composition of the above-described hot-rolled steel sheet.
  • the prepared steel slab may be heated at a heating temperature (T 1 ) of 1100 °C to 1300 °C.
  • T 1 a heating temperature of 1100 °C to 1300 °C.
  • the steel slab can be heated in a temperature range of 1100 ° C or higher.
  • a preferred heating temperature of the steel slab may be 1200 ° C. or more.
  • a more preferred steel slab heating temperature may be 1250°C or higher.
  • the steel slab heating temperature can be limited to 1300 ° C or less.
  • a hot-rolled steel sheet may be provided by hot-rolling the heated steel slab at a finish rolling temperature (T 2 ) of 900° C. to 1000° C.
  • the steel sheet produced by the hot rolling of the present invention may have a thickness of 10 ⁇ m or more.
  • FDT Finishing Delivery Temperature
  • the present invention is intended to control the final microstructure to a level of a certain size or higher, hot rolling can be performed at a finish rolling temperature of 900 ° C. or higher.
  • a preferred finish rolling temperature may be 950° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is excessively high, the final microstructure may be excessively coarse, and the upper limit of the finish rolling temperature may be limited to 1000° C.
  • the hot-rolled steel sheet provided by hot rolling may be wound at a coiling temperature (T 3 ) of 600° C. to 700° C. after undergoing water cooling. Since the present invention is intended to implement a composite structure of ferrite and pearlite as a final structure, winding can be performed in a temperature range of 600 ° C. or higher. Since the present invention is intended to implement a final microstructure of a certain size or more, it is more preferable to wind it in a temperature range of 650 ° C. or higher. However, if the coiling temperature is excessively high, a coarse microstructure may be formed or the surface quality may be inferior, so the upper limit of the coiling temperature may be limited to 700 ° C.
  • the inventor of the present invention conducted in-depth research on technical means for controlling the particle size of the final microstructure, and in order to control the particle size of the final microstructure in the component system of the present invention, the heating temperature (T 1 ) , Finish rolling temperature (T 2 ) during hot rolling and coiling temperature (T 3 ) during coiling of rolled steel sheet should be independently controlled to satisfy a certain range, as well as finish rolling temperature (T 2 ) and coiling temperature ( T 3 ) was confirmed to be controlled within a certain range in connection with each other, and the following relational expression 4 was derived.
  • [T 1 ], [T 2 ] and [T 3 ] mean slab heating temperature (T 1 , °C), finish rolling temperature (T 2 , °C) and coiling temperature (T 3 , °C), respectively.
  • [C] and [Nb] mean the contents (wt%) of carbon (C) and niobium (Nb) contained in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • a slab is heated at a heating temperature (T 1 ) of 1100 ° C to 1300 ° C, and a finish rolling temperature (T 2 ) of 900 ° C to 1000 ° C Hot rolling is performed at 600 ° C. to 700 ° C., and the hot-rolled steel sheet is wound at a coiling temperature (T 3 ) of 600 ° C to 700 ° C. Since it controls, it is possible to effectively implement the microstructure of the target hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above manufacturing method may satisfy the following relational expressions 1 to 3.
  • D means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si], and [Mn] are carbon (C) included in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above-described manufacturing method not only has a yield strength of 350 MPa or more and a Charpy impact energy of -20 ° C. of 27 J or more, but also prepares a specimen having a length * width * thickness of 80 * 20 * 2 mm and performs a bending vibration mode ( flexural vibration mode) can satisfy a level of vibration damping ratio of 100*10 -6 or more measured for a frequency of 1650Hz.
  • the Charpy impact energy based on -20 ° C of the welded portion may be 27J or more, and the fraction of the M-A phase included in the welded portion is 5 area% or less. (including 0%).
  • the welding part may mean a position 1 mm away from the fusion line.
  • Psalter No. steel grade process conditions Relation 4 slab heating temperature (T 1 , °C), finish rolling temperature (T 2 , °C) winding temperature (T 3 , °C)
  • T 1 , °C slab heating temperature
  • T 2 , °C finish rolling temperature
  • T 3 winding temperature
  • microstructure and mechanical properties of each specimen were analyzed and listed in Table 3, and the satisfaction of relational expressions 1 to 3 of each specimen was also listed in Table 3.
  • the microstructure was measured using an optical microscope with a magnification of 500 after etching each specimen with a Nital etching method.
  • the grain size of ferrite was measured according to ASTM E112. 3 is an optical microscope image used to observe the microstructure of specimen 1.
  • Mechanical properties were measured according to KS B 0802 and KS B 0810, and the measured yield strengths are listed in Table 3 together.
  • the vibration damping ratio was measured at room temperature using IMCE's RFDA LTV800. After striking in the flexural vibration mode, the vibration damping ratio in the 1650 Hz region corresponding to the 1 st mode of the vibration modes of the specimen was measured and analyzed, and the results are shown in Table 3 together.
  • first etching was performed using a solution of 5 g of EDTA and 0.5 g of NaF in 100 ml of distilled water, followed by 25 g of NaOH and 5 g of picric acid in 100 ml of distilled water. Second etching was performed, and the MA phase fraction was measured according to ASTM E 562.
  • the specimens satisfying the alloy composition, process conditions and relational expressions 1 to 4 of the present invention not only satisfy the yield strength of 350 MPa or more, the vibration damping ratio of 100*10 -6 or more, but also -20 While the Charpy impact energy based on °C satisfies 27J or more, it can be seen that specimens that do not satisfy any one or more of the conditions limited by the present invention cannot simultaneously secure the desired physical properties.
  • Figure 4 is a microstructure observation picture of EN-S355 taken using an optical microscope.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent yield strength, vibration damping ratio, and low-temperature toughness of a welded part and having physical properties suitable for a vacuum train tube and a manufacturing method thereof.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도, 진동 감쇠비, 용접성 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 항복강도, 진동 감쇠비, 용접성 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
진공 열차, 일명 하이퍼 튜브 열차(hyper tube train)는 진공의 튜브 안을 자기 부상 열차가 움직이는 시스템이다. 진공 열차는 열차 주행 시 주요 에너지 손실의 원인인 공기나 트렉과의 마찰이 없기 때문에 초고속 운행이 가능하다. 에너지 손실이 적어 항공기 대비 93%의 에너지 절감이 가능하기에 친환경 차세대 교통수단으로 각광받으며 전세계에서 활발한 연구가 진행되고 있다.
초고속 진공 열차에 이용되는 진공 튜브는 그 구조와 소재가 시스템의 성능이나 비용에 영향을 미친다. 현재 진공 열차의 튜브 소재로 연구되는 재료는 크게 세가지 정도이다. 하나는 콘크리트이다. 콘크리트 튜브는 비용적인 측면에서 유리하지만, 10m 내외의 개별 튜브를 서로 잇는 접합이 용이하지 않다. 또한, 콘크리트 내부의 기공으로 인하여 진공을 구현했을 때 외부의 기체가 튜브 내부로 침입하여 진공도가 쉽게 깨지는 단점이 있다. 연구가 많이 이루어지는 다른 소재 중 하나는 탄소 섬유 등과 같은 복합 물질 소재이다. 탄소 섬유 등과 같은 복합 물질 소재는 가볍고 고성능을 가지지만, 높은 비용이 가장 큰 단점으로 꼽힌다.
현재 진공 열차 튜브용 소재로 가장 유력한 소재는 철강이다. 철강은 낮은 비용으로 대량 생산이 가능한 소재이다. 철강은 높은 강성 및 강도를 가지고 있으며 가공이 쉬운 소재이다. 또한 튜브간에 또는 튜브에 부속품을 조립하거나 용접하기 쉬운 소재이며, 진공을 유지할 때 탈기체율도 적정한 소재이기도 하다. 다만, 초고속 진공 열차는 현행 고속열차에 비해 현저하게 빠른 속도로 운행되기 때문에 승객 및 주변 시설의 안전성이 최우선으로 고려되어야 한다. 현재 초고속 진공 열차의 안전 기준조차 정립되어 있지 않은 상황이며, 초고속 진공 열차의 안전 확보를 위한 튜브용 소재의 개발 역시 미비한 상황이다.
따라서, 진공 열차 튜브용으로 적합한 가공성 및 탈기체율을 가지면서도, 안전성의 확보가 가능한 진공 열차 튜브용 소재의 개발이 시급한 실정이다.
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-2106353호 (2020.05.04. 공고)
본 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도, 진동 감쇠비, 용접성 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
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 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.11%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.2~2.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 미세조직으로 가지며, 하기의 관계식 1 내지 관계식 3을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
355 ≤ 11 + 394*D(-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
[관계식 2]
100 ≤ 186 - 240*D(-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
[관계식 3]
27 ≤ 476 - 95.22*ln(D) - 220*[C] - 88*[Si]
상기 관계식 1 내지 관계식 3에서, D는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하며, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)를 의미한다.
상기 열연강판의 미세조직은, 60~95면적%의 페라이트, 5~40면적%의 펄라이트 및 기타 불가피한 조직으로 이루어질 수 있다.
상기 열연강판에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)일 수 있다.
상기 페라이트의 평균 입자 크기(D)는 10~20㎛일 수 있다.
상기 열연강판의 항복강도는 350MPa 이상이고, 상기 열연강판의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상이며, 상기 열연강판을 길이*폭*두께가 80mm*20mm*2mm인 시편으로 가공한 후 굽힘 진동 모드(flexural vibration mode)에서 1650Hz 주파수에 대해 측정한 진동 감쇠비가 100*10 -6 이상일 수 있다.
서브머지드 아크 용접으로 상기 열연강판을 용접하여 형성된 용접부에서, 상기 용접부의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상이고, 상기 용접부에 포함되는 M-A상의 분율은 5면적% 이하(0% 포함)일 수 있다.
상기 열연강판의 두께는 10mm 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.11%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.2~2.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100℃ 내지 1300℃의 가열 온도(T1)에서 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 900℃ 내지 1000℃의 마무리 압연온도(T2)로 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 및 상기 열연강판을 600℃ 내지 700℃의 권취온도(T3)에서 권취하는 단계를 포함하며, 상기 마무리 압연온도(T2) 및 권취온도(T3)는 하기의 관계식 4를 만족할 수 있다.
[관계식 4]
10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] -61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
상기 관계식 4에서 [T1], [T2] 및 [T3]는 각각 슬라브 가열온도(T1, ℃), 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하며, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)를 의미한다.
상기 슬라브에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)일 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 구현예 및 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도, 진동 감쇠비, 용접성 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 효과는 상술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 본 명세서에 기재된 사항으로부터 합리적으로 유추 가능한 사항을 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
도 1은 실리콘(Si)을 포함하지 않는 용접재료를 이용하여 1.5중량%의 실리콘(Si)을 포함하는 모재를 용접하여 형성된 용접부를 관찰한 현미경 사진이다.
도 2는 0.3중량%의 실리콘(Si)을 포함하는 용접재료를 이용하여 2.0중량%의 실리콘(Si)을 포함하는 모재를 용접하여 형성된 용접부를 관찰한 현미경 사진이다.
도 3은 시편 1의 미세조직 관찰에 이용된 광학현미경 사진이다.
도 4는 기존의 구조용 강재인 EN-S355의 광학현미경 사진이다.
본 발명은 진공열차 튜브용 열연강판과 그 제조방법에 관한 것으로, 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 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
진공 열차는 진공 또는 아(亞)진공 상태의 튜브 속을 달리는 열차로서, 현재 개발 초기 단계에 있는 차세대 운송 수단이다. 진공 열차는 차륜과 궤도간의 마찰저항을 제거하고, 공기의 저항을 최소화하므로, 고속화 및 고효율성을 효과적으로 달성할 수 있는 운송 수단이다. 다만, 초고속으로 운행하는 진공 열차의 특성상 진공 열차의 안전성이 충분히 확보되지 않는 경우, 대형 사고가 발생할 우려가 있다. 특히, 진공 튜브가 구조적으로 파손되거나 붕괴되는 경우뿐만 아니라, 튜브의 일부 형상에 변형이 발생한 경우에도 초대형 참사를 유발할 수 있는바, 진공 열차용 튜브용 소재는 더욱 엄격한 안전성이 요구된다. 본 발명의 발명자는 심도 있는 연구 결과, 진공 열차의 안전성을 확보하기 진공 튜브용 소재로서 다음의 물성이 주요하다는 것을 알 수 있었다.
진공 튜브용 소재에 요구되는 첫 번째 물성은 고강도 특성이다. 진공 열차는 진공 튜브의 내부를 통과하여 이동하므로, 진공 튜브용 소재는 구조체로서 충분한 강도를 가질 것이 요구된다. 또한, 진공 튜브는 내부가 진공 또는 아진공 상태로 유지되어야 하므로, 내부와 외부의 압력 차이에 의해 튜브의 형상의 변형되지 않도록 충분한 고강도 특성을 가질 것이 요구된다.
진공 튜브용 소재에 요구되는 두 번째 물성은 진동 감쇠능이다. 진공 열차는 수명 내지 수십명이 탑승한 파드(pod)가 수십 초 내지 수 분 간격으로 진공 튜브의 내부를 지나가게 된다. 선행 파드(pod)의 통과한 후 후행 파드(pod)의 통과 시 진공 튜브 내에서 진동이 증폭되어 공명이 발생할 수 있으며, 심각한 경우 튜브의 파손까지 유발할 수 있다. 따라서, 일정 수준 이상의 진동 감쇠비를 가지는 소재를 진공 튜브에 적용하는 경우, 선행 파드(pod)의 통과 후 튜브 내 진동을 효과적으로 감소시킬 수 있으며, 진공 열차의 안전성에 효과적으로 기여할 수 있다.
진공 튜브용 소재에 요구되는 세 번째 물성은 저온 인성이다. 진공 열차는 극지방 또는 심해에서도 운행될 수 있다. 철강 소재는 저온 또는 극저온 환경에서 보다 쉽게 파손되는 경향을 가지므로, 철강 소재를 진공 튜브에 적용하는 경우, 안전성 확보를 위해 일정 수준 이상의 저온 인성을 가질 것이 요구된다. 특히, 진공 열차용 튜브는 용접을 통해 튜브 형태로 제작되기 때문에 모재 뿐만 아니라 용접부에서도 우수한 저온 인성을 가질 것이 요구된다.
본 발명의 발명자는 심도 있는 연구를 통해, 강판의 합금조성 함량 및 미세조직을 엄격히 제어하여, 우수한 항복강도, 진동 감쇠비, 용접성 및 용접부 저온 인성을 양립시킬 수 있음을 인지하고 본 발명을 도출하게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.11%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.2~2.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 미세조직으로 가지며, 하기의 관계식 1 내지 관계식 3을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
355 ≤ 11 + 394*D(-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
[관계식 2]
100 ≤ 186 - 240*D(-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
[관계식 3]
27 ≤ 476 - 95.22*ln(D) - 220*[C] - 88*[Si]
상기 관계식 1 내지 관계식 3에서, D는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하며, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)를 의미한다.
이하, 본 발명의 열연강판에 포함되는 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.03~0.11%
탄소(C)는 강판의 강도에 매우 큰 영향을 미치는 성분이다. 본 발명은 구조체가 요구하는 강도를 확보하기 위하여 0.03% 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다. 반면, 탄소(C)의 함량이 과다한 경우, 소재의 인성이 저하되고, 용접성이 떨어지며, 항복비가 상승할 수 있다. 또한, 탄소(C)의 함량이 과다한 경우, 결정립의 조대화에 어려움이 따르므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.11%로 제한할 수 있다.
실리콘(Si): 1.0~2.0%
실리콘(Si)은 제강 단계에서 산소화 결합하여 슬래그를 형성하므로, 산소와 함께 제거되는 경향이 있다. 또한, 실리콘(Si)은 소재의 강도 향상에도 효과적으로 기여하는 성분이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 1.0% 이상의 실리콘(Si)을 포함할 수 있다. 반면, 실리콘(Si)의 함량이 과다한 경우, 표면 스케일의 탈락을 방해하여 제품 표면 품질을 저하시킬 수 있다. 또한, 실리콘(Si)의 함량이 과도한 경우 용접부에 M-A상(마르텐사이트-오스테나이트 복합체)의 형성을 조장하여 용접부의 저온 인성이 저하될 수 있으므로, 본 발명은 실리콘(Si)의 함량을 2.0% 이하로 제한할 수 있다.
망간(Mn): 1.2~2.2%
망간(Mn)은 강의 강도 및 경화능을 향상시키는 성분이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위해 1.2% 이상의 망간(Mn)을 포함할 수 있다. 반면, 망간(Mn)의 함량이 과도한 경우, 중심부 편석에 의해 재질 편차가 발생하고, 크랙(crack) 전파 저항성이 열위해질 수 있다. 또한, 망간(Mn)의 함량이 과도한 경우 강의 인성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 망간(Mn)의 함량을 2.2% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 열연강판은 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 열연강판은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 첨가를 적극 억제하며, 이들 성분이 불가피하게 포함되더라도 그 합계 함량을 0.01% 미만(0% 포함)으로 제한할 수 있다. 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 대표적인 석출 강화 원소로, 미세 탄질화물을 생성하여 강의 강도 향상에 효과적으로 기여하는 성분이다. 다만, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 강의 미세조직을 과도하게 미세화하여 진동 감쇠능 확보에 불리하게 작용하므로, 본 발명은 이들 성분을 적극 억제하고자 한다. 또한, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 고가의 성분으로, 경제성 측면에서도 바람직하지 않다. 본 발명은 이들 성분을 인위적으로 첨가하지 않으며, 불가피하게 첨가되는 경우라 하더라도 이들 성분의 합계 함량을 0.01% 미만으로 적극 억제할 수 있다. 바람직한 이들 성분의 합계 함량은 0.005% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 이들 성분의 합계 함량을 0%일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트로 이루어진 복합조직을 가질 수 있다. 본 발명은 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 저온조직의 생성을 적극 억제할 수 있다. 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 저온조직은 높은 강도를 가지고 항복비가 낮아 구조용 재료로서 우수한 물성을 발휘할 수 있다. 다만, 본 발명이 목표로 하는 진공열차 튜브용 열연강판은 두께가 10mm 이상의 수준으로 두껍기 때문에, 저온 조직을 도입하더라도 강판의 두께방향으로 물성 편차가 발생하게 된다. 강판의 표면에서만 저온 조직이 형성되고, 강판의 중심부까지 충분히 저온 조직이 생성되기는 어렵기 때문이다.
따라서, 본 발명은 물성 편차를 저감하기 위해 강판의 미세조직을 페라이트 및 펄라이트로 이루어진 복합조직으로 구성하며, 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 저온조직은 불가피하게 형성되더라도 그 분율을 1면적% 이하(0% 포함)로 적극 억제할 수 있다. 물성 확보 측면에서, 페라이트의 분율은 60~95면적%일 수 있으며, 펄라이트의 분율은 5~40면적%일 수 있다.
목적하는 항복강도, 진동 감쇠비 및 저온 인성을 동시에 확보하기 위해, 본 발명은 페라이트의 평균 입도를 일정 범위로 제한할 수 있다. 결정립 크기가 커질수록 진동 감쇠비 확보에 유리하므로, 본 발명은 페라이트의 평균 입도를 10㎛ 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 결정립의 크기가 과도하게 커지는 경우, 소재의 강도 및 저온 인성이 열위해지므로, 본 발명은 페라이트의 평균 입경을 20㎛ 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 발명자는 진공열차 튜브용 소재의 안정성 확보 방안에 대해 심도 있는 연구를 수행한 결과, 본 발명과 같은 저합금계 강판에서 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 함량과 페라이트의 평균 입경을 일정 범위로 제어하는 경우 항복강도, 진동 감쇠비 및 용접부 저온 인성의 동시 확보가 가능하다는 점을 인지하고 아래의 관계식 1 내지 관계식 3을 도출하게 되었다.
[관계식 1]
355 ≤ 11 + 394*D(-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
[관계식 2]
100 ≤ 186 - 240*D(-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
[관계식 3]
27 ≤ 476 - 95.22*ln(D) - 220*[C] - 88*[Si]
상기 관계식 1 내지 관계식 3에서, D는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하며, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)를 의미한다.
본 발명의 진공열차 튜브용 열연강판은 관계식 1 내지 3을 모두 만족하므로, 목적하는 항복항도, 진동 감쇠비 및 용접부 저온 인성을 동시에 확보할 수 있다.
본 발명의 진공열차 튜브용 열연강판은 350MPa 이상의 항복강도 및 27J 이상의 -20℃ 샤르피 충격 에너지를 가질 수 있다. 따라서, 본 발명의 진공열차 튜브용 열연강판은 구조재로서 적합한 강도 및 저온인성을 확보하여, 진공열차용 튜브의 구조적 안전성을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 진공열차 튜브용 열연강판은 100*10 -6 이상의 진동 감쇠비를 가질 수 있다. 여기서, 진동 감쇠비는 길이*폭*두께가 80*20*2mm인 시편에 대해 굽힘 진동 모드(flexural vibration mode)에서 타격한 후 1650Hz 주파수에 대해 측정한 진동 감쇠비를 의미한다. 본 발명의 진공열차 튜브용 열연강판은 100*10 -6 이상의 진동 감쇠비를 가지므로, 진공 튜브 내에서의 진동 증폭을 효과적으로 억제할 수 있으며, 진동에 의한 진공열차용 튜브의 파손을 효과적으로 방지할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판을 서브머지드 아크 용접을 이용하여 용접하였을 때, 용접부의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상일 수 있으며, 용접부에 포함되는 M-A상의 분율은 5면적% 이하(0% 포함)일 수 있다. 바람직한 용접부 M-A상 분율은 3면적% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 용접부 M-A상 분율은 1면적% 이하일 수 있다. 여기서, 용접부는 용융선(fusion line)으로부터 1mm 떨어진 위치로서, 용융금속(weld metal)부와 용접열영향부(heat-affected zone, HAZ)를 모두 포함하는 의미로 해석될 수 있다.
본 발명에서 용접에 이용되는 용접재료가 특별히 제한되는 것은 아니지만, 가급적 실리콘(Si)을 포함하지 않는 용접재료를 이용하여 용접을 실시하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)을 포함하는 용접재료를 이용하여 용접을 실시하는 경우, 과도한 경화능에 의해 용접부에 경질의 M-A사이 다량 형성될 가능성이 존재하기 때문이다. 도 1은 실리콘(Si)을 포함하지 않는 용접재료를 이용하여 1.5중량%의 실리콘(Si)을 포함하는 모재를 용접하여 형성된 용접부를 관찰한 현미경 사진이며, 도 2는 0.3중량%의 실리콘(Si)을 포함하는 용접재료를 이용하여 2.0중량%의 실리콘(Si)을 포함하는 모재를 용접하여 형성된 용접부를 관찰한 현미경 사진이다. 도 2에서는 결정립계에 다량의 하얀색 영역(M-A상)이 관찰되는 반면, 도 1에서는 M-A상이 관찰되지 않는 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도, 진동 감쇠비 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.11%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.2~2.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100℃ 내지 1300℃의 가열 온도(T1)에서 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 900℃ 내지 1000℃의 마무리 압연온도(T2)로 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 및 상기 열연강판을 600℃ 내지 700℃의 권취온도(T3)에서 권취하는 단계를 포함하며, 상기 마무리 압연온도(T2) 및 권취온도(T3)는 하기의 관계식 4를 만족할 수 있다.
[관계식 4]
10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] -61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
상기 관계식 4에서 [T1], [T2] 및 [T3]는 각각 슬라브 가열온도(T1, ℃), 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하며, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)를 의미한다.
강 슬라브의 준비 및 가열
소정의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한다. 본 발명의 강 슬라브는 전술한 열연강판과 대응하는 합금조성을 구비하므로, 강 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 열연강판의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
준비된 강 슬라브를 1100℃ 내지 1300℃의 가열 온도(T1)에서 가열할 수 있다. 열간압연 시 압연 부하를 고려하여 강 슬라브는 1100℃ 이상의 온도범위에서 가열될 수 있다. 특히, 본 발명은 일정 크기 이상의 미세조직을 도입하고자 하므로, 바람직한 강 슬라브의 가열 온도는 1200℃ 이상일 수 있다. 보다 바람직한 강 슬라브 가열 온도는 1250℃ 이상일 수 있다. 반면, 강 슬라브 가열 온도가 과도하게 높은 경우, 스케일 생성에 의한 표면품질 저하가 우려되므로, 본 발명은 강 슬라브 가열 온도를 1300℃ 이하로 제한할 수 있다.
열간압연
가열된 강 슬라브를 900℃ 내지 1000℃의 마무리 압연온도(T2)로 열간압연하여 열연강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 열간압연에 의해 제공되는 강판은 10㎛ 이상의 두께를 가질 수 있다.
열간압연시 소재가 압연되면서 결정립은 변형되지만 곧 재결정된다. 이와 같은 과정을 거치면서 조대하고 불균일했던 조직은 미세화되고 균질화된다. 열간압연시 중요한 공정 면수는 압연을 마쳤을 때의 온도인 마무리 압연온도(Finishing Delivery Temperature, FDT)이다. 마무리 압연온도에 따라 최종 미세조직의 입도 등이 제어될 수 있기 때문이다. 본 발명은 최종 미세조직을 일정 크기 이상의 수준으로 제어하고자 하므로, 900℃ 이상의 마무리 압연온도로 열간압연을 실시할 수 있다. 바람직한 마무리 압연온도는 950℃ 이상일 수 있다. 반면, 마무리 압연온도가 과도하게 높은 경우, 최종 미세조직이 과도하게 조대하게 구현될 수 있는바, 본 발명은 마무리 압연온도의 상한을 1000℃로 제한할 수 있다.
권취
열간압연에 의해 제공된 열연강판은 수냉을 거친 후 600℃ 내지 700℃의 권취온도(T3)에서 권취될 수 있다. 본 발명은 최종 조직으로 페라이트 및 펄라이트의 복합조직을 구현하고자 하므로, 600℃ 이상의 온도범위에서 권취를 실시할 수 있다. 본 발명은 일정 크기 이상의 최종 미세조직을 구현하고자 하므로, 650℃ 이상의 온도범위에서 권취하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 권취온도가 과도하게 높은 경우 조대 미세조직이 형성되거나, 표면 품질이 열위해질 수 있는바, 본 발명은 권취 온도의 상한을 700℃로 제한할 수 있다.
본 발명의 발명자는 최종 미세조직의 입도를 제어하기 위한 기술적 수단과 관련하여 심도 있는 연구를 실시하였으며, 본 발명의 성분계에서 최종 미세조직의 입도 제어를 위해서는 강 슬라브 가열시의 가열온도(T1), 열간압연시의 마무리 압연온도(T2) 및 권열연강판 권취시의 권취온도(T3)가 독립적으로 일정 범위를 만족하도록 제어해야 할 뿐만 아니라, 마무리 압연온도(T2) 및 권취온도(T3)를 서로 연계하여 일정한 범위 내에서 제어해야 함을 확인하고 아래의 관계식 4를 도출하게 되었다.
[관계식 4]
10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] -61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
상기 관계식 4에서 [T1], [T2] 및 [T3]는 각각 슬라브 가열온도(T1, ℃), 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하며, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)를 의미한다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법은 1100℃ 내지 1300℃의 가열 온도(T1)에서 슬라브를 가열하고, 900℃ 내지 1000℃의 마무리 압연온도(T2)에서 열간압연을 실시하고, 600℃ 내지 700℃의 권취온도(T3)에서 열연강판을 권취할 뿐만 아니라, 마무리 압연온도(T2) 및 권취온도(T3)가 관계식 4를 만족하도록 공정조건을 제어하므로, 목표하는 열연강판의 미세조직을 효과적으로 구현할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 열연강판은 하기의 관계식 1 내지 3을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
355 ≤ 11 + 394*D(-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
[관계식 2]
100 ≤ 186 - 240*D(-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
[관계식 3]
27 ≤ 476 - 95.22*ln(D) - 220*[C] - 88*[Si]
상기 관계식 1 내지 관계식 3에서, D는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하며, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)를 의미한다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 열연강판은, 350MPa 이상의 항복강도 및 27J 이상의 -20℃ 샤르피 충격 에너지를 가질 뿐만 아니라, 길이*폭*두께가 80*20*2mm인 시편을 준비하여 굽힘 진동 모드(flexural vibration mode)에서 1650Hz 주파수에 대해 측정한 진동 감쇠비 100*10 -6 이상의 수준을 만족할 수 있다.
또한, 전술한 제조방법에 의해 제조된 열연강판을 서브머지드 아크 용접으로 용접하였을 때, 용접부의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상일 수 있으며, 용접부에 포함되는 M-A상의 분율은 5면적% 이하(0% 포함)일 수 있다. 여기서, 용접부는 용융선(fusion line)으로부터 1mm 떨어진 위치를 의미할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도, 진동 감쇠비 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판의 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 구체적인 실시예를 통하여 본 발명의 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다. 아래의 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정될 수 있다.
(실시예)
아래의 표 1의 합금조성으로 구비되는 두께 250mm의 강 슬라브를 준비한 후 표 2의 공정조건을 적용하여 두께 15mm의 열연강판을 제조하였다. 아래의 표 1에 기재되지 않은 합금 성분은 불순물 및 잔부 Fe를 의미하며, “-“ 표시는 오차범위 내에서 0wt%에 근접한 경우를 의미한다.
강종 합금조성(wt%)
C Si Mn Ti Nb V
A 0.07 1.6 1.7 - - -
B 0.07 2.1 1.5 - - -
C 0.07 0.8 1.7 - - -
D 0.07 1 1.7 - 0.045 -
E 0.2 1 1.2 - - -
F 0.07 1.6 0.8 - - -
시편
No.		 강종 공정조건 관계식 4
슬라브
가열온도
(T1, ℃),		 마무리
압연온도
(T2, ℃)		 권취온도
(T3, ℃)
1 A 1250 950 700 15
2 A 1250 880 600 5
3 A 1300 1000 750 22
4 B 1250 950 700 15
5 C 1250 950 700 15
6 D 1250 950 700 7
7 E 1250 950 700 7
8 F 1250 950 700 15
각 시편의 미세조직 및 기계적 물성을 분석하여 표 3에 기재하였으며, 각 시편의 관계식 1 내지 관계식 3의 만족 여부를 표 3에 함께 기재하였다. 미세조직은 나이탈(Nital) 에칭법으로 각 시편을 에칭한 후 500배율의 광학 현미경을 이용하여 측정하였다. 페라이트의 결정립 크기는 ASTM E112에 따라 측정하였다. 도 3은 시편 1의 미세조직 관찰에 이용된 광학현미경 사진이다. KS B 0802 및 KS B 0810에 따라 기계적 물성을 측정하였으며, 측정된 항복강도를 표 3에 함께 기재하였다.
진동 감쇠비는 길이*폭*두께가 80*20*2mm인 시편을 준비한 후 IMCE의 RFDA LTV800을 사용하여 상온에서 측정하였다. 굽힘 진동 모드(flexural vibration mode)에서 타격한 후 해당 시편의 진동 모드 중 1st 모드에 해당하는 1650 Hz 영역의 진동 감쇠비를 측정하여 분석하였으며, 그 결과를 표 3에 함께 기재하였다.
C: 0.052중량%, Mn: 1.53중량%, Ni: 1.3중량%. Mo: 0.135중량%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용접재료를 이용하여 각각의 시편에 대한 서브머지드 아크용접을 실시하였다. 서브머지드 아크 용접시 내측(inside)에는 20kJ/cm2의 입열량을 적용하였으며 외측(outside)에는 22kJ/cm2의 입열량을 적용하였다. KS B 0810에 따라 용접부의 -20℃ 샤르피 충격인성을 측정하였으며, 그 결과를 표 3에 기재하였다. 용융선(fusion line)으로부터 1mm 떨어진 영역에 대해, EDTA 5g, NaF 0.5g을 증류수 100ml에 녹인 용액을 이용하여 1차 에칭한 후, NaOH 25g, picric acid 5g을 증류수 100ml에 녹인 용액을 이용하여 2차 에칭하였으며, ASTM E 562에 따라 M-A상 분율을 측정하였다.
시편
No.		 강종 미세
조직		 페라이트
평균
입경
(D, ㎛)		 관계식
1		 관계식
2		 관계식
3		 진동
감쇠비
(*10-6)		 항복강도
(MPa)		 용접부
샤르피
에너지
(J,
@-20℃)		 용접부
M-A상
분율
(면적%)
1 A F+P 15 412 118 62 110 400 55 1
2 A F+P 5 486 72 167 56 510 102 1
3 A F+P 22 394 129 25 110 380 18 1
4 B F+P 15 445 108 18 113 460 20 11
5 C F+P 15 337 128 132 130 340 103 0
6 D F+P 7 403 97 187 88 404 123 0
7 E F+P 7 426 74 159 65 415 121 0
8 F F+P 15 350 105 62 101 336 44 1
표 1 내지 표 3에 기재된 바와 같이, 본 발명의 합금조성, 공정조건 및 관계식 1 내지 4를 만족하는 시편은 350MPa 이상의 항복강도, 100*10 -6 이상의 진동 감쇠비를 만족할 뿐만 아니라, 용접부의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지가 27J 이상을 만족하는 반면, 본 발명이 제한하는 조건 중 어느 하나 이상을 만족하지 않는 시편들은 목적하는 물성을 동시에 확보하지 못하는 것을 알 수 있다.
또한, 종래재와의 비교를 위해, 기존의 구조용 강재인 EN-S355에 대해 동일한 조건에서 시험을 진행하였으며, EN-S355의 경우 동일한 조건에서 측정된 진동 감쇠비가 60*10 -6의 수준에 불과한 것을 확인할 수 있었다. 도 4는 광학현미경을 이용하여 촬영한 EN-S355의 미세조직 관찰 사진이다.
따라서, 본 발명의 일 측며에 따르면, 항복강도, 진동 감쇠비 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.11%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.2~2.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트 및 펄라이트 복합조직을 미세조직으로 가지며,
    하기의 관계식 1 내지 관계식 3을 만족하는, 진공열차 튜브용 열연강판.
    [관계식 1]
    355 ≤ 11 + 394*D(-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
    [관계식 2]
    100 ≤ 186 - 240*D(-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
    [관계식 3]
    27 ≤ 476 - 95.22*ln(D) - 220*[C] - 88*[Si]
    상기 관계식 1 내지 관계식 3에서, D는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하며, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)를 의미한다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 미세조직은, 60~95면적%의 페라이트, 5~40면적%의 펄라이트 및 기타 불가피한 조직으로 이루어지는, 진공열차 튜브용 열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 입자 크기(D)는 10~20㎛인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 항복강도는 350MPa 이상이고,
    상기 열연강판의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상이며,
    상기 열연강판을 길이*폭*두께가 80mm*20mm*2mm인 시편으로 가공한 후 굽힘 진동 모드(flexural vibration mode)에서 1650Hz 주파수에 대해 측정한 진동 감쇠비가 100*10 -6 이상인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    서브머지드 아크 용접으로 상기 열연강판을 용접하여 형성된 용접부에서,
    상기 용접부의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상이고,
    상기 용접부에 포함되는 M-A상의 분율은 5면적% 이하(0% 포함)인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께는 10mm 이상인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.11%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.0~2.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100℃ 내지 1300℃의 가열 온도(T1)에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 900℃ 내지 1000℃의 마무리 압연온도(T2)로 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 및
    상기 열연강판을 600℃ 내지 700℃의 권취온도(T3)에서 권취하는 단계를 포함하며,
    상기 마무리 압연온도(T2) 및 권취온도(T3)는 하기의 관계식 4를 만족하는, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
    [관계식 4]
    10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] -61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
    상기 관계식 4에서 [T1], [T2] 및 [T3]는 각각 슬라브 가열온도(T1, ℃), 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하며, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)를 의미한다.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 슬라브에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)인, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
PCT/KR2022/012878 2021-08-31 2022-08-29 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법 Ceased WO2023033478A1 (ko)

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