WO2023121181A1 - 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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조남일
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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 physical properties 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)
  • the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet for a vacuum train tube having excellent structural stability and a manufacturing method thereof.
  • An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet for a vacuum train tube capable of maximizing the energy efficiency of a vacuum train 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, and include a complex structure in which pearlite is dispersed in a ferrite matrix structure as a microstructure.
  • the average particle size of the ferrite (D F , ⁇ m) and the average aspect ratio of the ferrite (A F ) may satisfy the following relational expression 1.
  • the average particle size (D F ) of the ferrite may satisfy a range of 8 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the average aspect ratio (A F ) of the ferrite may be 2 or less.
  • the carbon (C) content of the hot-rolled steel sheet may be 0.05 to 0.09% by weight.
  • the silicon (Si) content of the hot-rolled steel sheet may be 1.4 to 1.8% by weight.
  • Manganese (Mn) content of the hot-rolled steel sheet may be 1.5 to 1.9% by weight.
  • 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 hot-rolled steel sheet may contain at least one selected from chromium (Cr), nickel (Ni), copper (Cu), molybdenum (Mo), and tungsten (W) in a total content of 1% or less (including 0%). .
  • the hot-rolled steel sheet may satisfy one or more of the following relational expressions 2 to 5.
  • D F means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si], and [Mn] are each carbon included in the hot-rolled steel sheet ( C), silicon (Si), and manganese (Mn) content (% by weight), and 0 is substituted if the corresponding component is not intentionally added.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet may consist of 60 to 90 area% of ferrite, 10 to 40 area% of pearlite and other unavoidable structures.
  • the yield strength of the hot-rolled steel sheet may be 350 MPa or more, and the Charpy impact energy based on -20°C of the hot-rolled steel sheet may be 27 J or more.
  • a vibration damping ratio measured for a frequency of 1650 Hz in a flexural vibration mode may be 100 * 10 -6 or more.
  • the electrical resistivity of the hot-rolled steel sheet may be greater than or equal to 35*10 -8 ⁇ m.
  • the yield ratio in a direction parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet may be 0.8 or less, and the yield ratio difference ( ⁇ YR) for each direction defined by the following relational expression 6 may be 10% or less.
  • ⁇ YR (
  • Equation 6 YR RD means the yield ratio in a direction parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet, YR TD means the yield ratio in a direction perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet,
  • 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.
  • a hot-rolled steel sheet for a vacuum train tube in weight%, carbon (C): 0.03 to 0.11%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, manganese (Mn): 1.0 to 2.2 %, heating the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities at a heating temperature (T 1 ) of 1100 ° C to 1300 ° C; Providing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the heated slab at a finish rolling temperature (T 2 ) of 900° C. to 1000° C.; and winding the hot-rolled steel sheet at a coiling temperature (T 3 ) of 600° C. to 700° C., wherein the finish rolling temperature (T 2 ) and the coiling temperature (T 3 ) may satisfy the following relational expression 7.
  • [T 2 ] and [T 3 ] mean the finish rolling temperature (T 2 , °C) and coiling temperature (T 3 , °C), and [C] and [Nb] are respectively in the hot-rolled steel sheet. It means the included carbon (C) and niobium (Nb) content (% by weight), and 0 is substituted if the corresponding component is not intentionally added.
  • the carbon (C) content of the slab may be 0.05 to 0.09% by weight.
  • the silicon (Si) content of the slab may be 1.4 to 1.8% by weight.
  • Manganese (Mn) content of the slab may be 1.5 to 1.9% by weight.
  • the total amount of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) unavoidably included in the slab may be less than 0.01% (including 0%).
  • the slab may include one or more selected from chromium (Cr), nickel (Ni), copper (Cu), molybdenum (Mo), and tungsten (W) in a total content of 1% or less (including 0%).
  • the thickness of the hot-rolled hot-rolled steel sheet may be 10 mm or more.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent yield strength, yield ratio, vibration damping ratio, low-temperature toughness, and low yield ratio anisotropy, suitable for use in vacuum train tubes, 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.
  • a vacuum train is a means of transportation capable of effectively achieving 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 characteristics are important as a material for a vacuum tube to secure the safety of a vacuum train.
  • the material for the vacuum tube preferably has high-strength characteristics. 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 strength characteristics so that the shape of the tube is not deformed due to a pressure difference between the inside and outside.
  • the material for the vacuum tube preferably has excellent 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 material for the vacuum tube preferably has excellent 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 tubes for vacuum trains are manufactured in a tube form through welding, excellent low-temperature toughness is required not only in the base material but also in the welded part.
  • the material for the vacuum tube preferably has excellent buckling resistance and seismic resistance.
  • a compressive load may be applied to the vacuum tube along the length of the vacuum tube due to the operation of the vacuum train or the influence of the surrounding environment. Buckling, a sudden bending of the tube, can occur.
  • a material for a vacuum tube is required to have excellent buckling resistance and seismic resistance in order to secure structural safety, and these characteristics can be secured by lowering the yield ratio of the material.
  • a material for a vacuum tube when there is anisotropy in the yield ratio of the material, even if a load significantly lower than the critical load is applied to a specific direction of the vacuum tube, the vacuum tube may be easily damaged or bent. Therefore, it is advantageous for a material for a vacuum tube to have a low yield ratio and a small deviation in the yield ratio value according to the direction.
  • the material for the vacuum tube preferably has excellent electrical resistivity.
  • the vacuum train minimizes the friction between the track and the train through magnetic levitation, and the method of levitating the train can be largely classified into an Electromagnetic Suspension (EMS) method and an Electrodynamic Suspension (EDS) method.
  • EMS Electromagnetic Suspension
  • EDS Electrodynamic Suspension
  • the Electromagnetic Suspension (EMS) method uses the attractive force between (all) magnets to levitate the train
  • EDS Electrodynamic Suspension
  • Both the Electrodynamic Suspension (EDS) method and the Electromagnetic Suspension (EMS) method can form a strong magnetic field around a running vacuum train, and such a change in magnetic field can form an induced current in a vacuum tube. Since the generation of such an induced current means energy loss, it is necessary to reduce such energy loss by increasing the electrical resistivity of a material for a vacuum tube.
  • the inventors of the present invention strictly control the alloy composition content and microstructure of the steel sheet, thereby improving the yield strength, low yield ratio, vibration damping ratio, low-temperature toughness and electrical resistivity, and lowering the anisotropy of the yield ratio. Recognizing this, the present invention was derived.
  • 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, and include a complex structure in which pearlite is dispersed in a ferrite matrix structure as a microstructure.
  • 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.
  • a preferable lower limit of the carbon (C) content may be 0.04%, and a more preferable lower limit of the carbon (C) content may be 0.05%.
  • the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 0.11%.
  • the upper limit of a preferable carbon (C) content may be 0.10%, and the upper limit of a more preferable carbon (C) content may be 0.09%.
  • 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.
  • a preferable lower limit of the silicon (Si) content may be 1.2%, and a more preferable lower limit of the silicon (Si) content may be 1.4%.
  • the content of silicon (Si) is excessive, the surface scale may be hindered and the product surface quality may be deteriorated.
  • the content of silicon (Si) is excessive, 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.
  • a preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 1.9%, and a more preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 1.8%.
  • 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.
  • a preferable lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.3%, and a more preferable lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.5%.
  • the content of manganese (Mn) may be limited to 2.2% or less.
  • the upper limit of a preferable manganese (Mn) content may be 2.1%, and the upper limit of a more preferable manganese (Mn) content may be 1.9%.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention may further include at least one selected from chromium (Cr), nickel (Ni), copper (Cu), molybdenum (Mo), and tungsten (W) in addition to the above-mentioned alloy components. . At least one component selected from chromium (Cr), nickel (Ni), copper (Cu), molybdenum (Mo), and tungsten (W) may contribute to improving the strength of the hot-rolled steel sheet. However, if these components are excessively added, the carbon equivalent (Ceq) may be excessively high and the cost may increase.
  • the total content of one or more selected from (W) may be 1.0% or less.
  • the total content of one or more selected from chromium (Cr), nickel (Ni), copper (Cu), molybdenum (Mo), and tungsten (W) may be 0.5%, including the case where the total content of these components is 0% can do.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention may include remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the above 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 according to one aspect 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 is less than 0.01% (including 0%) can be limited to Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are representative 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 performance, the present invention seeks to actively suppress these components.
  • titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are expensive components, and are not preferable in terms 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 ferrite base structure and a composite structure in which pearlite is dispersed as a microstructure.
  • the matrix structure can be interpreted as meaning a structure occupying a fraction of 50 area% or more when observing the microstructure of the hot-rolled steel sheet.
  • the rolled-rolled steel sheet In the rolled-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention, generation of low-temperature structures such as bainite and martensite can be actively suppressed.
  • a steel sheet having a low-temperature structure such as bainite and martensite, it has high strength and a low yield ratio, so it can exhibit excellent physical properties as a structural material.
  • the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes targeted by the present invention has a thickness of 10 mm or more, a low-temperature structure is formed only on the surface of the steel sheet, and it is difficult to sufficiently create a low-temperature structure up to the center of the steel sheet.
  • the microstructure of the steel sheet is composed of a complex structure in which pearlite is dispersed in a ferrite base structure, and low-temperature structures such as bainite and martensite are unavoidable. Even if formed in such a way, the fraction can be actively suppressed to 1 area% or less (including 0%). In terms of securing physical properties, the fraction of ferrite may be 60 to 90 area%, and the fraction of pearlite may be 10 to 40% by area.
  • the average grain size (D F , ⁇ m) 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 (D F , ⁇ m) of ferrite can be limited to 8 ⁇ 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 size (D F , ⁇ m) of ferrite may be limited to 20 ⁇ m or less in the present invention.
  • the inventors 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 ratio of the average particle size (D F , ⁇ m) of ferrite to the average aspect ratio ( AF ) of ferrite It was confirmed that the material anisotropy of the material can be effectively reduced when adjusted within a certain range, and the following relational expression 1 was derived.
  • D F means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • AF means the average aspect ratio of ferrite
  • the inventors of the present invention control the content of carbon (C), silicon (Si) and manganese (Mn) and the average grain size (D F , ⁇ m) of ferrite within a certain range in the low-alloy steel sheet as in the present invention.
  • the following relational expressions 2 to 4 were derived, recognizing that it is possible to simultaneously secure the yield strength, vibration damping ratio, and low-temperature toughness of the welded part.
  • D F means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si] and [Mn] are each carbon included in the hot-rolled steel sheet ( C), silicon (Si), and manganese (Mn) content (% by weight), and 0 is substituted if the corresponding component is not intentionally added.
  • the inventors of the present invention found that the electrical resistivity can be effectively improved when the relative contents of carbon (C), silicon (Si), and manganese (Mn) are adjusted within a specific range in the low-alloy steel sheet as in the present invention. Recognized, the following relational expression 5 was derived.
  • D F means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si], and [Mn] are each carbon included in the hot-rolled steel sheet ( C), silicon (Si), and manganese (Mn) content (% by weight), and 0 is substituted if the corresponding component is not intentionally added.
  • the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes satisfies any one or more of the above-described alloy component content and relational expressions 1 to 5, the desired level of yield yield, yield ratio, material anisotropy, base material low-temperature toughness, and vibration Attenuation ratio, electrical resistivity and low-temperature toughness of the welded part can be secured.
  • the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes according to one aspect 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.
  • a hot-rolled steel sheet for a vacuum train tube 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 a vacuum train tube according to one aspect 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 to prevent damage to the tube for a vacuum train due to vibration. can be effectively prevented.
  • the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes may have an electrical resistivity of 35*10 -8 ⁇ m or more, energy efficiency can be effectively secured during operation of the vacuum train.
  • the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes according to one aspect of the present invention may have a yield ratio of 0.8 or less, and a yield ratio difference ( ⁇ YR) in each direction defined by relational expression 6 below may be 10% or less. That is, the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes according to one aspect of the present invention can have excellent buckling resistance and seismic resistance because it has low yield ratio characteristics and suppresses material anisotropy as much as possible.
  • ⁇ YR (
  • Equation 6 YR RD means the yield ratio in a direction parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet, YR TD means the yield ratio in a direction perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet,
  • 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.
  • a hot-rolled steel sheet having physical properties suitable for vacuum train tubes due to its excellent yield strength, yield ratio, material anisotropy, base material low-temperature toughness, vibration damping ratio, electrical resistivity, and welded low-temperature toughness.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet for vacuum train tubes according to one aspect of the present invention is not particularly limited, but is preferably 10 mm or more to meet the trend of larger diameter tubes for vacuum trains.
  • a hot-rolled steel sheet for a vacuum train tube in weight%, carbon (C): 0.03 to 0.11%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, manganese (Mn): 1.0 to 2.2 %, heating the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities at a heating temperature (T 1 ) of 1100 ° C to 1300 ° C; Providing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the heated slab at a finish rolling temperature (T 2 ) of 900° C. to 1000° C.; and winding the hot-rolled steel sheet at a coiling temperature (T 3 ) of 600° C. to 700° C., wherein the finish rolling temperature (T 2 ) and the coiling temperature (T 3 ) may satisfy the following relational expression 7.
  • [T 2 ] and [T 3 ] mean the finish rolling temperature (T 2 , °C) and coiling temperature (T 3 , °C), and [C] and [Nb] are respectively in the hot-rolled steel sheet. It means the included carbon (C) and niobium (Nb) content (% by weight), and 0 is substituted if the corresponding component is not intentionally added.
  • 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 aforementioned 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 aforementioned 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 heating temperature of the steel slab can be limited to 1300° C. or less in the present invention.
  • 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 hot-rolled steel sheet provided by hot rolling of the present invention may have a thickness of 10 mm or more.
  • FDT Finishing Delivery Temperature
  • a preferable finish rolling temperature may be 930°C or higher, and a more preferable finish rolling temperature may be 950°C.
  • the finish rolling temperature is excessively high, the final microstructure may become excessively coarse, so 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.
  • 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 It was confirmed that (T 3 ) should be controlled within a certain range in connection with each other, and the following relational expression 7 was derived.
  • [T 2 ] and [T 3 ] mean the finish rolling temperature (T 2 , °C) and coiling temperature (T 3 , °C), and [C] and [Nb] are respectively in the hot-rolled steel sheet. It means the included carbon (C) and niobium (Nb) content (% by weight), and 0 is substituted if the corresponding component is not intentionally added.
  • 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. at a coiling temperature (T 3 ), and the hot-rolled steel sheet is wound, as well as the finishing rolling temperature (T 2 ) and the coiling temperature (T 3 ) process conditions to satisfy the relational expression 7 Since it controls, it is possible to effectively implement the microstructure of the target hot-rolled steel sheet.
  • T 1 heating temperature
  • T 2 finish rolling temperature
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above-described manufacturing method may satisfy any one or more of the following relational expressions 1 to 5.
  • D F means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • AF means the average aspect ratio of ferrite
  • D F means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • AF means the average aspect ratio of ferrite
  • D F means the average grain size ( ⁇ m) of ferrite included in the hot-rolled steel sheet
  • [C], [Si], and [Mn] are each carbon included in the hot-rolled steel sheet ( C), silicon (Si), and manganese (Mn) content (% by weight), and 0 is substituted if the corresponding component is not intentionally added.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above-described manufacturing method may satisfy a yield strength of 350 MPa or more, a Charpy impact energy of -20 ° C. of 27 J or more, and a vibration damping ratio of 100 * 10 -6 or more.
  • the vibration damping ratio may mean a vibration damping ratio measured for a frequency of 1650 Hz in a flexural vibration mode by preparing a specimen having a length * width * thickness of 80 * 20 * 2 mm.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above-described manufacturing method may satisfy an electrical resistivity of 35*10 -8 ⁇ m or more, a yield ratio of 0.8 or less, and a yield ratio difference ( ⁇ YR) in each direction of 10% or less.
  • the yield ratio difference ( ⁇ YR) for each direction may be defined as in relational expression 6 below.
  • ⁇ YR (
  • Equation 6 YR RD means the yield ratio in a direction parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet, YR TD means the yield ratio in a direction perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet,
  • 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).
  • the welding part may mean a position 1 mm away from the fusion line.
  • T 1 , °C finish rolling temperature
  • T 2 , °C finish rolling temperature
  • T 3 winding temperature
  • the microstructure and mechanical properties of each specimen were analyzed and listed in Table 3, and the satisfaction of relational expressions 1 to 5 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.
  • the aspect ratio of ferrite was measured using the length of the longest side of the crystal grain and the length of the vertical side. 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 strength and yield ratio are shown in Table 4. When measuring the yield ratio, both the yield ratio in the direction parallel to and perpendicular to the rolling direction of each specimen were measured, and the yield ratio difference ( ⁇ YR) for each direction defined by relational expression 6 was calculated and shown in Table 4. described.
  • 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 1st mode of the vibration modes of the specimen was measured and analyzed, and the results are shown in Table 4. Electrical resistivity was measured according to KS C IEC 60404, and the values are listed in Table 4.
  • 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 5 of the present invention have a yield strength of 350 MPa or more, a vibration damping ratio of 100 * 10 -6 or more, a yield ratio of 0.8 or less, 10% It can be seen that the following yield ratio difference ( ⁇ YR) for each direction, electrical resistivity of 35 * 10 -8 ⁇ m or more is satisfied, and the Charpy impact energy based on -20 ° C of the welded part satisfies 27J or more. On the other hand, 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 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, yield ratio, vibration damping ratio, low-temperature toughness, and low yield ratio anisotropy, which has physical properties suitable for vacuum train tubes and a manufacturing method thereof. there is.

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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 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 조립 하거나 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. 또한, 진공열차 또한 시대적 흐름에 부합되도록 고효율성이 담보되어야 하는 반면, 진공열차의 에너지 효율성을 극대화하기 위한 튜브용 소재에 대한 개발 역시 미비한 상황이다.
따라서, 진공 열차 튜브용으로 적합한 가공성 및 안전성을 확보하면서도, 고효율화가 가능한 진공 열차 튜브용 소재의 개발이 시급한 실정이다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-2106353호 (2020.05.04. 공고)
본 발명은 구조적 안정성이 우수한 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명은 진공열차의 에너지 효율성을 극대화 가능한 진공열차 튜브용 열연강판 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 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 기지조직에 펄라이트가 분산된 복합조직을 미세조직으로 포함할 수 있다.
상기 페라이트의 평균 입자 크기(DF, ㎛) 및 상기 페라이트의 평균 에스펙트비(AF)는 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
7≤DF/AF≤20
상기 페라이트의 평균 입자 크기(DF)는 8~20㎛의 범위를 만족할 수 있다.
상기 페라이트의 평균 에스펙트비(AF)는 2 이하일 수 있다.
상기 열연강판의 탄소(C) 함량은 0.05~0.09중량%일 수 있다.
상기 열연강판의 실리콘(Si) 함량은 1.4~1.8중량%일 수 있다.
상기 열연강판의 망간(Mn) 함량은 1.5~1.9중량%일 수 있다.
상기 열연강판에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)일 수 있다.
상기 열연강판은 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상을 1% 이하(0% 포함)의 합계 함량으로 포함할 수 있다.
상기 열연강판은 하기의 관계식 2 내지 5 중 어느 하나 이상의 관계식을 만족할 수 있다.
[관계식 2]
355 ≤ 11 + 394*DF (-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
[관계식 3]
100 ≤ 186 - 240*DF (-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
[관계식 4]
27 ≤ 476 - 95.22*ln(DF) - 220*[C] - 88*[Si]
[관계식 5]
35 ≤ 9.5 + 5.2*[C] + 5.8*[Mn] +13.1*[Si]
상기 관계식 2 내지 관계식 5에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
상기 열연강판의 미세조직은, 60~90면적%의 페라이트, 10~40면적%의 펄라이트 및 기타 불가피한 조직으로 이루어질 수 있다.
상기 열연강판의 항복강도는 350MPa 이상이고, 상기 열연강판의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상일 수 있다.
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.
상기 열연강판의 전기비저항은 35*10-8Ωm 이상일 수 있다.
상기 열연강판의 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비는 0.8 이하이며, 하기 관계식 6으로 정의되는 방향별 항복비 차이(△YR)는 10% 이하일 수 있다.
[관계식 6]
△YR = (|YRRD - YRTD| * 100) / YRRD
상기 관계식 6에서, YRRD는 상기 열연강판의 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비를 의미하며, YRTD는 상기 열연강판의 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비를 의미하며, |YRRD - YRTD|는 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비 (YRRD)와 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비(YRTD)의 차의 절대값을 의미한다.
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): 1.0~2.2%, 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 7을 만족할 수 있다.
[관계식 7]
10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] - 61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
상기 관계식 7에서, [T2] 및 [T3]는 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하고, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
상기 슬라브의 탄소(C) 함량은 0.05~0.09중량%일 수 있다.
상기 슬라브의 실리콘(Si) 함량은 1.4~1.8중량%일 수 있다.
상기 슬라브의 망간(Mn) 함량은 1.5~1.9중량%일 수 있다.
상기 슬라브에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)일 수 있다.
상기 슬라브는 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상을 1% 이하(0% 포함)의 합계 함량으로 포함할 수 있다.
상기 열간압연된 열연강판의 두께는 10mm 이상일 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, 항복비, 진동 감쇠비, 저온 인성이 우수하며, 항복비의 이방성이 낮아 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.
진공열차는 진공 또는 아(亞)진공 상태의 튜브 속을 달리는 열차로서, 현재 개발 초기 단계에 있는 차세대 운송 수단이다. 진공열차는 차륜과 궤도간의 마찰저항을 제거하고, 공기의 저항을 최소화하므로, 고속화 및 고효율성을 효과적으로 달성할 수 있는 운송 수단이다. 다만, 초고속으로 운행하는 진공열차의 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 특성이 주요하다는 것을 알 수 있었다.
진공 튜브용 소재는 고강도 특성을 구비하는 것이 바람직하다. 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 강도 특성을 가질 것이 요구된다.
진공 튜브용 소재는 우수한 진동 감쇠능을 가지는 것이 바람직하다. 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 소재는 우수한 저온 인성을 가지는 것이 바람직하다. 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 인성이 요구된다.
진공 튜브용 소재는 우수한 좌굴 저항성 및 내진 특성을 가지는 것이 바람직하다. 진공열차가 운행 또는 주변 환경의 영향에 의해 진공 튜브의 길이방향을 따라 진공 튜브에 압축하중이 가해질 수 있으며, 진공 튜브에 가해지는 압축하중이 임계하중을 초과하는 경우 하중 방향에 대한 수직 방향으로 진공 튜브가 갑자기 휘는 현상인 좌굴(bukling)이 발생할 수 있다. 또한, 진공 튜브가 설치된 지역에 일정 진도 이상의 지진이 발생하는 경우, 진공 튜브가 구조적으로 파손되거나 붕괴되는 현상이 발행할 수 있다. 따라서, 진공 튜브용 소재는 구조적 안전성을 확보하기 위해 우수한 좌굴 저항성 및 내진 특성을 가질 것이 요구되며, 소재의 항복비를 낮춤으로써 이와 같은 특성을 확보할 수 있다. 한편, 소재의 항복비에 이방성이 있는 경우, 임계 하중보다 현저히 낮은 하중이 진공 튜브의 특정 방향에 인가되더라도 진공 튜브가 쉽게 파손되거나 휘는 현상이 발생할 수 있다. 따라서, 진공 튜브용 소재는 낮은 항복비를 가지면서도, 방향에 따른 항복비 값의 편차가 적은 것이 유리하다.
진공 튜브용 소재는 우수한 전기비저항성을 가지는 것이 바람직하다. 진공 열차는 자기 부상을 통해 트렉과 열차 사이의 마찰을 최소화 하며, 열차를 부상시키는 방식은 크게 Electromagnetic suspension (EMS) 방식과 Electrodynamic suspension (EDS) 방식으로 구분될 수 있다. Electromagnetic suspension (EMS) 방식은 (전)자석간의 인력을 이용하여 열차를 부상시키는 방식이며, Electrodynamic suspension (EDS) 방식은 초전도체와 자석간의 척력을 활용하는 방식이다. Electrodynamic suspension (EDS) 방식 및 Electromagnetic suspension (EMS) 방식 모두 운행하는 진공 열차의 주위에 강력한 자기장을 형성할 수 있으며, 이와 같은 자기장의 변화는 진공 튜브에 유도 전류를 형성시킬 수 있다. 이와 같은 유도 전류의 생성은 에너지 손실을 의미하므로, 진공 튜브용 소재의 전기비저항성을 높여 이와 같은 에너지 손실을 줄일 필요가 있다.
본 발명의 발명자는 심도 있는 연구를 통해, 강판의 합금조성 함량 및 미세조직을 엄격히 제어하여, 항복강도, 저항복비, 진동 감쇠비, 저온 인성 및 전기비저항성을 향상시키고, 항복비의 이방성을 낮출 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 기지조직에 펄라이트가 분산된 복합조직을 미세조직으로 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 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. 바람직한 탄소(C) 함량의 하한은 0.04%일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 하한은 0.05%일 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. 바람직한 탄소(C) 함량의 상한은 0.10%일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 상한은 0.09%일 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. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 1.2%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 1.4%일 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. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.9%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.8%일 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. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.3%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.5%일 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. 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 2.1%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 1.9%일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 전술한 합금 성분 외에 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다. 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상의 성분의 열연강판의 강도 향상에 기여할 수 있다. 다만, 이들 성분이 과도하게 첨가되는 경우 탄소 당량(Ceq)가 과도하게 높아질 뿐만 아니라 비용 증가를 초래할 수 있는바, 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상의 합계 함량은 1.0% 이하일 수 있다. 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상의 합계 함량은 0.5%일 수 있으며, 이들 성분의 합계 함량이 0%인 경우를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 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 일 측면에 따른 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.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 열연강판의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 페라이트 기지조직에 및 펄라이트가 분산된 복합조직을 미세조직으로 가질 수 있다. 여기서 기지조직은 열연강판의 미세조직 관찰 시 50면적% 이상의 분율을 차지하는 조직을 의미하는 것으로 해석될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 연열연강판은 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 저온조직의 생성을 적극 억제할 수 있다. 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 저온조직을 구비하는 강판의 경우 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, 강판의 표면에서만 저온 조직이 형성되고, 강판의 중심부까지 저온 조직이 충분히 생성되기는 어렵다. 따라서, 본 발명은 강판의 두께방향에 따라 물성 편차가 발생하는 것을 억제하기 위해 강판의 미세조직을 페라이트 기지조직에 펄라이트가 분산된 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 60~90면적%일 수 있으며, 펄라이트의 분율은 10~40면적%일 수 있다.
목적하는 항복강도, 진동 감쇠비 및 저온 인성을 동시에 확보하기 위해, 본 발명은 페라이트의 평균 입자 크기(DF, ㎛)를 일정 범위로 제한할 수 있다. 결정립 크기가 커질수록 진동 감쇠비 확보에 유리하므로, 본 발명은 페라이트의 평균 입자 크기(DF, ㎛)를 8㎛ 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 결정립의 크기가 과도하게 커지는 경우, 소재의 강도 및 저온 인성이 열위해지므로, 본 발명은 페라이트의 평균 입자 크기(DF, ㎛)를 20㎛ 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 발명자는 진공열차 튜브용 소재의 안정성 확보 방안에 대해 심도 있는 연구를 수행한 결과, 페라이트의 평균 에스펙트비(AF)에 대한 페라이트의 평균 입자 크기(DF, ㎛)의 비율을 일정 범위로 조절하는 경우 소재의 재질 이방성을 효과적으로 줄일 수 있음을 확인하고 아래의 관계식 1을 도출하였다.
[관계식 1]
7≤DF/AF≤20
상기 관계식 1에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, AF는 페라이트의 평균 에스펙트 비(aspect ratio)를 의미한다.
또한, 본 발명의 발명자는 본 발명과 같은 저합금계 강판에서 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 함량과 페라이트의 평균 입자 크기(DF, ㎛)를 일정 범위로 제어하는 경우 항복강도, 진동 감쇠비 및 용접부 저온 인성의 동시 확보가 가능하다는 점을 인지하고 아래의 관계식 2 내지 관계식 4를 도출하였다.
[관계식 2]
355 ≤ 11 + 394*DF (-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
[관계식 3]
100 ≤ 186 - 240*DF (-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
[관계식 4]
27 ≤ 476 - 95.22*ln(DF) - 220*[C] - 88*[Si]
상기 관계식 2 내지 관계식 4에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
더불어, 본 발명의 발명자는 본 발명과 같은 저합금계 강판에서 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn)의 상대적인 함량을 특정 범위로 조절하는 경우 전기비저항을 효과적으로 향상시킬 수 있다는 점을 인지하고 아래의 관계식 5를 도출하였다.
[관계식 5]
35 ≤ 9.5 + 5.2*[C] + 5.8*[Mn] +13.1*[Si]
상기 관계식 2 내지 관계식 5에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판은 전술한 합금성분 함량 및 관계식 1 내지 5 중 어느 하나 이상을 만족하므로, 목적하는 수준의 항복항도, 항복비, 재질이방성, 모재 저온인성, 진동 감쇠비, 전기비저항 및 용접부 저온 인성을 확보할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 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 일 측면에 따른 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 일 측면에 따른 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 진공열차 튜브용 열연강판은 35*10-8Ωm 이상의 전기비저항을 가질 수 있는바, 진공열차 운행시 에너지 효율을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판은 항복비가 0.8 이하이고, 아래의 관계식 6으로 정의되는 방향별 항복비 차이(△YR)는 10% 이하일 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판은 저항복비 특성을 구비하면서도 재질이방성을 최대한 억제하는바, 우수한 좌굴 저항성 및 내진 특성을 구비할 수 있다.
[관계식 6]
△YR = (|YRRD - YRTD| * 100) / YRRD
상기 관계식 6에서, YRRD는 상기 열연강판의 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비를 의미하며, YRTD는 상기 열연강판의 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비를 의미하며, |YRRD - YRTD|는 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비 (YRRD)와 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비(YRTD)의 차의 절대값을 의미한다.
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, 항복항도, 항복비, 재질이방성, 모재 저온인성, 진동 감쇠비, 전기비저항 및 용접부 저온 인성이 우수하여 진공열차 튜브용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 진공열차 튜브용 열연강판의 두께는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 진공열차용 튜브의 대구경화 추세에 부합되도록 그 두께가 10mm 이상인 것이 바람직하다.
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): 1.0~2.2%, 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 7을 만족할 수 있다.
[관계식 7]
10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] - 61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
상기 관계식 7에서, [T2] 및 [T3]는 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하고, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
강 슬라브의 준비 및 가열
소정의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한다. 본 발명의 강 슬라브는 전술한 열연강판과 대응하는 합금조성을 가지므로, 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 슬라브의 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 열연강판은 10mm 이상의 두께를 가질 수 있다.
열간압연시 소재가 압연되면서 결정립은 변형되지만 곧 재결정 된다. 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 열간압연 을 실시할 수 있다. 바람직한 마무리 압연온도는 930℃ 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 마무리 압연온도는 950℃일 수 있다. 반면, 마무리 압연온도가 과도하게 높은 경우, 최종 미세조직이 과도하게 조대해질 수 있으므로, 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 7을 도출하게 되었다.
[관계식 7]
10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] - 61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
상기 관계식 7에서, [T2] 및 [T3]는 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하고, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
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 7을 만족하도록 공정조건을 제어하므로, 목표하는 열연강판의 미세조직을 효과적으로 구현할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 열연강판은 하기의 관계식 1 내지 5 중 어느 하나 이상을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
7≤DF/AF≤20
상기 관계식 1에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, AF는 페라이트의 평균 에스펙트 비(aspect ratio)를 의미한다.
[관계식 2]
355 ≤ 11 + 394*DF (-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
[관계식 3]
100 ≤ 186 - 240*DF (-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
[관계식 4]
27 ≤ 476 - 95.22*ln(DF) - 220*[C] - 88*[Si]
[관계식 5]
35 ≤ 9.5 + 5.2*[C] + 5.8*[Mn] +13.1*[Si]
상기 관계식 1에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, AF는 페라이트의 평균 에스펙트 비(aspect ratio)를 의미한다.
상기 관계식 2 내지 관계식 5에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 열연강판은, 350MPa 이상의 항복강도, 27J 이상의 -20℃ 샤르피 충격 에너지 및 100*10 -6 이상의 진동 감쇠비를 만족할 수 있다. 여기서, 진동 감쇠비는 길이*폭*두께가 80*20*2mm인 시편을 준비하여 굽힘 진동 모드(flexural vibration mode)에서 1650Hz 주파수에 대해 측정한 진동 감쇠비를 의미할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 열연강판은 35*10-8Ωm 이상의 전기비저항, 0.8 이하의 항복비 및 10% 이하의 방향별 항복비 차이(△YR)를 만족할 수 있다. 여기서, 방향별 항복비 차이(△YR)는 아래의 관계식 6과 같이 정의될 수 있다.
[관계식 6]
△YR = (|YRRD - YRTD| * 100) / YRRD
상기 관계식 6에서, YRRD는 상기 열연강판의 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비를 의미하며, YRTD는 상기 열연강판의 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비를 의미하며, |YRRD - YRTD|는 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비 (YRRD)와 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비(YRTD)의 차의 절대값을 의미한다.
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.
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 - - -
G 0.05 1.6 1.7 - 0.025 -
시편
No.		 강종 공정조건 관계식 7
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
9 G 1250 950 700 12
각 시편의 미세조직 및 기계적 물성을 분석하여 표 3에 기재하였으며, 각 시편의 관계식 1 내지 관계식 5의 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. 페라이트의 종횡비는 결정립 최장변의 길이와 수직한 변의 길이를 이용하여 측정하였다. 도 3은 시편 1의 미세조직 관찰에 이용된 광학현미경 사진이다. KS B 0802 및 KS B 0810에 따라 기계적 물성을 측정하였으며, 측정된 항복강도 및 항복비를 표 4에 기재하였다. 항복비 측정시 각 시편의 압연방향과 평행한 방향 및 압연방향과 수직한 방향에서의 항복비를 모두 측정하였으며, 관계식 6으로 정의되는 방향별 항복비 차이(△YR)를 산출하여 표 4에 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 4에 기재하였다. 전기 비저항은 KS C IEC 60404에 따라 측정하였으며, 그 값을 표 4에 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 4에 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
(DF, ㎛)		 페라이트
평균
에스펙트비
(AF)		 관계식
1		 관계식
2		 관계식
3		 관계식
4		 관계식
5
1 A F+P 15 1.04 14.4 412 118 62 40.7
2 A F+P 5 2.39 2.1 486 72 167 40.7
3 A F+P 22 1.02 21.6 394 129 25 40.7
4 B F+P 15 1.20 12.5 445 108 18 46.1
5 C F+P 15 1.11 13.5 337 128 132 30.2
6 D F+P 7 1.98 3.5 403 97 187 32.8
7 E F+P 7 2.06 3.4 426 74 159 30.6
8 F F+P 15 1.05 14.3 350 105 62 35.5
9 G F+P 13 1.22 10.7 411 116 82 40.6
시편
No.		 강종 진동
감쇠비
(*10-6)		 항복강도
(MPa)		 압연방향
항복비		 △YR
(%)		 전기
비저항
(*10-8Ωm)		 용접부
샤르피
에너지
(J,
@-20℃)		 용접부
M-A상
분율
(면적%)
1 A 110 400 0.73 2.5 40.7 55 1
2 A 56 510 0.86 15.2 40.0 102 1
3 A 110 380 0.69 1.5 42.3 18 1
4 B 113 460 0.77 2.4 46.1 20 11
5 C 130 340 0.72 3 30.2 103 0
6 D 88 404 0.9 19 32.8 123 0
7 E 65 415 0.82 12.3 30.6 121 0
8 F 101 336 0.7 4.1 35.5 44 1
9 G 110 399 0.82 6.2 40.6 30 2
표 1 내지 표 4에 기재된 바와 같이, 본 발명의 합금조성, 공정조건 및 관계식 1 내지 5를 만족하는 시편은 350MPa 이상의 항복강도, 100*10 -6 이상의 진동 감쇠비, 0.8 이하의 항복비, 10% 이하의 방향별 항복비 차이(△YR), 35*10-8Ωm 이상의 전기비저항을 만족하며, 용접부의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지가 27J 이상을 만족하는 것을 알 수 있다. 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 측면에 따르면, 항복강도, 항복비, 진동 감쇠비, 저온 인성이 우수하며, 항복비의 이방성이 낮아 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 (24)

  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 기지조직에 펄라이트가 분산된 복합조직을 미세조직으로 포함하는, 진공열차 튜브용 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 입자 크기(DF, ㎛) 및 상기 페라이트의 평균 에스펙트비(AF)는 하기의 관계식 1을 만족하는, 진공열차 튜브용 열연강판.
    [관계식 1]
    7≤DF/AF≤20
  3. 제2항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 입자 크기(DF)는 8~20㎛의 범위를 만족하는, 진공열차 튜브용 열연강판.
  4. 제2항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 에스펙트비(AF)는 2 이하인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 탄소(C) 함량은 0.05~0.09중량%인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 실리콘(Si) 함량은 1.4~1.8중량%인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 망간(Mn) 함량은 1.5~1.9중량%인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상을 1.0% 이하(0% 포함)의 합계 함량으로 포함하는, 진공열차 튜브용 열연강판.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 하기의 관계식 2 내지 5 중 어느 하나 이상의 관계식을 만족하는, 진공열차 튜브용 열연강판.
    [관계식 2]
    355 ≤ 11 + 394*DF (-0.5) + 448*[C] + 94*[Si] + 69*[Mn]
    [관계식 3]
    100 ≤ 186 - 240*DF (-0.5) - 121*[C] - 13.2*[Si] + 13.7*[Mn]
    [관계식 4]
    27 ≤ 476 - 95.22*ln(DF) - 220*[C] - 88*[Si]
    [관계식 5]
    35 ≤ 9.5 + 5.2*[C] + 5.8*[Mn] +13.1*[Si]
    상기 관계식 2 내지 관계식 5에서, DF는 상기 열연강판에 포함되는 페라이트의 평균 입자 크기(㎛)를 의미하고, [C], [Si] 및 [Mn]은 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C), 실리콘(Si) 및 망간(Mn) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 미세조직은, 60~90면적%의 페라이트, 10~40면적%의 펄라이트 및 기타 불가피한 조직으로 이루어지는, 진공열차 튜브용 열연강판.
  12. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 항복강도는 350MPa 이상이고,
    상기 열연강판의 -20℃ 기준 샤르피 충격 에너지는 27J 이상인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  13. 제1항에 있어서,
    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.
  14. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 전기비저항은 35*10-8Ωm 이상인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  15. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비는 0.8 이하이며,
    하기 관계식 6으로 정의되는 방향별 항복비 차이(△YR)는 10% 이하인, 진공열차 튜브용 열연강판.
    [관계식 6]
    △YR = (|YRRD - YRTD| * 100) / YRRD
    상기 관계식 6에서, YRRD는 상기 열연강판의 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비를 의미하며, YRTD는 상기 열연강판의 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비를 의미하며, |YRRD - YRTD|는 압연방향과 평행한 방향에서의 항복비 (YRRD)와 압연방향에 대해 수직인 방향에서의 항복비(YRTD)의 차의 절대값을 의미한다.
  16. 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.
  17. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께는 10mm 이상인, 진공열차 튜브용 열연강판.
  18. 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 7을 만족하는, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
    [관계식 7]
    10 ≤ -101.9 + 0.103*[T2] + 0.0339*[T3] - 61.9*[C] - 190.2*[Nb] ≤ 20
    상기 관계식 7에서, [T2] 및 [T3]는 마무리 압연온도(T2, ℃) 및 권취온도(T3, ℃)를 의미하고, [C] 및 [Nb]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 탄소(C) 및 니오븀(Nb) 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 의도적으로 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
  19. 제18항에 있어서,
    상기 슬라브의 탄소(C) 함량은 0.05~0.09중량%인, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
  20. 제18항에 있어서,
    상기 슬라브의 실리콘(Si) 함량은 1.4~1.8중량%인, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
  21. 제18항에 있어서,
    상기 슬라브의 망간(Mn) 함량은 1.5~1.9중량%인, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
  22. 제18항에 있어서,
    상기 슬라브에 불가피하게 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합량은 0.01% 미만(0% 포함)인, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
  23. 제18항에 있어서,
    상기 슬라브는 크롬(Cr), 니켈(Ni), 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W) 중에서 선택된 1종 이상을 1.0% 이하(0% 포함)의 합계 함량으로 포함하는, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
  24. 제18항에 있어서,
    상기 열간압연된 열연강판의 두께는 10mm 이상인, 진공열차 튜브용 열연강판의 제조방법.
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