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KR102512885B1 - 강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR102512885B1
KR102512885B1 KR1020200179359A KR20200179359A KR102512885B1 KR 102512885 B1 KR102512885 B1 KR 102512885B1 KR 1020200179359 A KR1020200179359 A KR 1020200179359A KR 20200179359 A KR20200179359 A KR 20200179359A KR 102512885 B1 KR102512885 B1 KR 102512885B1
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Abstract

본 명세서에서는 강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 선박, 해양구조물의 각종 프레임, 교량, 건설 등의 인프라산업용 소재, 풍력하부 구조용 소재 등 다방면의 산업에 적용 가능한 강도와 저온충격이 우수한 극후강판 및 그 제조방법을 개시한다.
개시되는 극후강판의 일 실시예에 따르면 중량%로, C: 0.06 내지 0.1%, Si: 0.3 내지 0.5%, Mn: 1.35 내지 1.65%, Al: 0.015 내지 0.04%, Nb: 0.015 내지 0.04%, Cr: 0.15 내지 0.4%, Ti: 0.005 내지 0.02%, Ni: 0.3 내지 0.5%, N: 0.002 내지 0.008%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 평균 결정립 크기가 40㎛ 이하인 폴리고날 페라이트 80% 초과 및 잔부 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하인 펄라이트로 구성될 수 있다.

Description

강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법 {ULTRA-THICK STEEL SHEET WITH EXCELLENT STRENGTH AND LOW-TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS, AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 선박, 해양구조물의 각종 프레임, 교량, 건설 등의 인프라산업용 소재, 풍력하부 구조용 소재 등 다방면의 산업에 적용 가능한 강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근들어 대부분의 인프라 산업, 에너지 산업 등의 특징은 설치 비용의 최소화, 설치 환경의 열악화 등에 의해 구조물이 대형화되고, 점차 한랭지, 극지 등으로 이동하는 것이라 할 수 있다.
이러한 구조물 대형화, 한랭지화 변화에 맞추어 모든 산업 분야에 적용되는 구조용 강재 중 100mm 두께 이상의 극후물 강재의 수요처가 증가할 것으로 예상되며, 저온 충격인성의 안정적인 확보가 요구된다.
그러나, 극후물 강재의 금속학적 단점은 압연량의 저하, 냉각의 한계 등에 의한 고강도 구현이 어렵다. 강도 구현을 위해 합금성분을 과다하게 첨가하게 되면 원가 상승의 문제뿐만 아니라, 인성이 급격히 열위된다. 열위된 인성을 보완하기 위한 저온 압연은 제품 규격에 따른 한계가 있고, 인성에 악영향을 미치는 합금성분을 제거하는 것은 강도 하락의 원인이 된다.
극후강판을 제조하는 방법으로는 일반 압연 방법, 열가공제어(Thermo Mechanical Controlled Process, TMCP) 압연 방법, 압연 이후에 열처리하고, ??칭하는 방법 그리고 압연 이후에 열처리하고, 공냉하는 노멀라이징(normalizing) 방법이 있다.
일반 압연 방법은 압연온도의 제어 없이 압연하는 방법으로 주로 충격인성을 요구하지 않는 일반강에 적용하므로 저온 충격인성이 요구되는 강재에 적용하기에는 한계가 있다.
열가공제어 압연 방법은 온도제어를 통해 재결정역 압연, 미재결정역 압연을 진행하게 되고, 필요에 따라 냉각을 통해 강도 및 충격인성을 확보한다. 그러나, 극후강판을 제조하기 위해서 압연온도를 맞추기 위한 대기 시간이 오래 소요되기 때문에 심각한 생산성 저하를 초래할 수 있다.
압연 이후에 열처리하고, ??칭하는 방법은 0.12C 이상의 고탄소 성분계를 사용하므로 인성의 저하가 심하며, 열처리에 의한 비용적인 문제가 있다.
압연 이후에 열처리하고, 공냉하는 노멀라이징(normalizing) 방법은 비교적 높은 C 함량으로 노멀라이징 후 재열처리를 통해 결정립의 미세화를 확보하지만 펄라이트가 다량 형성되어 충격인성이 저하될 우려가 있다.
두께 100mm 이상인 극후강판에 있어서, 이러한 문제점들을 해결하고, 우수한 강도와 저온인성을 모두 확보할 수 있는 극후물재에 대한 개발이 필요한 실정이다.
한국 공개특허공보 제2002-0027012호(공개일자: 2002년04월13일)
상술한 문제점을 해결하기 위해 본 발명은 압연 이후에 열처리하고, 공냉하는 노멀라이징 열처리 방법을 적용하는 극후강판에 있어서, 우수한 강도와 저온인성을 모두 확보할 수 있는 극후강판을 제공하고자 한다.
상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 극후강판은 중량%로, C: 0.06 내지 0.1%, Si: 0.3 내지 0.5%, Mn: 1.35 내지 1.65%, Al: 0.015 내지 0.04%, Nb: 0.015 내지 0.04%, Cr: 0.15 내지 0.4%, Ti: 0.005 내지 0.02%, Ni: 0.3 내지 0.5%, N: 0.002 내지 0.008%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로, 평균 결정립 크기가 40㎛ 이하인 폴리고날 페라이트 80% 초과 및 잔부 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하인 펄라이트로 구성될 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판은 하기 식 (1)의 값이 3.6 이상일 수 있다.
(1) [Mn] + 5([Ni]+[Cr])
상기 식 (1)에서, [Mn], [Ni], [Cr]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판에 있어서, 강판 전체 두께 t는 100 내지 200mm이며, 최표면으로부터 1/4t에서 항복강도가 320MPa 이상, -60 내지 -40℃에서 충격인성 에너지 값이 200J 이상을 가질 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.06 내지 0.1%, Si: 0.3 내지 0.5%, Mn: 1.35 내지 1.65%, Al: 0.015 내지 0.04%, Nb: 0.015 내지 0.04%, Cr: 0.15 내지 0.4%, Ti: 0.005 내지 0.02%, Ni: 0.3 내지 0.5%, N: 0.002 내지 0.008%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 잔압하량이 25 내지 35%이 되도록 70 내지 120mm의 압하량으로 조압연한 다음, 사상압연하는 것을 포함하는 열간압연하는 단계, 노멀라이징 열처리하는 단계 및 공냉하는 단계를 포함하며, 강판 전체 두께 t는 100 내지 200mm일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 제조방법에 있어서, 상기 사상압연은 70 내지 110mm의 압하량로 수행될 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 제조방법에 있어서, 상기 조압연은 1000℃ 이상에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 제조방법에 있어서, 상기 사상압연은 850 내지 A3℃ 온도에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 제조방법에 있어서, 상기 열간압연의 마무리 온도는 820 내지 910℃일 수 있다.
본 발명은 저C 성분계를 기초로 하는 합금조성의 제어와, 압하율 등 제조조건의 제어를 통해 우수한 강도와 충격인성을 가지는 두께 100 내지 200mm의 극후강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 미세조직 사진이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
본 명세서의 "평균 결정립 크기"란 결정립의 등가 원 직경(Equivalent Circular Diameter, ECD)을 의미한다.
노멀라이징 열처리를 적용한 강재는 강도 확보를 위해 제어압연과 냉각에 의해 제조되는 열가공제어 압연 방법을 적용한 강재 대비 탄소 함량이 높기 때문에 열처리 후에도 충격인성이 열위한 경향이 있다. 또한, 열처리 온도가 지나치게 높거나 길어지면 결정립 성장에 의하여 열처리 전 압연 상태의 강판에 비하여 강도가 하락할 수 있다.
본 발명은 저C 성분계를 기초로 하는 합금조성의 제어와, 압연조건의 제어를 통해 우수한 강도와 충격인성을 확보하고자 하였다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판은 중량%로, C: 0.06 내지 0.1%, Si: 0.3 내지 0.5%, Mn: 1.35 내지 1.65%, Al: 0.015 내지 0.04%, Nb: 0.015 내지 0.04%, Cr: 0.15 내지 0.4%, Ti: 0.005 내지 0.02%, Ni: 0.3 내지 0.5%, N: 0.002 내지 0.008%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하, 상기 극후강판의 성분조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다.
C의 함량은 0.06 내지 0.1중량%이다.
C는 고용강화 원소이며, 강 중 Nb 등과 결합하여 탄화물을 형성하여 인장강도를 향상시키는 원소이므로, 본 발명에서 C는 0.06중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, C 함량이 과다하면 펄라이트 분율이 과도하게 형성되어 저온에서의 충격 및 피로 특성이 열위해지는 문제가 있으며, 고용 C의 함량이 증가함에 따라 충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 C 함량의 상한은 0.1중량%로 제한될 수 있다. 보다 바람직하게는 C 함량은 0.07 내지 0.09중량%로 포함될 수 있다.
Si의 함량은 0.3 내지 0.5중량%이다.
Si은 Al과 함께 용강을 탈산하는 역할을 수행하고, 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 원소이므로, 본 발명에서 Si은 0.3중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, Si 함량이 과다하면 C의 확산을 방해하여 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite Constituent, MA) 형성을 조장할 수 있으며, 그 결과 저온에서의 충격특성 및 피로특성이 열위해질 우려가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 Si 함량의 상한은 0.5중량%로 제한될 수 있다.
Mn의 함량은 1.35 내지 1.65중량%이다.
Mn은 고용강화 원소로, 본 발명에서 Mn은 1.35중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, Mn 함량이 과다하면 MnS 개재물의 형성, 중심부 편석으로 인하여 인성의 저하를 야기할 수 있으므로 본 발명에서 Mn 함량의 상한은 1.65중량%로 제한될 수 있다.
Al의 함량은 0.015 내지 0.04중량%이다.
Al은 강의 주요한 탈산제로 작용하며, N을 고정하기 위하여 0.015중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, Al 함량이 과다하면 Al2O3 개재물의 분율, 크기의 증가로 저온 인성이 저하될 수 있으며, 모재 및 용접 열영향부에서 도상 마르텐사이트 형성을 유발하여 저온에서의 충격특성 및 피로특성이 열위해질 우려가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 Al 함량의 상한은 0.04중량%로 제한될 수 있다.
Nb의 함량은 0.015 내지 0.04중량%이다.
Nb은 고용강화 또는 탄화물을 석출함으로써 압연 또는 냉각 중 재결정을 억제하여 조직을 미세하게 만들고, 그 결과 강도를 증가시킨다. 강도 확보를 위하여 본 발명에서 Nb은 0.015중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Nb 함량이 과다하면 C 친화력에 의하여 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하고, 그 결과 저온에서의 충격특성 및 피로특성이 열위해질 우려가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 Nb 함량의 상한은 0.04중량%로 제한될 수 있다.
Cr의 함량은 0.15 내지 0.4중량%이다.
Cr은 강의 소입성을 증가시켜 강도 향상에 유리한 원소이므로 본 발명에서 Cr은 0.15중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, Cr 함량이 과다하면 용접성이 저하될 뿐만 아니라, 고가의 원소로서 제조비용의 상승을 초래할 수 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 Cr 함량의 상한은 0.4중량%로 제한될 수 있다.
Ti의 함량은 0.005 내지 0.02중량%이다.
Ti는 충격특성 및 표면 품질을 열화시킬 수 있는 고용 N과 결합하여 TiN을 형성한다. 또한, 형성된 TiN은 조직의 조대화를 억제하여 미세화에 기여함으로써 인성을 향상시킨다. 이를 고려하여 본 발명에서 Ti는 0.005중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Ti 함량이 과다하면 석출물의 조대화에 의해 파괴 원인이 될 수 있다. 또한, N과 결합하지 못한 Ti가 강 중에 잔존하여 모재 및 용접부 인성을 저하시키는 TiC를 형성할 우려가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 Ti 함량의 상한은 0.02중량%로 제한될 수 있다.
Ni의 함량은 0.3 내지 0.5중량%이다.
Ni은 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이므로, 본 발명에서 Ni은 0.3중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Ni 함량이 과다하면 강도 및 인성 향상 효과가 포화되며, 제조비용이 상승하는 문제가 있으므로 본 발명에서 Ni 함량의 상한은 0.5중량%로 제한될 수 있다.
N의 함량은 0.002 내지 0.008중량%이다.
N는 Ti, Nb, Al등과 함께 석출물을 형성하여 재가열 시 오스테나이트 조직을 미세하기 만들고, 그 결과 강도와 인성이 향상된다. 이를 고려하여 본 발명에서 N는 0.002중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, N 함량이 과다하면 고온에서 표면 크랙을 유발하고, 강 중에 고용 N로 잔류하여 인성을 저하시킬 우려가 있으므로 본 발명에서 N 함량의 상한은 0.008중량%로 제한될 수 있다.
P의 함량은 0.01중량% 이하이다.
P은 강의　제조　과정에서 불가피하게 함유되는 원소로서, 입계편석을　유발하여　강을 취하시킨다. 이를 고려하여 본 발명에서 P 함량의 상한은 0.01중량%로 제한되는 것이 바람직하다.
S의 함량은 0.003중량% 이하이다.
S는 강의 제조 과정에서 불가피하게 함유되는 원소로서, Mn과 결합하여 MnS를형성하여 저온인성을 저하시킨다． 이를 고려하여 본 발명에서 S 함량의 상한은 0.003중량%로 제한되는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 바람직한 일 예에 따른 극후강판은 상술한 합금조성 및 하기 식 (1)의 값이 3.6 이상을 만족할 수 있다.
(1) [Mn] + 5([Ni]+[Cr])
상기 식 (1)에서, [Mn], [Ni], [Cr]은 각 원소의 중량%를 의미한다.
C 함량이 0.1중량% 이하인 w에서 강판 두께 100 내 지 200mm의 극후강판이 목적하는 강도, 충격인성을 만족하기 위해서는 식 (1)의 값이 3.6 이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 미세조직은 면적분율로, 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 80% 초과 및 잔부 펄라이트로 구성될 수 있다. 보다 바람직하게는 면적분율로, 폴리고날 페라이트 80% 초과 90% 이하, 펄라이트 10% 이상 20% 미만으로 구성될 수 있다.
강도를 확보하기 위해서는 미세조직은 미세하도록 하는 것이 유리하다. 일 예에 따르면 폴리고날 페라이트의 평균 결정립 크기는 40㎛ 이하일 수 있으며, 펄라이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하일 수 있다.
첨부된 도 1은 본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 미세조직 사진이다. 도 1을 참조하면 평균 결정립 크기가 40㎛ 이하인 폴리고날 페라이트가 면적분율로 80 내지 90%, 평균 결정립 크기가 20㎛인 펄라이트가 면적분율로 10 내지 20%로 분포하는 것을 알 수 있다. 도 1을 참조하면 펄라이트는 C 확산에 의해 구형화되고, 입계 및 입내에 형성된 것을 알 수 있다.
본 발명에 따른 극후강판은 항복강도와 저온 충격인성이 우수하다. 일 예에 따른 극후강판은 강판 전체 두께 t가 100 내지 200mm이며, 최표면으로부터 1/4t에서 항복강도가 320MPa 이상, -60 내지 -40℃에서 충격인성 에너지 값이 200J 이상일 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 극후강판의 제조 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 예에 따른 극후강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 재가열하는 단계, 열간 압연하는 단계, 노멀라이징(normalizing) 열처리하는 단계 및 공냉하는 단계를 포함할 수 있다.
먼저, 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1020 내지 1150℃로 재가열할 수 있다. 재가열 온도가 1020℃ 미만이면 Ti, Nb 등이 충분히 고용되지 않아 강도가 저하될 우려가 있다. 반면, 재가열 온도가 1150℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 인성이 저하될 우려가 있다.
열간압연은 조압연-사상압연 순으로 진행된다. 조압연은 1000℃ 이상의 재결정(recrystallization)역 온도에서 수행하며, 사상압연은 850 내지 A3℃ 온도의 미재결정(non-recrystallization)역 온도에서 수행한다. 압연은 결정립 미세화 효과를 위하여 A3℃ 온도와 근접하게 수행하는 것이 유리하나, 생산성을 고려하여 850℃ 이상에서 수행하여도 무방하다. A3℃ 온도는 강종마다 다르나, 약 910℃ 정도이다. 열간압연의 마무리 온도는 820 내지 910℃인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명은 강판 전체 두께 100 내지 200mm의 극후강판에 관한 것으로, 열간압연의 총 압연량이 약 200mm 정도로 많지 않기 때문에 조압연과 사상압연의 패스 배분이 중요하다. 본 발명의 일 예에 따르면 조압연은 잔압하량이 25 내지 35%가 되도록 70 내지 120mm의 압하량으로 수행될 수 있다. 여기서, 잔압하량이란 총 압하량 대비 조압연 이후 제품 최종 두께까지 압하할 수 있는 사상압연량의 백분율이다. 일 예에 따르면 사상압연은 70 내지 110mm의 압하량으로 수행될 수 있다. 상술한 압연 공정으로 본 발명에 따른 극후강판은 두께 100 내지 200mm를 갖는다.
열간압연된 강판은 노멀라이징 열처리될 수 있다. 일 예에 따른 노멀라이징 열처리는 880 내지 920℃까지 승온한 다음, 해당 온도 구간에서 200 내지 300분동안 유지하는 것으로 수행될 수 있다. 이후 노멀라이징 처리된 강재는 공냉처리하여 최종 제품으로 제조된다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
{실시예}
하기 표 1의 합금조성을 갖는 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조하였다. 제조된 슬라브를 하기 표 2의 제조조건으로 재가열-조압연-사상압연-노멀라이징 열처리-공냉하여 두께 100 내지 200mm의 극후강판을 제조하였다. 표 2의 식 (1) 값은 표 1의 합금조성을 대입하여 도출한 값이다. 표 2의 비교예 4는 노멀라이징 열처리를 생략하고, 압연 이후 곧바로 공냉하여 극후강판으로 제조되었다.
합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Cr Ni Ti Nb N
발명예1 0.078 0.45 1.55 0.01 <0.002 0.025 0.253 0.374 0.012 0.03 0.0032
발명예2 0.081 0.38 1.54 0.01 <0.002 0.027 0.262 0.388 0.012 0.025 0.004
발명예3 0.083 0.41 1.57 0.02 <0.002 0.026 0.251 0.402 0.013 0.027 0.0035
비교예1 0.154 0.43 1.52 0.01 <0.002 0.021 0.253 0.398 0.012 0.026 0.0042
비교예2 0.082 0.39 1.43 0.02 <0.002 0.025 0.135 0.244 0.013 0.025 0.0038
비교예3 0.082 0.40 1.55 0.01 <0.002 0.028 0.275 0.398 0.012 0.029 0.0033
비교예4 0.079 0.43 1.54 0.01 <0.002 0.023 0.247 0.364 0.012 0.029 0.0034
재가열
온도
(℃)		 사상압연
시작온도
(℃)		 사상압연
종료온도
(℃)		 잔압하량
(%)		 노멀라이징
온도
(℃)		 식 (1)
발명예1 1138 887 878 27 892 4.685
발명예2 1147 901 892 28 887 4.79
발명예3 1140 854 843 26 904 4.835
비교예1 1134 902 890 29 890 4.775
비교예2 1126 874 862 28 897 3.325
비교예3 1152 978 962 27 908 4.915
비교예4 1148 912 890 28 미실시 4.595
표 3에는 제조된 극후강판의 미세조직 및 물성을 측정하여 그 결과를 나타내었다.
표 3의 '충격(-40℃)', '충격(-60℃)'는 각각 -40℃, -60℃에서의 충격인성 에너지 값을 의미한다. 그리고, 항복강도, 인장강도, 충격인성 에너지 값은 제조된 강판 전체 두께를 t라고 할 때, 최표면으로부터 1/4t에서의 물성값을 의미한다.
페라
이트
평균
결정립
크기
(㎛)		 페라
이트
면적분율
(%)		 펄라
이트
평균
결정립
크기
(㎛)		 펄라
이트
면적분율
(%)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 충격
(-40℃)
(J)		 충격
(-60℃)
(J)
발명예1 38 86 10 14 336 482 39 355 289
발명예2 35 87 12 13 349 472 38 334 288
발명예3 37 87 9 13 337 471 41 326 274
비교예1 48 69 20 31 375 495 22 56 21
비교예2 40 85 11 15 292 432 39 306 224
비교예3 67 78 23 22 311 445 40 74 23
비교예4 45 87 55 13 361 486 34 145 33
표 1 내지 표 3을 참조하면 본 발명에서 한정하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예들은 모두 제조된 강판 전체 두께를 t라고 할 때, 최표면으로부터 1/4t에서의 항복강도가 320MPa 이상, -60℃ 내지 -40℃ 충격인성 에너지 값이 200J 이상으로 항복강도와 저온 충격인성이 우수한 것을 확인할 수 있다.
비교예 1은 C 함량이 과다하여 펄라이트가 과다하게 형성되어 강도는 증가하였지만, 저온 충격인성이 급격하게 열위하였다.
비교예 2는 식 (1)의 값이 3.6 미만으로 강도를 충분히 확보할 수 없었다.
비교예 3은 본 발명에서 한정하는 합금조성은 만족하였으나, 사상압연 수행온도가 본 발명이 한정하는 온도 범위에 비해 과도하게 높았다. 그 결과, 페라이트 결정립이 조대하게 성장하여 강도 및 저온 충격인성이 열위하였다.
비교예 4는 본 발명이 한정하는 합금조성 및 식 (1)을 만족하였으나, 노멀라이징 열처리를 수행하지 않아 강도는 만족하였지만 저온 충격인성이 열위하였다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.06 내지 0.1%, Si: 0.3 내지 0.5%, Mn: 1.35 내지 1.65%, Al: 0.015 내지 0.04%, Nb: 0.015 내지 0.04%, Cr: 0.15 내지 0.4%, Ti: 0.005 내지 0.02%, Ni: 0.3 내지 0.5%, N: 0.002 내지 0.008%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로, 평균 결정립 크기가 40㎛ 이하인 폴리고날 페라이트 80% 초과 및 잔부 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하인 펄라이트로 구성되는 극후강판.
  2. 제1항에 있어서,
    하기 식 (1)의 값이 3.6 이상인 극후강판:
    (1) [Mn] + 5([Ni]+[Cr])
    (상기 식 (1)에서, [Mn], [Ni], [Cr]은 각 원소의 중량%를 의미한다).
  3. 제1항에 있어서,
    강판 전체 두께 t는 100 내지 200mm이며, 최표면으로부터 1/4t에서 항복강도가 320MPa 이상, -60 내지 -40℃에서 충격인성 에너지 값이 200J 이상을 갖는 극후강판.
  4. 중량%로, C: 0.06 내지 0.1%, Si: 0.3 내지 0.5%, Mn: 1.35 내지 1.65%, Al: 0.015 내지 0.04%, Nb: 0.015 내지 0.04%, Cr: 0.15 내지 0.4%, Ti: 0.005 내지 0.02%, Ni: 0.3 내지 0.5%, N: 0.002 내지 0.008%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 잔압하량이 25 내지 35%이 되도록 70 내지 120mm의 압하량으로 조압연한 다음, 사상압연하는 것을 포함하는 열간압연하는 단계;
    노멀라이징 열처리하는 단계; 및
    공냉하는 단계;를 포함하며,
    강판 전체 두께 t는 100 내지 200mm인 극후강판의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 사상압연은 70 내지 110mm의 압하량로 수행되는 극후강판의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 조압연은 1000℃ 이상에서 수행되는 극후강판의 제조방법.
  7. 제4항에 있어서,
    상기 사상압연은 850 내지 A3℃ 온도에서 수행되는 극후강판의 제조방법.
  8. 제4항에 있어서,
    상기 열간압연의 마무리 온도는 820 내지 910℃인 극후강판의 제조방법.
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