KR20130023714A

KR20130023714A - 후 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130023714A
Application number: KR1020110086668A
Authority: KR
Inventors: 황성두; 김민경
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2011-08-29
Filing date: 2011-08-29
Publication date: 2013-03-08

Abstract

TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 공정만으로도 인장강도 700MPa급의 저항복비 특성을 갖는 후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 강판 제조 방법은 탄소(C) : 0.02 ~ 0.09 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 니켈(Ni) : 0.3 ~ 1.0 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 1.00 중량%, 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 0.06 중량%, 구리(Cu) : 0.2 ~ 1.0 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.080 중량%, 바나듐(V) : 0.03 ~ 0.10 중량%, 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 칼슘(Ca) : 0.005 중량% 이하, 질소(N) : 0.002 ~ 0.007 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계; 상기 2차 압연된 판재를 1차 냉각종료온도 : Ac1 ~　Ac3까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 판재를 2차 냉각종료온도 : 250 ~ 350℃까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

후 강판 및 그 제조 방법{THICK STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE THICK STEEL SHEET}

본 발명은 후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 공정만으로도 인장강도 700MPa급의 저항복비 특성을 구현할 수 있는 후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로, 700MPa급의 인장강도(TS)를 갖는 후 강판을 제조하기 위해서는 슬라브 재가열, 열간압연 및 냉각 과정을 포함하는 열연 공정 이후, QT(Quenching & Tempering) 열처리를 실시하는 공정을 수행하고 있다.

한편, 최근에는 극심한 세계 기후 변화에 따른 피해 사례가 빈번하게 발생되고 있으며, 이 중 지진에 의한 피해는 내진용 강판의 사용으로 그 피해를 최소화시킬 수 있다.

이러한 내진 특성을 향상시키기 위해서는 저항복비 특성을 가질 것을 요구한다.

관련 선행기술로는 대한민국 등록특허공보 제10-0723202호(2007.05.22. 등록)가 있다.

본 발명의 목적은 QLT(Quenching & Lamellaizing & Tempering) 열처리를 실시하지 않는 대신, TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 공정을 적용하는 것을 통하여, 기지 내의 페라이트 분율을 조절하여 저항복비 특성을 갖는 후 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 700MPa 이상, 항복강도(YS) : 550MPa 이상 및 항복비(YR) : 85% 이하를 만족하는 후 강판을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 후 강판 제조 방법은 탄소(C) : 0.02 ~ 0.09 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 니켈(Ni) : 0.3 ~ 1.0 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 1.00 중량%, 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 0.06 중량%, 구리(Cu) : 0.2 ~ 1.0 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.080 중량%, 바나듐(V) : 0.03 ~ 0.10 중량%, 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 칼슘(Ca) : 0.005 중량% 이하, 질소(N) : 0.002 ~ 0.007 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계; 상기 2차 압연된 판재를 1차 냉각종료온도 : Ac1 ~　Ac3까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 판재를 2차 냉각종료온도 : 250 ~ 350℃까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 후 강판은 탄소(C) : 0.02 ~ 0.09 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 니켈(Ni) : 0.3 ~ 1.0 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 1.00 중량%, 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 0.06 중량%, 구리(Cu) : 0.2 ~ 1.0 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.080 중량%, 바나듐(V) : 0.03 ~ 0.10 중량%, 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 칼슘(Ca) : 0.005 중량% 이하, 질소(N) : 0.002 ~ 0.007 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세 조직이 페라이트(ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이니틱 페라이트의 분율이 단면 면적율로 90% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명에서는 TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 공정을 적용하는 것을 통하여, 생산성 향상을 유도하면서도 기지 내의 페라이트 분율을 조절하여 저항복비 특성을 갖는 후 강판을 제조할 수 있다.

이를 통해, 본 발명에 따른 후 강판은 인장강도(TS) : 700MPa 이상, 항복강도(YS) : 550MPa 이상 및 항복비(YR) : 85% 이하를 만족할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 후 강판 제조 방법을 나타낸 순서도이다.
도 2는 본 발명에 적용되는 제어압연(CR)/가속냉각(ACC) 과정을 나타낸 모식도이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 후 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

후 강판

본 발명에 따른 후 강판은 탄소(C) : 0.02 ~ 0.09 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 니켈(Ni) : 0.3 ~ 1.0 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 1.00 중량%, 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 0.06 중량%, 구리(Cu) : 0.2 ~ 1.0 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.080 중량%, 바나듐(V) : 0.03 ~ 0.10 중량%, 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 칼슘(Ca) : 0.005 중량% 이하, 질소(N) : 0.002 ~ 0.007 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세 조직이 페라이트(ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이니틱 페라이트의 분율이 단면 면적율로 90% 이상을 갖는다.

이때, 상기 강판은 인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.01 중량% 이하를 포함할 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 후 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.09 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 탄소(C)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.09 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있으며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과도 가진다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 실리콘(Si)의 함량이 강판 전체 중량의 0.1 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과가 미미할 수 있다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 강판 전체 중량의 0.4 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 강의 용접성을 저해하며, 재가열 및 열간압연 시에 적 스케일(red scale)을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 고용강화 원소로써 강의 경화능을 향상시켜 강도를 확보하는 데 효과적인 원소이다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 1.5 ~ 2.5 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 고용강화 효과가 미미할 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.5 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 용접성이 크게 저하될 뿐만 아니라, MnS 개재물 생성 및 중심 편석(center segregation) 발생에 의하여 강판의 연성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시키며, 강도 향상에 기여하는 원소이다.

상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 강도와 연성의 균형이 깨질 수 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.3 ~ 1.0 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 니켈(Ni)의 함량이 0.3 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 니켈 첨가에 따른 강도 향상 및 저온 충격인성 향상 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 1.0 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하며, 제조 비용을 상승시키는 문제점이 있다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성의 향상에 기여하며, 또한 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.15 ~ 1.00 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가에 따른 강도 및 인성의 향상 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 1.00 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 용접성을 저하시킴과 동시에 탄화물의 석출에 의하여 항복비를 상승시키는 문제점이 있다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 제강시의 탈산을 위해 첨가한다.

상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.06 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 알루미늄(Al)의 함량이 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과가 불충분하다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al₂O₃를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 내식성을 향상시키는 원소로 첨가된다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.2 ~ 1.0 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 구리(Cu)의 함량이 0.2 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 그 함량이 미미한 관계로 첨가 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 강의 표면 특성을 저하시키는 문제점이 있다.

티타늄(Ti)

티타늄(Ti)은 강력한 탄질화물 형성 원소로서, 고용탄소와 고용질소를 석출시켜 비시효성과 가공성을 향상시키는 역할을 한다. 특히, 티타늄(Ti)은 보론(B)이 질화 석출물로 석출되는 것을 방해하여 강판 중에 보론이 고용 상태로 존재하게 함으로써, 보론이 강판의 경화능을 향상시키는 역할을 한다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우에는 연주성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.080 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 니오븀(Nb)의 함량이 0.005 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.080 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 강판의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀(Nb)의 함량이 0.080 중량%를 초과하는 경우, 니오븀(Nb) 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강판의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.03 ~ 0.10 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 바나듐(V)의 함량이 0.03 중량% 미만일 경우에는 바나듐(V) 첨가에 따른 석출강화 효과가 불충분하다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

보론(B)

보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.

상기 보론(B)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0040 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 보론(B)의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0040 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강판의 표면 품질을 저해하는 문제점이 있다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 CaS를 형성시켜 강중의 황의 함량을 낮추고, 아울러 MnS 편석을 감소시켜 강의 청정도 및 황의 입계편석을 감소시켜 재가열 균열에 대한 저항성을 증가시키는 역할을 한다.

다만, 본 발명에서 칼슘(Ca)의 함량이 0.005 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 CaO와 같은 개재물을 형성시켜 재질 특성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 칼슘(Ca)의 함량을 강판 전체 중량의 0.005 중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

질소(N)

질소(N)는 바나듐계 질화물 등의 형성에 기여한다.

상기 질소(N)는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.002 ~ 0.007 중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 만일, 질소(N)의 함량이 0.002 중량% 미만일 경우에는 상기의 바나듐계 질화물을 충분히 형성하지 못한다. 반대로, 질소(N)의 함량이 0.007 중량%를 초과할 경우에는 고용 질소가 증가하여 제조되는 강판의 성형성 등을 저하시키는 문제가 있다.

인(P), 황(S)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강판 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해하고, 망간과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 강의 가공 중 크랙을 발생시키는 원소이다.

다만, 본 발명에서 황(P)의 함량이 0.01 중량%를 초과할 경우에는 MnS 개재물의 분율 증가로 인하여 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강판 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.

후 강판 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 후 강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.

도 1을 참조하면, 도시된 후 강판 제조 방법은 1차 압연 단계(S110), 2차 압연 단계(S120), 1차 냉각 단계(S130) 및 2차 냉각 단계(S140)를 포함한다. 여기서, 본 발명에 따른 후 강판 제조 방법은 1차 압연 단계(S110) 이전에 실시되는 슬라브 재가열 단계(S105)를 더 포함할 수 있다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S105)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 슬라브 재가열 단계(S105)를 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 후 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 탄소(C) : 0.02 ~ 0.09 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 니켈(Ni) : 0.3 ~ 1.0 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 1.00 중량%, 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 0.06 중량%, 구리(Cu) : 0.2 ~ 1.0 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.080 중량%, 바나듐(V) : 0.03 ~ 0.10 중량%, 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 칼슘(Ca) : 0.005 중량% 이하, 질소(N) : 0.002 ~ 0.007 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

이때, 상기 슬라브 판재에는 인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.01 중량% 이하가 포함되어 있을 수 있다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S105)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1200℃로 재가열한다. 여기서, 상기 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이때, 상기 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용한다.

만일, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1000℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.

1차 압연

도 2는 본 발명에 적용되는 제어압연(CR)/가속냉각(ACC) 과정을 나타낸 모식도이다.

도 1 및 도 2를 참조하면, 1차 압연 단계(S110)에서는 재가열된 슬라브 판재를 오스테나이트 재결정 영역에 해당하는 950 ~ 1050℃에서 1차 압연한다.

1차 압연의 압하율은 후술할 2차 압연의 누적 압하율에 따라 결정될 수 있다. 예를 들어, 1차 압연전 판재의 두께가 100mm, 제어압연 종료 후 두께가 40mm이고, 2차 압연의 누적압하율이 50%인 경우, 1차 압연 후의 판재 두께는 80mm가 되어야 한다(80mm→40mm). 따라서, 1차 압연의 압하율은 20%(100mm→80mm)가 된다.

2차 압연

2차 압연 단계(S120)에서는 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연한다. 이때, 2차 압연은 제어압연이 적용되도록 복수의 압연 패스를 이용할 수 있다.

이때, 2차 압연 종료온도는 800 ~ 850℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 2차 압연 종료온도가 800℃ 미만으로 실시될 경우에는 이상역 압연이 발생하여 충격인성이 급격히 저하되는 문제를 야기할 수 있다. 반대로, 2차 압연 종료온도가 850℃를 초과할 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 50 ~ 70%가 되도록 실시될 수 있다. 2차 압연의 누적압하율이 50% 미만일 경우 제어압연이 불충분하여 충격인성을 확보하기 어렵다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 70%를 초과할 경우에는 강판 제조 비용이 과다하게 상승할 수 있다.

1차 냉각 및 2차 냉각

1차 냉각 단계(S130)에서는 2차 압연이 종료된 판재를 1차 냉각종료온도 : Ac1 ~ Ac3까지 1차 냉각한다. 이때, 본 발명에서의 1차 냉각종료온도는 구체적으로 700 ~ 800℃를 제시할 수 있다.

만일, 1차 냉각종료온도가 700℃ 미만일 경우에는 페라이트 변태가 억제되어 본 발명에서 기대하는 미세조직을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 1차 냉각종료온도가 800℃를 초과할 경우에는 페라이트 변태가 억제될 뿐만 아니라, 조대한 미세조직의 형성으로 인하여 연신율이 저하될 우려가 있다.

한편, 1차 냉각 단계(S130)에서 1차 냉각속도는 5 ~ 10℃/sec로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 1차 냉각 속도가 5℃/sec 미만으로 실시될 경우에는 1차 냉각-공냉-2차냉각 과정으로 실시되는 본 발명에서 공냉 시간이 단축되어 페라이트 분율을 조절하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 1차 냉각 속도가 10℃/sec를 초과할 경우에는 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 분율이 증가하여 강도는 증가하나, 인성 및 연성의 저하로 저항복비 특성을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

상기 1차 냉각 단계(S130)가 종료된 이후에는 공냉이 수행될 수 있다. 이때, 공냉은 100 ~ 200sec 동안 실시될 수 있으나, 반드시 이에 제한될 필요는 없다.

2차 냉각 단계(S140)에서는 1차 냉각이 종료된 판재를 2차 냉각종료온도 : 250 ~ 350℃까지 2차 냉각한다.

만일, 2차 냉각종료온도가 250℃ 미만으로 실시될 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 충격인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 2차 냉각 종료온도가 350℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직 형성으로 인하여 강도 확보가 불충분해지는 문제가 있다.

한편, 2차 냉각 단계(S140)에서 2차 냉각 속도는 1차 냉각 속도에 비하여 가속인 15 ~ 20℃/sec로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 2차 냉각 속도가 15℃/sec 미만으로 실시될 경우에는 강판의 두께 중심부의 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따른다. 반대로, 2차 냉각 속도가 20℃/sec를 초과할 경우에는 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)의 분율이 증가하여 강도는 증가하나, 연성 및 항복비가 상승하는 문제가 있다.

이와 같이, 2차 압연이 종료된 판재를 1차 냉각-공냉-2차 냉각으로 제어함으로써, 강판의 결정립 성장을 억제하여 미세한 베이니틱 페라이트 기지를 갖는 조직 내의 페라이트 분율을 조절하여 저항복비 특성을 유도할 수 있다.

따라서, 상기의 과정(S105 ~ S140)으로 제조되는 후 강판은 미세 조직이 페라이트(ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이니틱 페라이트의 분율이 단면 면적율로 90% 이상을 가질 수 있다. 이를 통해, 상기 후 강판은 인장강도(TS) : 700MPa 이상, 항복강도(YS) : 550MPa 이상 및 항복비(YR) : 85% 이하를 만족할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1 및 표 2에 기재된 조성과 표 3 및 표 4에 기재된 공정 조건으로 비교예 1 ~ 2 및 실시예 1 ~ 2에 따른 시편을 제조하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2] (단위 : 중량%)

[표 3]

[표 4]

2. 기계적 물성 평가

표 5는 비교예 1 ~ 2 및 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편에 대한 기계적 물성의 평과 결과를 나타낸 것이다.

[표 5]

표 1 내지 표 5를 참조하면, 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편의 경우 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 700MPa 이상, 항복강도(YS) : 550MPa 이상 및 항복비(YR) : 85% 이하를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 실시예 1과 비교하여 구리(Cu) 및 칼슘(Ca)이 미 첨가되고, 탄소(C) 및 니켈(Ni)이 다량으로 첨가되며, 2단 열처리인 QLT(Quenching & Lamellaizing & Tempering) 열처리에 의하여 제조되는 비교예 1에 따른 시편의 경우, 항복강도(YS)는 615MPa로 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS) 및 항복비(YR)가 목표값에 미달하는 680MPa 및 90%를 갖는 것을 확인할 수 있다.

또한, 실시예 1과 비교하여 칼슘(Ca)이 미 첨가되고, 탄소(C) 및 크롬(Cr)의 함량이 다량 첨가되며, 2단 열처리인 QLT(Quenching & Lamellaizing & Tempering) 열처리에 의하여 제조되는 비교예 2에 따른 시편의 경우, 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)는 목표값을 만족하였으나, 항복비(YR)가 92%로 목표값을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.

위의 실험 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, QLT(Quenching & Lamellaizing & Tempering) 열처리 대신 TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 공정을 적용함으로써, 신규 설비의 추가 없이 강판의 기지 내의 페라이트 분율을 조절하여 저항복비 특성을 확보할 수 있고, 이를 통해 생산 비용을 절감할 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S105 : 슬라브 재가열 단계
S110 : 1차 압연 단계
S120 : 2차 압연 단계
S130 : 1차 냉각 단계
S140 : 2차 냉각 단계

Claims

탄소(C) : 0.02 ~ 0.09 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 니켈(Ni) : 0.3 ~ 1.0 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 1.00 중량%, 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 0.06 중량%, 구리(Cu) : 0.2 ~ 1.0 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.080 중량%, 바나듐(V) : 0.03 ~ 0.10 중량%, 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 칼슘(Ca) : 0.005 중량% 이하, 질소(N) : 0.002 ~ 0.007 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계;
상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계;
상기 2차 압연된 판재를 1차 냉각종료온도 : Ac1 ~　Ac3까지 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 판재를 2차 냉각종료온도 : 250 ~ 350℃까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 재가열 단계에서,
SRT(Slab Reheating Temperature)는 1000 ~ 1200℃인 것을 특징으로 하는 후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재에는
인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.01 중량% 이하가 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 2차 압연 단계에서,
2차 압연 종료온도는 800 ~ 850℃인 것을 특징으로 하는 후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 1차 냉각 단계에서,
1차 냉각 속도는 5 ~ 10℃/sec인 것을 특징으로 하는 후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 2차 냉각 단계에서,
2차 냉각 속도는 15 ~ 20℃/sec인 것을 특징으로 하는 후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 1차 냉각 단계와 2차 냉각 단계 사이에,
상기 1차 냉각이 종료된 판재를 공냉하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 후 강판 제조 방법.
탄소(C) : 0.02 ~ 0.09 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 니켈(Ni) : 0.3 ~ 1.0 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 1.00 중량%, 알루미늄(Al) : 0.01 ~ 0.06 중량%, 구리(Cu) : 0.2 ~ 1.0 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.080 중량%, 바나듐(V) : 0.03 ~ 0.10 중량%, 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 칼슘(Ca) : 0.005 중량% 이하, 질소(N) : 0.002 ~ 0.007 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
미세 조직이 페라이트(ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되,
상기 베이니틱 페라이트의 분율이 단면 면적율로 90% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 후 강판.
제8항에 있어서,
상기 강판은
인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.01 중량% 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 후 강판.
제8항에 있어서,
상기 강판은
인장강도(TS) : 700MPa 이상 및 항복강도(YS) : 550 MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 후 강판.
제10항에 있어서,
상기 강판은
85% 이하의 항복비(YR)를 갖는 것을 특징으로 하는 후 강판.