KR100765114B1

KR100765114B1 - 경압하（ＳｏｆｔＲｅｄｕｃｔｉｏｎ）를 이용한 후물ＴＭＣＰ강 제조방법

Info

Publication number: KR100765114B1
Application number: KR1020010083162A
Authority: KR
Inventors: 우국제
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-12-22
Filing date: 2001-12-22
Publication date: 2007-10-08
Also published as: KR20030053122A

Abstract

경압하(Soft Reduction)를 이용한 후물 TMCP강 제조방법이 제공된다.

본 발명은, 중량%로, C: 0.06~0.11%, Si:0.20~0.50%, Mn:1.30~1.50%, P:0.020% 이하, S:0.005% 이하, Al:0.015~0.050%, Nb:0.005~0.025%, Cu:0.1~0.2%, Ni:0.1~0.2%, Ti:0.005~0.015%, N: 50ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 용강을 마련하는 단계; 상기 조성의 용강을 연속주조기에서 연속주조한후 주조된 주편을 2.43mm로 경압하하여 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 상온까지 공냉한후, 1050~1150℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 잔압하율이 45%이 되도록 780~850℃에서 1차 사상압연을 완료한 후, 이어 720~780℃ 에서 2차 사상압연을 완료하는 단계; 및 상기 압연된 강판을 500~580℃의 온도범위까지 냉각한 후 공냉하는단계;를 포함하는 항복강도 350Mpa급 후물 TMCP강의 제조방법에 관한 것이다.

TMCP, 후물재, 경압하, 사상압연

Description

경압하（ＳｏｆｔＲｅｄｕｃｔｉｏｎ）를 이용한 후물 ＴＭＣＰ강 제조방법{A method for manufacturing TMCP heavy plate using soft reduction}

본 발명은 선박(콘테이너선)의 상갑판의 Hatch Coaming용에 사용되는 YP 350Mpa급 TMCP형 조선용강 제조방법에 관한 것으로써, 보다 상세하게는, 강성분을 제어하고 연속주조시 경압하를 적용함과 아울러, 열연조건 및 냉연조건을 최적화 함으로써 용접성 및 우수한 내부품질을 갖는 항복강도 350Mpa급 후물TMCP강 제조방법에 관한 것이다.

최근, 물류비 절감 및 규모의 경제를 위해 컨테이너선 대형화가 가속화 됨에 따라 국,내외 조선사에서는 건조생산성을 향상시키기 위해 콘테이너 상갑판(UPPER DECK)부에 저CEQ (탄소당량지수), 저Pcm (용접균열 감수성지수)화가 가능한 TMCP(Thermo-Meechanical Controlled Process) 후물강의 적용이 요구되고 있다.

그러나 후물재의 경우, 소재내부에 존재하는 개재물, 중심부 편석, 내부기공 및 내부크랙등이 압연과정에서 충분히 압착되거나 완화되지 않아 가공후 저온에서 취화의 기점으로 작용하여 소재사용상 여러 문제점을 유발시키기 때문에, 성분제어후 P,S,불순물을 저감시키기 위한 노외정련처리를 실시하는 기존강으로는 요구품질을 만족시키기에 제약사항이 발생하는 문제가 있다. 따라서 내부품질을 획기적으로 개선한 후물 TMCP 강재의 제조기술이 현실적으로 요구되고 있다.

따라서 본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 연속주조시 경압하를 적용하여 수축에 의해 발생하는 기공을 압착시킴과 아울러, 열연조건 및 냉연조건을 최적화 함으로써 용접성 및 우수한 내부품질이 연속주조시 우수한 내부품질을 가지는 후물 TMCP 강을 제조방법을 제공함에 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.06~0.11%, Si:0.20~0.50%, Mn:1.30~1.50%, P:0.020% 이하, S:0.005% 이하, Al:0.015~0.050%, Nb:0.005~0.025%, Cu:0.1~0.2%, Ni:0.1~0.2%, Ti:0.005~0.015%, N: 50ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 용강을 마련하는 단계; 상기 조성의 용강을 연속주조기에서 연속주조한후 주조된 주편을 2.43mm로 경압하하여 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 상온까지 공냉한후, 1050~1150℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 잔압하율이 45%이 되도록 780~850℃에서 1차 사상압연을 완료한 후, 이어 720~780℃ 에서 2차 사상압연을 완료하는 단계; 및 상기 압연된 강판을 500~580℃의 온도범위까지 냉각한 후 공냉하는단계;를 포함하는 항복강도 350Mpa급 후물 TMCP강의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명의 강 조성성분을 설명한다.

탄소[C]는 강의 강도를 확보하기 위한 원소로서, 후판압연중 강의 조직내에서 퍼얼라이트(Pearlite) 분율 증가로 강도를 증가시키는 효과가 있다. 그러나, 과잉 첨가되면 모재의 냉각종료후 또는 용접부의 냉각후 발생하는 침상형 마르텐사이트(Lath Martensite), 상부베이나이트(Upper Bainite), 세멘타이트(Cementite) 등의 경화조직을 형성하여 모재 및 용접부 인성을 열화시키므로 압연 후 가속냉각(TMCP) 제조방법을 적용하는 본 발명에서는 탄소함량을 0.06~0.11%로 제한한다.

규소[Si]은 탄화물을 형성하여 페라이트(Ferrite)상에 고용해서 경도,탄성한계,인장강도를 높이는 역할을 하는 원소로서, 본 발명에서는 Si의 함유량을 0.20~0.50%로 제한한다. 만일 그 함량이 0.50%를 초과하면 페라이트 분율감소 및 비금속개재물 (Nonmetallic Inclusion)이 과다 형성되어 인성이 저하되고 소성가공성도 악화될 수 있는 반면에, 용접후 조직열화에 의한 인장강도 감소를 보상하기 위해서는 0.20%이상 함유해야 하기 때문이다.

망간[Mn]은 강중에 탄화물(Mn₃C)을 형성해 결정립성장을 억제하여 조직을 미세화하는 원소이다. 또한, 오스테나이트영역을 확대시켜 Ar₃온도를 강화하여 제어압연의 영역을 확대시킴으로써, 압연에 의한 입자미세화를 도와 인성 및 강도의 향상 에 기여한다.

본 발명에서는 Mn을 1.30~1.50%로 첨가하는데, 이는 그 첨가량이 1.30%미만 이면 2상(페라이트+펄라이트)형성이 부족하여 강도향상에 기여하지 못하게 되며, 1.5%를 초고하면 오히려 강중 Sulphur등과 결합하여 MnS등의 개재물을 형성하여 용접부 충격인성 및 내부품질을 열화시킬 수 있기 때문이다.

인[P]은 강중에 Fe₃P를 형성하여 충격저항을 감소시키며, 이로 인한 상온 및 저온취성을 유발하여 충격인성을 해치는 원소이다. 또한, 고온에서도 쉽게 확산되지 않아 압연시 형성된 퍼얼라이트 밴드구조 (Pearlite Band Structure)가 길이방향으로 연신되어 내부품질을 열화시키므로 그 함량을 0.020%이하로 제한한다.

황(S)은 강중에서 MnS, Fe₃P등의 개재물에 의한 편석대를 형성시켜 강재를 취화시키고, 저온인성 및 용접성을 저하시키므로 그 함량을 0.005%이하로 제한한다.

알루미늄(Al)은 강탈산제로서, AlN을 석출하여 결정립미세화 효과를 나타낸다. 그러나, 과잉첨가되면 수지상의 탄화물을 형성하여 강을 취약하게 만들고, 연주 슬라브의 표면크랙을 발생시키며 충격인성을 저해하므로 그 첨가량을 0.015~0.050%로 제한한다.

본 발명에서 니오븀(Nb) 첨가량이 0.005%이상이면 압연시 입계에 편석된 Nb(C,N)석출물이 결정립 성장을 억제하여 결정립미세화에 의한 강도를 확보하는 역할을 한다. 그러나 과잉 첨가되면 용접부 충격인성을 저해할 수 있으므로, 본 발명에서는 Nb의 첨가량을 0.005~0.025%로 제한한다.

구리(Cu)는 0.10% 이상 첨가되면, 고용강화 효과를 나타내어 강의 강도, 경도 및 내식성을 증가시킨다. 그러나 과잉첨가되면 열간가공시 Fe보다 산화속도가 낮아 표면에 산재후 내부로 침투하여 적열취성을 일으키므로 본 발명에서는 그 첨가량을 0.10~0.20%로 제한한다.

니켈(Ni)은 강의 조직을 미세화 시키고 오스테나이트(Austenite) 또는 페라이트(Ferrite)와 고용되어 기지를 강화시키며, 특히,저온에서 인성을 향상시켜 저온취성을 방지하는 유효한 성분이다. 또한 Cu의 적열취성을 방지하는 역할을 하므로 그 함량을 Cu와 동일 함량인 0.10~0.20% 로 설정하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)은 강의 응고과정에서 미세한 탄화물 및 질화물을 형성하여 오스테나이트의 결정립성장을 억제하여 페라이트의 미세화에 기여하는 원소이다. 그러나, 강중 함량이 높아지면, 질화물(TiN) 석출입자의 조대화 및 질화물에 비하여 조대하게 석출되는 탄화물(TiC)의 석출로 오스테나이트의 결정립성장을 억제하기 어렵고 입계에 석출된 TiC로 인해 지나친 조직의 취화가 발생하게 되므로, 그 함량의 상한은 0.015% 로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 소량 첨가시 TiN의 석출이 어렵기 때문에, 최소 0.005%는 첨가하는 것이 바람직하다.

질소(N)는 강중에서 개재물을 발생시켜 강의 내부품질 및 용접시 가공성을 저해하므로 극저관리가 유리하나, 현 공정상 관리비용이 과다하고, 관리의 어려움이 따르므로 50ppm이하의 범위내에서 관리하는 것이 바람직하다.

상기와 같은 조성의 용강은 연속주조기에서 연속주조되기 전에 노외전련공정을 거침이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 조성의 용강을 탈린을 위해 탈린로에서 취련한 다음 구상화 처리를 실시한다. 즉, 용강중 생석회(CaO)를 투입하여 염기도(CaO/SiO₂)를 적정치로 한 다음, 여기에 불활성가스(아르곤:Ar)을 취입후 교반하면 용강중의 황은 대부분 분리부상된다. 그러나 일부 잔류하는 S은 MnS 개재물을 형성하여 열간압연시 압연방향으로 길게 연신되어 저온시 충격인성을 열화시킨다. 이를 방지하기 위한 방법으로 MnS개재물을 구상화처리시키기 위해 Ca계 구상화제인 Ca-Si를 0.8~1.3kg/용강ton 범위로 투입하는 것이 바람직하다.

이와 같이 구상화처리된 용강은 진공설비에서 20~25분 환류시키게 되는데, 이는 용강의 청정성을 높이기 위해 필요하다.

다음으로, 본 발명에서는 상기 조성의 용강을 연속주조기에서 주조하여 주편을 제조하고, 제조된 주편에 2.43mm로 경압하함으로써 강 슬라브를 제조한다.

본 발명에서는 이러한 경압하를 주조말기에 적용하기 위해 연소주조속도를 0.95~1.0m/분으로 설정하는 것이 바람직하다. 왜냐하면 그 주조속도가 0.95m/분 미만이면 경압하 설비사양상 제어가 불가능하고, 1.0m/분을 초과하면 슬라브 중심부 편석증가로 인한 경압하 효과가 감소할 수 있기 때문이다.

본 발명에서는 연속주조 말기에 주조된 주편의 중심부를 압착하여 내부기공 및 편석을 저감시키기 위해 ASTC(Automatic Strand Taper Control) System을 적용하여, 3mm의 Taper를 가한후, 소정의 경압하(Soft-Reduction)를 가하여, 적정두께의 강스라브를 제조한다.

본 발명에서는 ASTC에서 2.43mm의 경압하를 부여하는데, 이는 경압하의 조건중 Taper량은 연주설비에서 고정된 조건이고, 경압하량은 Taper량을 포함하여 7mm 이상을 적용하면, 설비사양상 제어가 불가하므로 2.43mm의 경압하량을 설정하는 것이 바람직하기 때문이다.

상기에서 제조된 강 슬라브는 다단적치된후 상온까지 공냉시킨 다음, 다시 재가열된다.

일반적으로 열처리재의 경우는 압연후 재결정온도(900℃)구역까지 재가열한 후 강중에 탄질화물을 석출시켜 냉각후 페라이트(Ferrite)의 입자 미세화를 통하여 강도를 확보하므로 압연전 재가열온도를 통상 1250℃정도의 고온에서 가열하나, 본 발명은 압연후 추가 열처리를 실시하지 않으므로 재가열온도를 약 1050~1150℃의 범위로 제한한다. 만일 상기 재가열온도가 1050℃ 미만이면 강 슬라브가 재결정화 되기에 불충분하고, 1150℃를 초과하면 압연중 온도제어를 위한 압연대기시간의 과다로 생산성이 하락되어 바람직하지 않기 때문이다.

상기 재가열된 슬라브를 추출한 후 조압연한 다음 사상압연하는데, 본 발명에서는 이러한 사상압연 조건을 제어하는데 특징이 있다.

상세하게 설명하면, 본 발명에서는 사상압연이 2 단계로 이루어지는데, 먼저 1차 사상압연은, 이후 2차 사상압연을 미재결정역내에서 실시하기 위하여, 잔압하율이 45%로 되도록 780~850℃에서 종료한다. 상기 1차 사상압연종료온도가 780~850℃의 범위를 벗어날 경우 2차 압연후 압연종료 목표온도 확보가 불가능 하기 때문이다.

이후, 2차 사상압연은, 재결정 정지온도보다 40~70℃ 낮은 온도인, 720~780℃에서 마무리한다. 왜냐하면 상기 2차 사상압연을 종료하는 온도가 720℃ 미만이면 경화조직 과다발생에 의한 강도증가, 인성저하가 발생하고, 780℃를 초과하면 항복강도가 과도하게 저하되기 때문이다.

상기 제어압연 종료후, 압연후의 결정립성장을 방지하고 잔류 오스테나이트를 가속냉각(수냉)에 의해 베이나이트로 변태시켜 고강도를 얻기 위해 500~580℃의 온도범위까지 냉각시킨다.

본 발명에서 가속냉각 종료온도를 500~580℃로 규정한 것은, 만일 그 온도가 500℃미만이면 설비냉각능력상 제한이 있고, 580℃를 초과하면 요구 인장강도 (Tensile Strength)를 확보하기 어렵기 때문이다.

이때, 상기 압연된 강판을 상기 종료온도까지 4~7℃/sec의 속도로 냉각함이 바람직하다. 왜냐하면 상기 냉각속도가 7℃/sec 보다 빠르면 베이나이트 분율이 증가하여 강도상승효과에 기여하나 저온충격인성이 열화되고, 4℃/sec 보다 느리면 결정립성장이 촉진되어 강도가 저하될 수 있어 바람직하지 않기 때문이다.

상술한 바와 같이 강조성 성분을 제저하고, 그 연속주조조건 및 열연조건등을 제어함으로써 용접성 및 내부품질이 우수한 YP 350Mpa급 후물 TMCP강을 효과적으로 제조할 수 있는 것이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

(실시예)

표 1과 같이 조성되는 용강을 각각 마련하여 탈린로에서 취련한 후 Ca-Si를 투입하여 MnS개재물 구상화 처리를 행하였다. 이렇게 정련된 용강을 0.98m/분의 속도로 연속주조한 후 표 2와 같이 경압하(2.43mm)요건을 달리하여 두께가 244mm인 강 슬라브를 제조하였다. 한편, 표 1에서 강종(1~7)은 본 발명범위에 속하는 강종이며, 강종(8~9)는 본 발명범위를 벗어난 강종이다.

다음으로, 제조된 강스라브를 1130℃에서 재가열한 다음, 표 2와 같이 그 압 연 및 냉각조건을 달리하여 두께가 60mm인 후물 강판을 제조하였다. 이렇게 제조된 강판에 대해서 기계적강도와 충격인성을 측정하여 그 결과를 표 3에 나타내었으며, 또한 제조된 모든 강판에 대하여 비파괴검사(UST)를 실시하여, 내부품질불량수준을 측정하여, 그 결과를 또한 표 3에 나타내었다. 한편, 표 2에서 T4는 2차 사상압연 개시온도, T5는 사상압연온도, SCT는 냉각시작온도, FCT는 냉각종료온도, 그리고 CR은 냉각속도를 의미한다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Sol-Al	Cu	Ni	Nb	Ti	N
1	0.084	0.25	1.33	0.017	0.003	0.035	0.16	0.14	0.02	0.009	37 ppm
2	0.096	0.25	1.34	0.015	0.002	0.033	0.14	0.13	0.02	0.011	33 ppm
3	0.086	0.24	1.39	0.015	0.002	0.033	0.15	0.14	0.02	0.012	40 ppm
4	0.086	0.24	1.39	0.015	0.002	0.033	0.15	0.14	0.02	0.012	40 ppm
5	0.086	0.24	1.39	0.015	0.002	0.033	0.15	0.14	0.02	0.012	40 ppm
6	0.086	0.24	1.39	0.015	0.002	0.033	0.15	0.14	0.02	0.012	40 ppm
7	0.086	0.24	1.39	0.015	0.002	0.033	0.15	0.14	0.02	0.012	40 ppm
8	0.101	0.45	1.44	0.019	0.002	0.043	0.13	0.14	0.018	0.012	51 ppm
9	0.116	0.26	1.30	0.018	0.005	0.035	0.01	0.03	0.002	0.011	-

구분	두께 (mm)	제어압연(℃)		가속냉각(℃)			경압하
구분	두께 (mm)	T4 (잔압하율)	T5	SCT	FCT	CR	경압하
발명강 (1)	60	820 (45%)	750	740	550	5℃/s	실시 (2.43mm)
비교강 (2)	60	820 (45%)	750	740	550	5℃/s	미실시
비교강 (3)	60	950 (50%)	754	709	614	2℃/s	실시 (2.43mm)
비교강 (4)	60	807 (45%)	758	715	601	2.4℃/s	실시 (2.43mm)
비교강 (5)	60	723 (40%)	700	688	490	5.1℃/s	실시 (2.43mm)
비교강 (6)	60	973 (50%)	800	749	533	4.1℃/s	실시 (2.43mm)
비교강 (7)	60	779 (45%)	747	706	561	4℃/s	실시 (2.43mm)
비교강 (8~9)	60	830 (45%)	750	720	570	5℃/s	실시 (2.43mm)

구분	기계적강도(Mpa)			충격인성 (Ve-40℃,J)	UST불량율 (%)
구분	YP	TS	EL(%)	충격인성 (Ve-40℃,J)	UST불량율 (%)
발명강(1)	395	519	30	324	0
비교강(2)	414	517	24	247	27.9
비교강(3)	284	484	28	308	-
비교강(4)	374	481	33	258	-
비교강(5)	416	543	18	112	-
비교강(6)	441	595	28	38	-
비교강(7)	496	628	22	159	-
비교강(8)	403	556	30	39	-
비교강(9)	388	510	24	46	-

표 2 및 표 3에 나타난 바와 같이, 그 강 조성성분 뿐만 아니라 경압연조건 열연조건등이 최적으로 제어된 발명강(1)은 항복강도, 인장강도, 연신율등 기계적특성이 우수하고, 그 충격인성이 우수할 뿐 아니라 소재의 내부품질도 우수함을 알 수 있다.

이에 반하여, 그 조성성분 및 압연조건등은 본 발명범위내이나 경압연을 실시하지 않은 비교강(1)은 그 충격인성이 나쁘며, 아울러 UST불량율이 높아 소재의 내부품질이 열악함을 알 수 있다.

또한, 그 조성성분은 본 발명범위내이나 압연조건이나 냉연조건이 본 발명범위를 벗어난 비교강(3~7)은 대체로 그 충격인성이 열화되고, 그 기계적특성도 열화되었으며, 조성성분 자체가 본 발명범위를 벗어난 비교예(8~9)는 충격인성이 좋지 않음을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은, 강성분을 제어함과 아울러, 열연조건 및 냉연조건을 최적화 함으로써 용접성 및 내부품질이 우수한 후물 TMCP 강을 제공할 수 있어, 이를 콘테이너선등에 적용할 수 있는 효과가 있다.

Claims

중량%로, C: 0.06~0.11%, Si:0.20~0.50%, Mn:1.30~1.50%, P:0.020% 이하, S:0.005% 이하, Al:0.015~0.050%, Nb:0.005~0.025%, Cu:0.1~0.2%, Ni:0.1~0.2%, Ti:0.005~0.015%, N: 50ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 용강을 마련하는 단계;

상기 조성의 용강을 연속주조기에서 연속주조한후 주조된 주편을 2.43mm로 경압하하여 강 슬라브를 제조하는 단계;

상기 강 슬라브를 상온까지 공냉한후, 1050~1150℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 잔압하율이 45%이 되도록 780~850℃에서 1차 사상압연을 완료한 후, 이어 720~780℃ 에서 2차 사상압연을 완료하는 단계; 및

상기 압연된 강판을 500~580℃의 온도범위까지 냉각한 후 공냉하는단계;를 포함하는 항복강도 350Mpa급 후물 TMCP강의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 연속주조는 0.95~1.0m/분의 주조속도로 실시됨을 특징으로 하는 항복강도 350Mpa급 후물 TMCP강의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 열연된 강판을 500~580℃의 온도범위까지 4~7℃/sec의 속도로 냉각함을 특징으로 하는 항복강도 350Mpa급 후물 TMCP강의 제조방법.