KR100957970B1

KR100957970B1 - 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100957970B1
Application number: KR1020070138507A
Authority: KR
Inventors: 안성수; 유장용
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2007-12-27
Filing date: 2007-12-27
Publication date: 2010-05-17
Also published as: KR20090070484A

Abstract

본 발명은 라인파이프, 건축 구조물 및 해양 구조물 등의 용도로 사용되는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 고인성 고강도의 특성을 가질 뿐 아니라 제조원가가 낮은 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 중량%로 C : 0.04 ~ 0.1%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.3 ~ 1.8%, Mo : 0.05~0.5%, Cr : 1.0%이하, Ni : 1.0%이하, Ti : 0.005 ~ 0.03%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, V : 0.1%이하, Al : 0.01 ~ 0.05%, Cu : 1.0%이하, Ca : 0.006%이하, N : 0.001 ~ 0.006%, P : 0.02%이하, S : 0.005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하고, 그리고 내부조직이 침상형 페라이트(Acicular Ferrite)를 60%이상 갖고, 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite)와 베이나이트(Bainite)를 포함하는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법을 그 요지로 한다.

본 발명에 의하면, 고인성 고강도의 특성을 가질 뿐 아니라 제조원가가 낮은 강판을 제공할 수 있다.

후물, 강도, 인성, 오스테나이트, TMCP

Description

후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법 {HIGH-STRENGTH AND HIGH-TOUGHNESS THICK STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 라인파이프, 건축 구조물 및 해양 구조물 등의 용도로 사용되는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

파이프라인의 경우, 운용 효율을 높이기 위해서는 단위시간당 수송할 수 있는 원유 또는 가스의 양을 증가시킬 필요가 있는데, 이를 위해서는 필연적으로 강재의 강도를 향상시켜야 할 필요가 있다.

원유 및 가스 채굴지역의 한랭지화로 인하여 저온인성의 확보가 필수적이다. 건축 구조물 및 해양 구조물의 경우 대형 구조물의 수요증가 및 운용 조건(운용온도, 연결부 구조 등)의 가혹화 등으로 인하여 고강도 및 고인성의 강재에 대한 요구가 증가되고 있다.

재료의 강도를 증가시키면 반대로 인성이 감소되는 것이 일반적인 경향이다. 상기의 경향은 통상 첨가되는 합금원소가 강도에는 유리한 영향을 미치더라도 인성을 저해하는 모순된 역할을 하기 때문이다.

이를 해결하기 위해서는 성분원소의 조정을 가능한 한 억제하면서 강의 강도와 인성을 향상시키는 방법, 소위 TMCP(Thermo Mechanical Controlling Process)라 불리는 방법인 내부의 결정립을 작게 하여 인성을 향상시킴과 동시에 경질 조직을 형성시켜서 강도를 향상시키는 방법이 많이 사용되었다.

상기 TMCP 법은 강판에 대하여 기계적 가공과 동시에 열이력을 부여하여 강판의 물성을 원하는 물성으로 변화시키는 가공법을 총칭하는 의미로서, 굉장히 많은 형태로 변경되어 사용되고 있으나, 주로 정해진 온도에서 엄격한 조건하에서 압연하는 제어압연 공정과 적절한 범위의 냉각속도로 강판을 냉각하는 가속냉각 공정으로 이루어져 있다.

이러한, TMCP법을 이용할 경우 강판내부에 미세한 결정립을 형성시키고 조직을 적절히 원하는 형태로 제어함으로써 이론상으로는 원하는 물성을 어느 정도까지는 원할하게 제어할 수 있다는 장점이 있다.

그러나, 상기와 같은 TMCP의 가속냉각을 통하여 원하는 강도를 가진 강판을 제조하기 위해서는 종래기술과 마찬가지로 경질 조직을 형성시킬 필요가 있다. 따라서, TMCP 법에 의해 제조된 강판이라 하더라도 강도가 증가하면 인성이 감소되는 추세에 있는 것은 종래기술상으로는 불가피한 실정이었다.

따라서, 고강도 강재 분야에서는 강재의 강도 수준을 높이기 위하여 지속적으로 연구 개발을 실시하는 동시에 저온인성을 확보하기 위한 수단을 확보하기 위한 노력이 지속적으로 실시되어 왔다.

TMCP에서 저온인성을 향상시키기 위하여 가열온도를 낮추고 오스테나이트 재결정을 통한 결정립 미세화 및 오스테나이트 미재결정 영역에서의 압연을 통한 변태상의 핵생성 사이트 확보 등이 활용된다.

통상 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연후 오스테나이트 미재결정 영역에서의 압연을 위하여 오스테나이트 부분 재결정 영역에서는 공냉 또는 방냉을 실시한다.

그러나 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연을 통하여 미세화 및 균질화된 오스테나이트 결정립은 오스테나이트 부분 재결정 영역에서 공냉 혹은 방냉을 통과하면서 오스테나이트 부분 재결정이 발생한다. 이는 오스테나이트 결정립의 비균질화를 조장하여 저온인성에 나쁜 영향을 주게 된다. 아울러 공냉 혹은 방냉시 소요되는 시간으로 인하여 생산시간이 증가하게 되어 제조원가 상승의 원인이 되기도 한다.

본 발명은 상기한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연과 오스테나이트 미재결정 영역 사이에서 발생하는 부분재결 정을 억제하여 균일한 오스테나이트 조직을 얻어 고인성 고강도의 특성을 가질 뿐 아니라 제조원가가 낮은 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

이하, 본 발명에 대하여 설명한다.

본 발명은 중량%로 C : 0.04 ~ 0.1%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.3 ~ 1.8%, Mo : 0.05~0.5%, Cr : 1.0%이하, Ni : 1.0%이하, Ti : 0.005 ~ 0.03%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, V : 0.1%이하, Cu : 1.0%이하, Ca : 0.006%이하, N : 0.001 ~ 0.006%, P : 0.02%이하, S : 0.005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하고, 그리고 내부조직이 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 60%이상, 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite) 10%이하 및 나머지 베이나이트(Bainite)로 이루어지는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판에 관한 것이다.

상기 강판에는 Al이 필요에 따라 0.01 ~ 0.05% 추가로 첨가될 수 있다.

또한, 본 발명은 중량%로 C : 0.04 ~ 0.1%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.3 ~ 1.8%, Mo : 0.05~0.5%, Cr : 1.0%이하, Ni : 1.0%이하, Ti : 0.005 ~ 0.03%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, V : 0.1%이하, Cu : 1.0%이하, Ca : 0.006%이하, N : 0.001 ~ 0.006%, P : 0.02%이하, S : 0.005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050 ~ 1180℃의 범위로 가열하는 단계;

오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 20~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연하는 단계;

오스테나이트 부분 재결정 온도에서 5 ~ 10℃/sce의 냉각속도로, 상기 강판을 오스테나이트 미재결정 온도 이하의 온도로 냉각하고 오스테나이트 미재결정 온도 이하의 온도에서 압하율 60 ~ 80%로 마무리 압연하여 강판을 제조하는 단계; 및

상기 강판을 10 ~ 50℃/sec의 냉각속도로 400 ~ 600℃의 온도범위까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판의 제조방법에 관한 것이다.

상기 강 슬라브에는 Al이 필요에 따라 0.01 ~ 0.05% 추가로 첨가될 수 있다.

또한, 상기 강판의 400 ~ 600℃의 온도범위까지 냉각후에는 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것이 효과적이다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의할 경우에는 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연과 오스테나이트 미재결정 영역 사이에서 발생하는 부분재결정을 억제하여 균일한 오스테나이트 조직을 얻어 고인성 고강도의 특성을 가질 뿐 아니라 제조원가가 낮은 강판을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, 오스테나이트 재결정 영역에서의 오스테나이트 결정립의 균일도를 유지하여 강판의 저온인성을 획기적으로 향상시킬 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 강판의 조성, 내부조직 및 제조방법의 순서대로 상세히 설명한다.

(강판의 조성)

본 발명에서는 그 대상으로 하고 있는 강판의 조성을 충분한 강도와 용접부 인성을 가질 수 있도록 하기 위하여 하기와 같이 선정하였다.

C : 0.04 ~ 0.10 중량%

C는 고용강화를 통하여 금속 및 용접부의 기지를 강화하는 가장 효과적인 원소로서, 작은 크기의 세멘타이트, V 및 Nb 탄질화물 및 Mo 탄화물의 형성에 의한 석출경화에 의한 강화효과를 얻을 수 있다.

이에 더하여, Nb 탄질화물은 열간압연시 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립성장을 막음으로써 결정립 미세화를 통하여 강도 및 저온인성을 동시에 향상시킬 수 있다.

상기 C는, 냉각중 강판 내부에 강한 미세조직을 형성시키는 능력인, 경화능을 향상시키는 역할도 한다.

일반적으로, 그 함량이 0.04 중량% 미만이 되면 이러한 강화효과를 얻을 수 없고, 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 현장용접 후 저온균열을 포함하여 기지금속 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다

Si : 0.1 ~ 0.4 중량%

Si는 Al을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 고용강화 원소로도 효과를 나타낸다. 상기 Si을 0.4중량% 이상으로 과다하게 첨가하면 압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 현장용접성 및 용접 열영향부의 인성을 매우 저하시킨다.

Mn :1.3 ~ 1.8중량%

Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 1.3 중량%이상 첨가되어야 경화능 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 1.8 중량%을 초과하여 첨가시키면 제강공정에서 슬라브를 주조시 중심 편석을 조장하고 인성을 저하시키게 된다. 아울러, 과다한 Mn의 첨가는 경화능을 과도하게 향상시켜 현장용접성을 나쁘게 하여 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다.

Mo : 0.05~0.5 중량%

Mo는 경화능을 향상시키는데, 특히 Nb와 함께 첨가할 경우 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립 미세화에 기여한다. 그러나, 과도한 Mo의 첨가는 현장용접시 용접 열영향부의 인성을 저하시키므로 0.5 중량 %이하를 유지하여야 하며, 높은 원가를 고려할 때 0.10중량% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.

Cr : 1.0 중량%이하

Cr은 경화능을 향상시키는 역할을 한다. 그러나, 과도한 Cr의 첨가는 현장에서 용접 후 저온균열을 발생시켜 기지금속 및 용접부 열영향부의 인성을 저하시키므로 Cr의 함량은 1.0 중량 %이하를 유지하여야 한다.

Ni : 1.0중량% 이하

Ni은 저탄소강에서 현장용접성 및 저온인성을 해지지 않고 물성을 향상시키는 원소이다.

상기 Ni은 Mn 및 Mo에 비하여, 저온인성을 저하시키는 도상 마르텐사이트 등의 경질상을 적게 형성시키고, 용접열영향부의 인성을 향상시킨다.

아울러 연속주조 및 열간압연시 Cu 첨가강에서 발생하는 표면균열발생을 억제시킨다. 그러나, Ni은 고가원소이고 과다한 Ni의 첨가는 용접열영향부의 인성을 오히려 저하시킨다.

따라서, 상기 Ni의 함량은 1.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.005~0.03 중량%

Ti은 미세한 Ti 질화물(TiN)을 형성하여 슬라브 가열시 오스테나이트 결정립 조대화를 억제함으로써 결정립 미세화에 기여한다. 이에 더하여, TiN은 용접 열영향부의 결정립 조대화를 막음은 물론 용강 중에 있는 N을 제거하여 줌으로써 인성을 향상시켜 주게 된다.

N을 충분히 제거하기 위하여 Ti는 N첨가량의 3.4배 이상이 되어야 한다.

따라서, Ti는 기지금속 및 용접 열영향부의 강도 및 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소로써 강 중에 TiN으로 존재하여 압연을 위한 가열 과정에서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며 또한 질소와 반응하고 남은 Ti가 강 중에 고용되어 탄소와 결합하여 TiC의 석출물이 형성되고 TiC의 형성은 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다.

Al의 첨가량이 매우 작을 경우에는 Ti 산화물을 형성시켜 용접 열영향부에 입내 침상형 페라이트(intragranular acicular ferrite)의 핵생성 사이트로 작용하게 된다.

따라서, TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.005 중량%이상의 첨가할 필요가 있다.

한편, 0.03 중량%이상이 첨가되면 Ti 질화물의 조대화 및 Ti 탄화물에 의한 경화가 과도하여 저온인성에 매우 해로우며, 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화되기 때문에 Ti 첨가의 상한은 0.03 중량%로 한다.

Nb : 0.02~0.06 중량%

Nb는 결정립 미세화를 통하여 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 한다.

열간압연 중 생성되는 Nb 탄질화물은 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립 성장을 막아서 오스테나이트 결정립을 미세하게 한다.

Mo와 함께 첨가될 때, 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립미세화 효과가 증대 되고, 석출강화 및 경화능 향상을 통한 강화효과가 보다 두드러진다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 0.02 중량%이상 함유되어야 한다. 그러나, 0.06 중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 더 이상 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라 과도한 Nb 탄질화물의 석출에 기인되어 오스테나이트 미재결정온도를 지나치게 높이기 때문에 재질이방성이 증가하고 고가의 합금원소이며 용접성 및 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 주게 된다.

V : 0.1 중량%이하

V은 Nb과 유사한 역할을 하나, 그 효과는 Nb보다 다소 약하다. 그러나, Nb와 V이 함께 첨가될 경우 그 효과가 매우 확대된다. 그러나, 용접 열영향부의 인성 및 용접성을 고려하여 그 상한을 0.1 중량%로 한다.

Al : 0.01~0.05 중량%

Al은 일반적으로 강의 탈산을 목적으로 첨가한다. 또한, 미세조직을 미세하게 할 뿐 아니라, 용접 열영향부의 조대결정립 영역에서 N을 제거함으로써 열영향부의 인성을 향상시킨다.

그러나, 0.05 중량%를 초과하여 함유될 경우에는 Al산화물(Al₂O₃)을 형성하여 기지금속 및 열영향부의 인성을 저하시킨다. Ti 및 Si첨가를 통하여 탈산을 할 수 있으므로, Al은 반드시 첨가되는 것은 아니다.

Cu :0 ~ 1.0중량%

Cu는 기지금속 및 용접열영향부의 강화시키는 원소이다. 그러나, Cu를 과다하게 첨가하면 용접열영향부의 인성 및 현장용접성을 저하시키게 된다.

상기 Cu의 함량은 0 ~ 1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.006 중량%이하

Ca는 주로 MnS 개재물의 형상을 제어하고 저온인성을 향상시키기 위하여 첨가되는 원소이다. 그러나 과도한 Ca첨가는 다량의 CaO-CaS가 형성 및 결합하여 조대한 개재물을 형성하므로 인하여 강의 청정도 저하는 물론 현장 용접성을 해친다.

따라서, 상기 Ca 함량은 0.006 중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N : 0.001 ~ 0.006 중량%

N는 슬라브 가열 중 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, TiN 석출물은 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 그러나 과도한 N 첨가는 슬라브 표면결함을 조장하고, 용질질소가 있을 경우 기지 및 용접 열영향부의 인성을 저하시킨다.

따라서, N의 함량은 0.001 ~ 0.006 중량%로 제한한다.

P : 0.02 중량%이하

P는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극 저감하여야 할 필요가 있으나, P을 극한까지 저감시키기 위해서는 제강 공정부하가 심화되고 0.02 중량%이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로 그 상한을 0.02 중량%로 한다.

S : 0.005 중량%이하

S는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키고, 적열취성을 일으키는 원소로서, 상기 P와 마찬가지로 제강 공정 부하를 고려하여 그 상한을 0.005 중량%로 한정한다.

(내부조직)

상술한 성분계를 가지는 강판으로서 강도가 우수하고 변형능이 우수한 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로서 내부조직의 종류와 형상에 대하여 추가적으로 한정할 필요가 있다.

내부조직으로는 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 60%이상, 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite) 10%이하 및 나머지 베이나이트(Bainite)를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기와 같은 형태의 내부조직 외에도 일부 M&A(마르텐사이트 오스테나이트 결합상)가 형성될 수 있다. 상기 M&A 인성을 저해하는 원인이 되므로 그 함량을 면적분율 기준으로 10% 이하로 하는 것이 좋다.

상술한, 성분계를 가지며 내부조직 조건을 충족하는 강판은 항복강도인 500MPa 이상, -60℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 300J 이상인 것으로서 본 발명에서 목적하는 성질을 모두 충족하는 강판인 것이다.

(제조방법)

상술한 바와 같은 본 발명의 목적을 충족하는 강을 제조하기 위하여 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 방법에 대하여 아래에서 설명한다.

본 발명의 제조방법은 개략적으로는 슬라브를 가열한 후, 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정영역에서 1회 또는 2회 이상의 다단계 압연한 후, 오스테나이트 부분 재결정이 발생하는 온도에서 5~10℃/sec의 냉각속도로 냉각을 실시한 후, 오스테나이트 재결정온도보다 낮은 온도에서 2회 이상의 다단계로 마무리 압연을 실시한 후 10~50℃/sec의 속도로 냉각하고 400~600℃에서 냉각을 종료하는 과정으로 이루어진다. 상기 냉각 종료 온도 이하에서는 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것이 바람직하다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

슬라브 가열 : 1050 ~ 1180℃

슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원할히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로 목적에 맞게 적절한 온도범위내에서 가열공정이 수행되어야 한다.

상기 가열공정에서 중요한 것은 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하여야 할 뿐만 아니라 너무 높은 가열온도로 인하여 결정립이 과다하게 조대화되는 것을 최대한 방지하여야 한다는 것이다.

만일, 강의 가열온도가 상기 1050℃ 미만으로 될 경우에는 Nb나 V가 강중에 재고용되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울 뿐 아니라 부분 재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립이 균일하지 않게 형성되어 고인성화가 어려우며, 상기 1180℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화 되어 결국 강판의 결정립 크기가 증가하는 원인을 제공하게 되며 그 결과 강판의 인성이 극히 열화된다. 따라서, 적절한 가열온도 범위는 1050 ~ 1180℃로 하는 것이 바람직하다.

압연 조건

강판이 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다.

본 발명에서 압연은 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직한데, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다. 먼저, 오스테나이트 재결정 영역에서 초기 슬라브 두께의 20~80%를 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다.

상기와 같은 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연은 오스테나이트 재결정을 통하여 결정립을 작게 하는 효과를 가지는데, 다단계 압연을 실시할 경우 오스테나이트 재결정 후 결정립 성장이 발생하지 않도록 각 단계의 압하율 및 시간을 잘 제어하여야 한다.

상술한 과정에 의해 형성된 미세한 오스테나이트 결정립은 최종 판재의 인성을 향상시키는 역할을 하게 된다. 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연 후 오스테나이트 부분재결정 영역에서 5~10℃/sec의 냉각속도로 슬라브를 냉각시킨다.

이는 오스테나이트 재결정 영역에서 실시한 압연의 효과를 유지하기 위함이다.

냉각속도가 5℃/sec 미만일 경우에는 오스테나이트가 부분적으로 재결정이 발생할 수 있으며, 10℃/sec을 초과하는 경우에는 표면부와 중심부의 온도편차가 발생할 수 있게 된다.

이 후 오스테나이트 미재결정 온도(T_nr)영역 이하에서 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 이때, 재결정 온도영역에서 압연을 마친 슬라브 두께의 60~80%를 압연을 실시하며, Ar₃온도(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도)이상에서 압연을 종료한다. T_nr과 Ar₃온도(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도) 사이에서의 압연은 결정립을 찌그러뜨리고 결정립 내부에 변형에 의한 전위를 발달시켜 냉각중 침상형 페라이트를 형성하는 핵생성 자리로 작용하게 된다.

냉각속도 : 10~50℃/sec

냉각속도는 강판의 인성과 강도를 향상시키는 중요한 요소이다. 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키고, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있기 때문이다. 냉각속도가 10℃/sec미만인 경우에는 냉각중 형성된 조대한 페라이트가 혼재하게 되어 강도 및 인성에 불리하게 된다. 따라서, 압연 후 상기 강판의 냉각속도는 최소 10℃/sec로 하여야 인성과 강도가 향상된 강판을 제조할 수 있다.

그러나, 반대로 50 ℃/sec를 초과하는 냉각속도로 냉각할 경우에는 본 발명에서 대상으로 하고 있는 후물 강판의 특성상 수냉각 설비를 통한 냉각수량 제어의 한계에 직면함은 물론 과다한 냉각수량으로 인하여 강판의 뒤틀림 현상이 발생하여 형상제어가 불량하게 된다.

냉각종료 : 400~600℃

강판의 내부조직을 제어하기 위해서는 냉각속도의 효과가 충분히 발현되는 온도까지 냉각하여 줄 필요가 있다. 만일 냉각을 정지하는 온도인 냉각정지온도가 600℃ 를 초과하는 경우에는 강판 내부에 미세한 결정립과 베이나이트상이 충분히 형성되기 어렵게 되므로 상기 냉각정지온도의 상한은 600℃로 한정할 필요가 있다.

그러나 냉각정지 온도가 400℃ 미만이 될 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다 냉각으로 인한 판 뒤틀림 문제가 발생될 수 있다.

상기 강판의 400 ~ 600℃의 온도범위까지의 냉각 후에는 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것이 효과적이다.

상기한 본 발명의 압연 및 냉각공정이 종래방법이 것과 함께 도 1에 나타나 있다

도 1에, 곡선 A는 종래방법의 것을 나타내고, 곡선 B는 본 발명법의 것을 나타낸다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 조성으로 300mm 두께의 슬라브를 제작하여 하기 표 2에 나타난 제조조건으로 가열-압연-냉각하여 두께 30mm의 강판을 제조하였다.

하기 표 1에서, 발명강 A 내지 발명강 D의 경우는 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 경우이며, 비교강 E 내지 발명강 I의 경우는 본 발명의 조건을 벗어나는 경우이다. 비교강 E는 C이 너무 낮은 경우에 해당되고 비교강 F는 C이 과도하게 높은 경우에 해당되는 것이다. 또한 비교강 G는 Mn이 과다하게 높은 경우이며, 비교강 H는 Ti가 과다하게 높은 경우이다.

하기 표 2의 발명강 A1 내지 D1은 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 경우이며, 비교강 A2 내지 A7은 본 발명의 합금조성을 만족하는 조성인 상기 표 1의 발명강 A의 합금조성을 가지나 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 경우이다. 비교강 E1 내지 H1은 표 1의 비교강 E 내지 H의 합금조성을 가지는 슬라브에 대하여 본 발명의 제조조건을 적용한 경우이다.

하기 표 2에서, 발명강 A1 내지 D1의 경우는 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 경 우이며, 비교강 A2의 경우는 슬라브 재가열온도가 과다하게 높은 경우, 비교강 A3의 경우는 슬라브 재가열온도가 너무 낮은 경우, 비교강 A4의 경우는 부분재결정영역에서의 냉각속도가 너무 낮은 경우, 비교강 A5는 냉각속도가 너무 낮은 경우, 비교강 A6는 미재결정 압하율이 너무 낮은 경우, 비교강 A7는 냉각정지온도가 과다하게 높은 경우를 나타낸다.

상기와 같이 제조한 강판의 일부분을 채취하여 인장시험, -60℃에서 샤르피(Charpy) 충격시험 시험을 수행하여 인장특성 및 충격흡수 에너지를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.

구분		C	Si	Mn	Mo	Cr	Ni	Ti	Nb	V	Al	Cu	Ca*	N*	P*	S*
발명강	A	0.065	0.20	1.44	0.18	0.33	0.42	0.012	0.035	0.053	0.038	0.44	30	32	70	13
	B	0.048	0.35	1.64	0.09	0.23	0.35	0.025	0.042	0.032	-	0.32	21	32	61	12
	C	0.052	0.25	1.68	0.22	0.48	0.28	0.027	0.034	0.064	-	0.42	12	44	63	9
	D	0.076	0.31	1.71	0.36	0.64	0.54	0.015	0.028	0.073	0.044	0.21	24	45	56	15
비교강	E	0.032	0.28	1.58	0.25	0.58	0.44	0.025	0.042	0.042	0.032	0.42	22	34	62	14
	F	0.128	0.21	1.71	0.32	0.35	0.52	0.028	0.035	0.043	0.023	0.33	18	44	56	15
	G	0.073	0.27	2.04	0.28	0.18	0.24	0.026	0.033	0.063	0.043	0.26	13	46	72	15
	H	0.069	0.35	1.65	0.32	0.46	0.52	0.041	0.054	0.054	0.033	0.35	25	35	63	14

단, 상기 표에서 *표시된 원소의 함량단위는 ppm이며, 나머지 원소의 함량 단위는 중량%임.

구분			슬라브 가열 온도 (℃)	재결정역 압하율 (%)	부분재결정역 냉각속도 (℃/sec)	미재결정역 압하율 (%)	냉각 속도 (℃/sec)	냉각 정지 온도 (℃)	AF (%)	PF (%)	B (%)	항복 강도 (MPa)	vE_-60℃ (%)
발명강	A	1	1156	64	8.2	72	12.8	452	72	7	21	525	361
	B	1	1126	69	5.8	68	27.8	421	82	8	10	510	420
	C	1	1142	62	6.4	74	16.5	555	83	8	9	523	396
	D	1	1162	58	7.2	76	17.6	456	78	8	14	545	338
비교강	A	2	1195	62	5.4	74	32.4	483	63	9	28	563	186
	A	3	1034	60	7.5	75	26.4	434	68	9	23	423	395
	A	4	1148	62	3.8	74	25.6	435	67	9	24	492	230
	A	5	1152	58	7.5	76	8.7	456	52	34	14	454	138
	A	6	1144	78	6.2	55	25.3	575	45	47	8	432	168
	A	7	1133	57	6.3	77	35.6	638	76	24	-	463	246
	E	1	1134	60	7.4	75	26.5	423	72	10	18	421	450
	F	1	1155	70	8.8	67	18.5	432	76	8	16	593	124
	G	1	1144	57	7.2	77	19.4	553	73	8	19	514	81
	H	1	1154	58	8.8	76	16.8	472	64	8	28	525	56

여기서, AF는 침상형 페라이트의 분율이고, PF는 다각형 페라이트의 분율이고, B는 베이나이트의 분율이고, vE_-60℃는 -60℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지이다.

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제한하고 있는 강 조성 및 제조조건을 가지는 발명강의 경우에는 모두 500MPa 이상의 항복강도를 만족하고 있고, 또한 파괴인성을 살펴 보면, -60℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지는 300J이상의 높은 값을 나타내고 있음을 알 수 있다.

비교강 A2의 경우는 슬라브 재가열온도가 과다하게 높은 경우로서 고용강화 효과를 일으키는 합금원소의 고용도가 높아 강도는 충분히 높은 값을 나타내고 있으나, 가열로에서 추출되었을 때의 오스테나이트의 결정립 크기가 조대하여 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연 후에도 오스테나이트 결정립의 크기가 미세하지 않아 샤르피 충격 흡수에너지가 너무 낮은 값을 나타내었다.

비교강 A3는 슬라브 재가열온도가 너무 낮은 경우로서 가열로 추출시 초기 오스테나이트의 결정립 크기가 미세하여 샤르피 충격 흡수에너지는 높으나 합금원소에 의한 고용강화효과가 미비하여 강도가 미흡한 결과를 나타내고 있다.

비교강 A4의 경우는 부분재결정영역에서의 냉각속도가 너무 낮은 경우로서 오스테나이트 재결정 온도에서 균일화된 오스테나이트 결정립이 냉각중 부분재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립의 균일도가 낮아져 낮은 샤르피 충격 흡수에너지를 나타내었다.

비교강 A5는 냉각속도가 너무 낮아 침상형 페라이트를 제대로 형성하지 못하고 다각형 페라이트가 다량 형성되어 낮은 강도와 낮은 샤르피 충격 흡수에너지를 나타내었다.

비교강 A6는 미재결정 압하율이 너무 낮아 냉각시 침상형 페라이트 변태를 일으키는 핵생성 사이트가 부족하여 침상형 페라이트의 분율이 낮아 강도 및 샤르피 충격 흡수에너지 모두 열위한 값을 나타내었다.

비교강 A7은 냉각정지온도가 과다하게 높아 저온 변태상이 형성되지 못하여 낮은 항복강도 및 샤르피 충격인성을 나타내고 있다.

한편, 비교강 E는 C이 너무 낮은 경우로서, 인성은 우수하나 강도가 매우 열위하고 균일연신율 및 가공경화지수가 매우 낮은 결과를 나타내었다.

비교강 F, G, H는 각각 C, Mn, Ti가 과도하게 높은 경우로서, 강도는 만족할 만한 결과를 얻었으나 샤르피 충격 흡수에너지가 열위한 결과를 나타내었다.

따라서, 본 발명에 따른 제조방법의 효과를 확인할 수 있었다.

도 1은 종래방법(A)과 본 발명법(B)의 압연 및 냉각공정을 나타내는 개략도

Claims

중량%로, C: 0.04 ~ 0.1%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.3 ~ 1.8%, Mo: 0.05~0.5%, Cr: 1.0%이하, Ni: 1.0%이하, Ti: 0.005 ~ 0.03%, Nb: 0.02 ~ 0.06%, V: 0.1%이하, Cu: 1.0%이하, Ca: 0.006%이하, N: 0.001 ~ 0.006%, P: 0.02%이하, S: 0.005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하고, 그리고 내부조직이 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 60%이상, 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite) 10%이하 및 나머지 베이나이트(Bainite)로 이루어지는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판
제1항에 있어서, 상기 강판에, Al이 추가로 0.01 ~ 0.05% 포함되는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판
중량%로, C: 0.04 ~ 0.1%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.3 ~ 1.8%, Mo: 0.05~0.5%, Cr: 1.0%이하, Ni: 1.0%이하, Ti: 0.005 ~ 0.03%, Nb: 0.02 ~ 0.06%, V: 0.1%이하, Cu: 1.0%이하, Ca: 0.006%이하, N: 0.001 ~ 0.006%, P: 0.02%이하, S: 0.005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050 ~ 1180℃의 범위로 가열하는 단계;

오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 20~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연하는 단계;

오스테나이트 부분 재결정 온도에서 5 ~ 10℃/sce의 냉각속도로, 상기 강판을 오스테나이트 미재결정 온도 이하의 온도로 냉각하고 오스테나이트 미재결정 온도 이하의 온도에서 압하율 60 ~ 80%로 마무리 압연하여 강판을 제조하는 단계; 및

상기 강판을 10 ~ 50℃/sec의 냉각속도로 400 ~ 600℃의 온도범위까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판의 제조방법
제3항에 있어서, 상기 강판에, Al이 추가로 0.01 ~ 0.05% 포함되는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판의 제조방법
제3항 또는 제4항에 있어서, 상기 강판의 400 ~ 600℃의 온도범위까지의 냉각후에는 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것을 특징으로 하는 후물 고강도 고인성 강판의 제조방법