KR101299319B1

KR101299319B1 - 극후 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101299319B1
Application number: KR1020110098107A
Authority: KR
Inventors: 이동진; 고상기; 박규협; 박재선
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2011-09-28
Filing date: 2011-09-28
Publication date: 2013-08-26
Also published as: KR20130034210A

Abstract

합금성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여 표면부와 두께 중심부에서의 저온 충격특성이 모두 우수한 특성을 갖는 극후 강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 극후 강판 제조 방법은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.4 ~ 2.0 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.02 ~ 0.04 중량%, 인(P) : 0.012 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02 중량%, 칼슘(Ca) : 0.03 중량% 이하, 질소(N) : 50ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 950 ~ 1050℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계; 및 상기 2차 압연된 판재를 450 ~ 600℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

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

본 발명은 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여 표면부와 두께 중심부에서의 저온 충격특성이 모두 우수한 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근 초대형 컨테이너선에서 우수한 저온인성을 갖는 강재를 요구하는 수요가 증가하고 있으며, 그 적용 두께 또한 점차 증가하고 있는 추세이다.

이러한 초대형 컨테이너선을 건조하는 데 사용되는 극후 강판은 사용 환경에 따라 충격인성 보증 온도가 0 ~ -60℃로 다양하게 요구되고 있다. 특히, 80mm 이상의 극후물재의 경우에는 합금성분, 압연 및 냉각 제어를 통하여 두께 중심부의 미세조직을 적절히 제어함으로써 저온 충격인성을 안정적으로 확보하는데 많은 어려움이 따르고 있다.

관련 선행기술로는 대한민국 등록특허공보 제10-0643361호(2006.11.10. 공고)가 있다.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 표면부와 두께 중심부에서의 저온 충격인성이 모두 우수한 극후 강판을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 448 MPa 이상 및 항복강도(YS) : 345 ~ 517 MPa를 가지면서도, -40℃에서의 충격에너지가 300J 이상을 갖는 후 강판을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.4 ~ 2.0 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.02 ~ 0.04 중량%, 인(P) : 0.012 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02 중량%, 칼슘(Ca) : 0.03 중량% 이하, 질소(N) : 50ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 950 ~ 1050℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계; 및 상기 2차 압연된 판재를 450 ~ 600℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 슬라브 판재에는 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0015 중량%, 구리(Cu) : 0.4 중량% 이하 및 니켈(Ni) : 0.4 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.4 ~ 2.0 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.02 ~ 0.04 중량%, 인(P) : 0.012 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02 중량%, 칼슘(Ca) : 0.03 중량% 이하, 질소(N) : 50ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 510 ~ 660 MPa 및 항복강도(YS) : 390 MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강판은 보론(B) : 0.0005 ~ 0.0015 중량%, 구리(Cu) : 0.4 중량% 이하 및 니켈(Ni) : 0.4 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

본 발명에 따른 극후 강판 및 그 제조 방법은 합금 성분 및 공정 조건을 적절히 조절함으로써, 인장강도(TS) : 510 ~ 660 MPa, 항복강도(YS) : 390 MPa 이상 및 -40℃에서의 충격에너지 : 300J 이상을 확보할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 극후 강판은 인장강도 500MPa급을 가지면서도 표면뿐만 아니라 두께 중심부에서의 저온 충격인성이 모두 우수하므로, 대형 컨테이너선과 같은 선박 구조물 등으로 널리 활용될 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법을 나타낸 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 시편의 표면부의 절단면에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 시편의 1/4t 지점의 절단면에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이다.
도 4는 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 시편의 1/2t 지점의 절단면에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이다.

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 극후 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

극후 강판

본 발명에 따른 극후 강판은 인장강도(TS) : 510 ~ 660 MPa, 항복강도(YS) : 390 MPa 이상, -40℃에서의 충격에너지 : 300J 이상 및 연신율(El) : 20% 이상을 만족하는 것을 목표로 한다.

이를 위하여, 본 발명에 따른 극후 강판은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.4 ~ 2.0 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.02 ~ 0.04 중량%, 인(P) : 0.012 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02 중량%, 칼슘(Ca) : 0.03 중량% 이하, 질소(N) : 50ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.

한편, 상기 강판은 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 상기 칼슘(Ca) 및 황(S)을 포함하는 것이 더 바람직하다.

수학식 1 : 1.5 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)

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

탄소(C)

본 발명에서 탄소(C)는 강판의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 탄소(C)의 함량이 0.05 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 강판 전체 중량의 0.10 중량%를 초과할 경우에는 강판의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

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

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.30 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 실리콘(Si)의 함량이 0.05 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.30 중량%를 초과할 경우에는 강판 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, Ar₃점을 낮추어 제어압연 온도 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 1.4 ~ 2.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 망간(Mn)의 함량이 1.4 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.0 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

가용성 알루미늄(S_Al)

가용성 알루미늄(S_Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

상기 가용성 알루미늄(S_Al)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.02 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과가 미흡할 수 있다. 반대로, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al₂O₃를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

인(P), 황(S)

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 저온 충격인성을 저하시키는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강판 전체 중량의 0.012 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)은 상기 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강판 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한하였다.

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 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.03 중량%를 초과하여 첨가될 경우에는 강판의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우, 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

티타늄(Ti)

본 발명에서 티타늄(Ti)은 슬라브 재가열시 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여, 강판의 조직을 미세화하는 역할을 한다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.02 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 티타늄 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우에는 TiN 석출물이 조대해져 결정립 성장을 억제하는 효과가 저하되는 문제가 있다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘은 망간에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.

상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.03 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 칼슘(Ca)의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

한편, 칼슘(Ca)과 황(S)은 하기 수학식 1을 만족하는 범위로 첨가하는 것이 더 바람직하다.

수학식 1 : 1.5 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)

만일, 황(S)의 함량 대비, 칼슘(Ca)의 함량 비율이 1.5 미만일 경우 CaS 형성이 불충분하여 MnS 생성 억제 효과가 불충분하다. 반대로, 황(S)의 함량 대비 칼슘(Ca)의 함량비가 2.5를 초과할 경우 칼슘의 과다 첨가로 인하여 CaO와 같은 개재물이 형성되는 문제점이 발생할 수 있다. 또한, 이 경우, 황의 함량을 극소로 제어해야 하는 문제가 발생할 수 있다.

질소(N)

본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물로, AlN, TiN 등의 개재물을 형성시켜 강판의 내부 품질을 저하시키는 문제가 있다.

본 발명에서 질소(N)는 극소량으로 제어하는 것이 바람직하나, 이 경우 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 강판 전체 중량의 50ppm 이하로 제한하였다.

보론(B)

보론(B)은 황(S)의 첨가로 인해 발생할 수 있는 2차 가공취성을 방지하는 역할을 한다.

상기 보론(B)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0015 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 보론(B)의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우에는 2차 가공취성 방지 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0015 중량%를 초과할 경우에는 편석에 의한 재질편차가 발생될 수 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.

다만, 상기 구리(Cu)의 함량이 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.40 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 구리(Cu)의 함량을 강판 전체 중량의 0.40 중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni)

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

다만, 상기 니켈(Ni)의 함량이본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.4 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열췻성을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 니켈(Ni)의 함량을 강판 전체 중량의 0.4 중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

극후 강판 제조 방법

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

도 1을 참조하면, 도시된 극후 강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 1차 압연 단계(S120), 2차 압연 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 슬라브 재가열 단계(S110)를 실시하는 것이 더 바람직하다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 탄소(C) : 0.05 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.4 ~ 2.0 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.02 ~ 0.04 중량%, 인(P) : 0.012 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02 중량%, 칼슘(Ca) : 0.03 중량% 이하, 질소(N) : 50ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열한다.

상기 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분을 재고용한다.

이때, 본 단계에서 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature: SRT)는 950 ~ 1050℃로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 950℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1050℃를 초과할 경우에는 Ti 석출물(TiN)이 고용되어 오스테나이트 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

1차 압연 및 2차 압연

1차 압연 단계(S120)에서는 재가열된 슬라브 판재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연한다. 1차 압연은 오스테나이트 재결정 영역에 해당하는 950 ~ 1000℃에서 실시될 수 있다.

만일, 1차 압연의 종료온도가 950℃ 미만으로 실시될 경우에는 혼립조직이 형성될 우려가 높아, 최종 페라이트 결정립 크기의 불균일을 초래하여 저온인성을 저해할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 종료온도가 1000℃를 초과하여 실시될 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

1차 압연의 압하율은 2차 압연의 누적 압하율에 따라 결정될 수 있다. 예를 들어, 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 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연한다. 이때, 2차 압연은 제어 압연이 적용되도록 복수의 압연 패스를 이용할 수 있다.

이때, 2차 압연의 종료온도는 750 ~ 850℃로 실시하는 것이 바람직하다. 2차 압연의 종료온도는 강도 및 저온인성에 밀접한 연관성을 갖는다. 만일, 2차 압연의 종료온도가 750℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연의 종료온도가 850℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 40 ~ 60%가 되도록 실시될 수 있다. 만일, 2차 압연의 누적압하율이 40% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 중심부의 조직이 조대화되어 저온 충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 60%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.

한편, 본 발명에서는 각 패스마다 충분한 압연이 이루어질 수 있도록, 각 패스당 평균 압하율은 10 ~ 30%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 각 패스당 평균 압하율이 10% 미만으로 실시될 경우에는 두께 중심부까지 스트레인이 충분히 가해지지 못하여 냉각 후 미세한 결정립을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 각 패스당 평균 압하율이 30%를 초과할 경우에는 압연기의 부하로 인하여 제조가 불가능해지는 문제가 있다.

냉각

냉각 단계(S140)에서는 2차 압연이 완료된 판재를 가속냉각 방식 등으로 냉각 종료 온도까지 냉각함으로써, 결정립 성장을 억제한다.

이때, 냉각 종료 온도는 450 ~ 600℃로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 냉각 종료 온도가 450℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 충격인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각 종료 온도가 600℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직 형성으로 인하여 강도 확보가 불충분해지는 문제가 있다.

한편, 냉각 단계(S140)에서 냉각속도는 2 ~ 6℃/sec로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 냉각 속도가 2℃/sec 미만으로 실시될 경우에는 강재의 두께 중심부의 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따른다. 반대로, 냉각 속도가 6℃/sec를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 급격히 저하되는 문제가 있다.

냉각 단계(S140) 이후에는 상온까지 공냉이 진행될 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 극후 강판은 슬라브 재가열 온도를 950 ~ 1050℃로 낮게 제어함으로써, 초기 생성되는 오스테나이트의 성장을 최대한 억제하여 열간압연시 강압하에 따른 중심부의 변형을 최대화하여 중심부의 강도 및 충격인성을 극대화할 수 있다.

따라서, 본 발명의 실시예에 따른 방법으로 제조되는 극후 강판은 인장강도(TS) : 510 ~ 660 MPa, 항복강도(YS) : 390 MPa 이상 및 -40℃에서의 충격에너지 : 300J 이상을 가질 수 있다.

또한, 본 발명의 실시예에 따른 방법으로 제조되는 극후 강판은 인장강도 500MPa급을 가지면서도 표면부 및 두께 중심부에서의 저온 충격인성이 균일한 특성을 나타내므로, 대형 컨테이너선과 같은 선박 구조물 등으로 널리 활용될 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 조성 및 표 3에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편을 제조하였다. 이후, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편에 대하여 인장시험과 -40℃에서 샤르피(charpy) 충격시험을 수행하였다.

[표 1](단위 : 중량%)

[표 2](단위 : 중량%)

[표 3]

2. 기계적 물성 평가

표 4는 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 4]

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들은 목표값에 해당하는 항복강도(YS) : 390 MPa 이상, 인장강도(TS) : 510 ~ 660 MPa 및 연신율(El) : 20% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들의 경우, 표면부, 1/4t 지점 및 1/2t 지점에서의 -40℃ 충격에너지가 300J 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다. 따라서, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들의 경우 두께 방향의 재질 특성이 균일하다는 것을 알 수 있다.

반면, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 보론(B)이 미첨가되며, 본 발명에서 제시하는 슬라브 재가열 온도보다 대략 100℃ 정도 높은 1126℃에서 실시되는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)이 목표값을 만족하며, 두께 방향에 대한 1/2t 지점에서의 -40℃ 충격에너지가 315J로 목표값을 만족하였으나, 표면부 및 1/4t 지점에서의 -40℃ 충격에너지가 목표값에 미달하는 195J 및 187J에 불과한 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 칼슘(Ca)이 미첨가되며, 슬라브 재가열 온도가 본 발명에서 제시하는 온도 범위를 벗어난 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우 역시, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)은 목표값을 만족하였으며, 두께 방향에 대한 1/2t 지점에서의 -40℃ 충격에너지가 301J로 목표값을 만족하였으나, 표면부 및 1/4t 지점에서의 -40℃ 충격에너지가 목표값에 미달하는 203J 및 165J에 불과한 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 가용성 알루미늄(S_Al), 칼슘(Ca), 보론(B), 구리(Cu) 및 니켈(Ni)이 미첨가되는 비교예 3에 따라 제조된 시편의 경우, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El) 모두가 목표값에 미달하였으며, 표면부, 1/4t 지점 및 1/2t 지점에서의 -40℃ 충격에너지가 300J 이상에 모두 미달하는 것을 알 수 있다.

한편, 도 2는 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 시편의 표면부의 절단면에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 시편의 1/4t 지점의 절단면에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이며, 도 4는 본 발명의 실시예 1에 따라 제조된 시편의 1/2t 지점의 절단면에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이다.

도 2 내지 도 4를 참조하면, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 표면부, 1/4t 지점 및 1/2t 지점에서의 미세 조직이 모두 치밀하게 형성되어 있는 것을 확인할 수 있다. 또한, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 두께 방향에 대한 표면부, 1/4t 지점 및 1/2t 지점에서의 -40℃ 충격에너지가 유사한 값을 가지므로, 두께 방향의 재질 특성이 균일하다는 확인하였다. 이 결과, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS) 500MPa급을 만족하면서도, 모든 두께 방향에 대하여 -40℃에서의 충격에너지가 300J 이상을 만족하는 것으로 판단된다.

위의 실험 결과를 토대로, 인장강도 500MPa급의 극후 강판을 제조하는 데 있어서, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들이 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 비해 제조비용 및 생산성 측면에서 우위에 있으며, 재질 또한 동등 이상의 물성을 확보하는 것이 가능하다는 것을 확인하였다.

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.

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

Claims

탄소(C) : 0.05 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.4 ~ 2.0 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.02 ~ 0.04 중량%, 인(P) : 0.012 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02 중량%, 칼슘(Ca) : 0.03 중량% 이하, 질소(N) : 50ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 950 ~ 1050℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계;
상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계; 및
상기 2차 압연된 판재를 450 ~ 600℃까지 냉각하는 단계;를 포함하며,
상기 1차 및 2차 압연 시 패스당 평균 압하율은 10 ~ 30%이며,
칼슘(Ca)과 황(S)의 함량비는 1.5 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5 (여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)를 만족하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재에는
보론(B) : 0.0005 ~ 0.0015 중량%, 구리(Cu) : 0 중량% 초과 ~ 0.4 중량% 이하 및 니켈(Ni) : 0 중량% 초과 ~ 0.4 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
삭제
제1항에 있어서,
상기 1차 압연 단계에서,
1차 압연 종료온도는 950 ~ 1000℃인 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 2차 압연 단계에서,
2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적 압하율이 40 ~ 60%가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 2차 압연 단계에서,
2차 압연 종료온도는 750 ~ 850℃인 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 냉각 단계에서,
냉각 속도는 2 ~ 6℃/sec인 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
탄소(C) : 0.05 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.4 ~ 2.0 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.02 ~ 0.04 중량%, 인(P) : 0.012 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.03 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02 중량%, 칼슘(Ca) : 0.03 중량% 이하, 질소(N) : 50ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
인장강도(TS) : 510 ~ 660 MPa, 항복강도(YS) : 390 MPa 이상 및 연신율(El) : 20% 이상을 가지며,
칼슘(Ca)과 황(S)의 함량비는 1.5 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5 (여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)를 만족하는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
제8항에 있어서,
상기 강판은
보론(B) : 0.0005 ~ 0.0015 중량%, 구리(Cu) : 0 중량% 초과 ~ 0.4 중량% 이하 및 니켈(Ni) : 0 중량% 초과 ~ 0.4 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
삭제
제8항에 있어서,
상기 강판은
-40℃에서의 충격에너지가 300J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
삭제