KR101455464B1 - 극후 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 500 ~ 650MPa의 인장강도(TS) 및 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR)를 갖는 극후 강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

극후 강판 및 그 제조 방법{EXTREMELY THICK STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 우수한 내진성능을 확보할 수 있는 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 지진에서 자유로울 수 없다는 인식의 확산으로 철강업체와 건설업계에서는 내진 설계 및 내진용 강재에 대한 사용 확대에 큰 관심을 가지고 있다. 또한, 초고층 건물에 대한 수요와 함께 우수한 내진성능을 갖는 고강도 극후 강판에 대한 개발 필요성이 대두되고 있다.
관련 선행문헌으로는 대한민국 등록특허공보 제10-0345715호(2002.07.10. 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법이 개시되어 있다.
본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 적정 강도를 가지면서도 저항복비 특성을 만족할 뿐만 아니라, 편석에 의한 심부 충격인성이 우수하여 내진용으로 활용하기에 적합한 극후 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 극후 강판을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브 판재를 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 1200℃ 조건으로 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature) : 650 ~ 900℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 상기 2차 압연된 판재를 2 ~ 8℃/sec의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는 것을 특징으로 한다.
본 발명은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 500 ~ 650MPa의 인장강도(TS) 및 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR)를 갖는 극후 강판을 제조할 수 있다.
이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 극후 강판은 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는다.
따라서, 본 발명에 따른 극후 강판은 500 ~ 650MPa의 인장강도(TS)를 가지면서도 저항복비 특성을 가질 뿐만 아니라, 편석에 의한 심부 충격인성이 우수하므로 내진용으로 활용하기에 적합하다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 실시예 2에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예는 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) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.
이를 위해, 본 발명에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.
이때, 상기 강판은 최종 미세조직이 침상 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는다.
또한, 상기 강판은 Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
또한, 상기 강판은 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것이 더 바람직하다.
수학식 1 : 1.0 ≤ [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 극후 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.12 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.12 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 효과를 갖는다.
상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.30 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.05 중량% 미만일 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 극후 강판 전체 중량의 1.2 ~ 2.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.2 중량% 미만일 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.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.03 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 극후 강판 전체 중량의 0.015 중량% 이하로 제한하였다.
황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 극후 강판 전체 중량의 0.005 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 극후 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 강판의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강판의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 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 극후 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.20 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가 효과를 제대로 발휘하기 어렵다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.20 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 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.
상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.003 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우, 후술할 수학식 1, 즉 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5를 만족시키기 위하여 황의 함량이 극소가 되도록 제어하여야 하는 문제점이 있다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.003 중량%를 초과할 경우 CaO와 같은 개재물을 형성시키는 문제점이 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 극후 강판 전체 중량의 0.005 중량% 이하로 제한하였다.
구리(Cu)
구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.
상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
니켈(Ni)
본 발명에서 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 극후 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.4 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
한편, 본 발명에 따른 극후 강판은 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것이 더 바람직하다.
수학식 1 : 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
수학식 1에서 황(S)의 함량 대비, 칼슘(Ca)의 함량 비율이 1.0 미만일 경우 CaS 형성이 불충분하여 중심편석을 유발하는 문제점이 있으며, 황(S)의 함량 대비 칼슘(Ca)의 함량비가 2.5를 초과할 경우 칼슘(Ca)의 과다 첨가로 인하여 CaO와 같은 개재물이 형성되거나 황(S)의 함량을 극소로 제어해야 하므로 강의 제조비용이 증가하는 문제점이 있다.
극후 강판 제조 방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 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 실시하는 것이 더 바람직하다.
본 발명에 따른 극후 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.
또한, 상기 슬라브 판재에는 Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상이 포함되어 있을 수 있다.
슬라브 재가열
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열한다. 여기서, 상기 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 연속주조공정을 통해 확보한 슬라브 판재를 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용한다.
본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃ 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 1250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
1차 압연
1차 압연 단계(S120)에서는 재가열된 슬라브 판재를 오스테나이트 재결정영역에 해당하는 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature, RDT) : 900 ~ 1200℃ 조건으로 1차 압연한다.
본 단계에서, 1차 압연 종료 온도(RDT)가 900℃ 미만일 경우에는 1차 압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 이와 반대로, 1차 압연 종료 온도(RDT)가 1200℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
2차 압연
2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature : FRT) : 650 ~ 900℃ 조건으로 2차 압연한다.
본 단계에서, 2차 압연 종료 온도(FRT)가 650℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 900℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.
이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율 : 30 ~ 60% 및 형상계수(shape factor) : 0.5 ~ 0.7이 되도록 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 2차 압연의 누적압하율이 30% 미만이거나, 또는 형상계수가 0.5 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 60%를 초과하거나, 또는 형상계수가 0.7을 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.
본 발명에서와 같이, 1차 및 2차로 실시되는 다단 제어 압연을 적용할 경우, 오스테나이트 결정립내에 변형대가 형성되며, 그로 인해 오스테나이트 결정립내에 페라이트 핵생성 사이트를 다량 형성시켜 압연종료 후 미세한 결정립을 확보할 수 있게 된다.
냉각
냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 2 ~ 8℃/sec의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각한다.
본 단계에서, 내진성능을 향상시키기 위해서는 미세조직의 제어가 필수적이다. 특히, 본 발명에서는 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가질 수 있도록 2 ~ 8℃/sec의 빠른 냉각속도와 200 ~ 500℃의 낮은 냉각종료온도를 엄격히 제어하여 냉각하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 2차상인 MA(martensite-austenite constituent) 상을 생성시킬 경우, 2차상 주위의 가동전위에 의해 인장변형시 항복점 현상이 일어나지 않고 연속항복거동이 일어나므로 항복강도를 낮출 수 있게 되고, 이를 통해 저항복비를 구현할 수 있다.
냉각종료온도가 200℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 500℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직의 형성으로 인해 강도가 저하되는 문제점이 있다.
또한, 냉각 속도가 2℃/sec 미만일 경우에는 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 8℃/sec를 초과할 경우에는 베이나이트 분율이 증가하여 강도는 상승하나, 저온 인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다.
상기의 냉각이 완료된 이후에는, 상온까지 공냉이 실시될 수 있다.
상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 극후 강판은 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는다. 이 결과, 상기 방법으로 제조되는 극후 강판은 인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는다.
따라서, 본 발명에 따른 극후 강판은 적정 강도를 가지면서도 저항복비 특성을 가질 뿐만 아니라, 편석에 의한 심부 충격인성이 우수하여 내진용으로 활용하기에 적합하다.
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 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열한 후, 1차 압연 및 2차 압연을 실시한 후, 냉각하였다. 이후, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 수행하였다.
[표 1] (단위 : 중량%)
Figure 112012079214336-pat00001

[표 2] (단위 : 중량%)
Figure 112012079214336-pat00002
[표 3]
Figure 112012079214336-pat00003
2. 기계적 물성 평가
표 4는 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다.
[표 4]
Figure 112012079214336-pat00004
표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들은 목표값에 해당하는 500 ~ 650MPa의 인장강도(TS), 400 ~ 550MPa의 항복강도(YS), 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 20% 이상의 연신율(EL)을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.
반면, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 몰리브덴(Mo) 및 구리(Cu)가 첨가되지 않으며, Ca/S의 비, 냉각 속도 및 냉각종료온도 범위가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS) 대비 항복강도(YS)가 높게 측정되는 데 기인하여 항복비(YR)가 목표값에서 벗어난 것을 확인할 수 있다.
또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 니오븀(Nb) 및 니켈(Ni)이 첨가되지 않으며, Ca/S의 비, 냉각 속도 및 냉각종료온도 범위가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우 역시, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS) 대비 항복강도(YS)가 높게 측정되는 데 기인하여 항복비(YR)가 목표값에서 벗어난 것을 확인할 수 있다.
한편, 도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 실시예 2에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 알 수 있다. 이러한 복합 조직을 갖는 것은 초기 오스테나이트의 결정립이 최대한 미세화되도록 다단 제어 압연을 실시한 후, 냉각 속도 및 냉각종료온도를 엄격히 제어한데 기인한 것으로 판단된다.
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 (8)

  1. 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브 판재를 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 1200℃ 조건으로 1차 압연하는 단계;
    상기 1차 압연된 판재를 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature) : 650 ~ 900℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
    상기 2차 압연된 판재를 2 ~ 8℃/sec의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하며,
    상기 냉각 단계 이후, 상기 판재는 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖고, 인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 항복비(YR) : 0.7 ~ 0.8 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 슬라브 판재에는
    Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 슬라브 판재는
    하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 상기 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
    수학식 1 : 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5
    (여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 2차 압연 단계에서,
    상기 2차 압연은
    30 ~ 60%의 누적압하율 및 0.5 ~ 0.7의 형상계수(shape factor)가 되도록 마무리 압연하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
  5. 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
    최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖고, 인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 항복비(YR) : 0.7 ~ 0.8 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강판은
    Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 강판은
    하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 상기 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
    수학식 1 : 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5
    (여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
  8. 삭제
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