KR101586883B1

KR101586883B1 - 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101586883B1
Application number: KR1020130130482A
Authority: KR
Inventors: 한성경; 박철봉; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2013-10-30
Filing date: 2013-10-30
Publication date: 2016-01-19
Also published as: KR20150049659A

Abstract

원유 수송을 위한 송유관용 소재로 사용되는 유정관용 강판 개발에 관한 것으로서, 지하의 높은 압력에서도 견딜 수 있는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.04 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.0 중량%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.002 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.04 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 니켈(Ni) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.35 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 SRT(Slab reheating temperature) : 1200 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 슬라브를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 730 ~ 850℃로 열간 압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간 압연된 강을 CT(Coiling Temperature) : 400 ~ 500℃로 냉각 및 권취하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도 강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 내식성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

기존 중동, 북미 등 전통적 방식(Conventional type)의 채굴을 통한 오일 또는 가스 자원량이 감소하면서 산업계는 극지방, 심해저 등 비전통 방식(unconventional type)의 채굴을 통한 자원 확보 및 관련 기술을 개발하기 위하여 노력하고 있다. 전통적 방식과의 가장 큰 차이는 더 깊게 채굴할 수 있는 기술확보 뿐만 아니라, 지하로 더 내려갈수록 압력이 증가하기 때문에 보다 강한 고강도 소재와 더불어 내식성 특성까지 요구하고 있다.

이런 복합특성이 요구되는 에너지용 고강도 소재는 크게 두 가지로 분류된다. 강관 제조 후 Q&T(Quenching and tempering)열처리를 통하여 소재의 기지상을 저온변태조직으로 구성하여 강도를 향상시키는 방법과 아예 열간압연 공정만으로 소재의 물성을 확보하는 방법이다.

전자는 소재가 열처리되면서 조직이 균질화되고, 특히 ERW공정(Electric Resistance Welding)으로 강관 제조시 용접부와 모재부의 물성 차이를 해소할 수 있으나 열처리 비용이 추가적으로 발생된다. 그러나 비전통 채굴 방식은 기존 채굴 방식 대비 제조원가가 상승하기에 경쟁을 하기 위해서는 열처리 공정을 삭제하고 고강도 판재 소재로 강관 제조를 하는 후자 방식을 선호하고 있다.

하지만, 최근 북미 셰일가스 개발의 증가로 수평채굴이 증가하면서 열처리형 소재를 가공시 낮은 인성으로 인하여 급격한 취성 전파로 인한 파괴 관련하여 개선을 요구하고 있다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2013-0105009호(2013.09.25. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 재질편차가 적고, 가공성이 우수한 유정관용 열연강판 및 이의 제조방법이 개시되어 있다.

본 발명의 목적은 원유 수송을 위한 송유관용 소재로 사용되는 유정관용 강판 개발에 관한 것으로서, 지하의 높은 압력에서도 견딜 수 있는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건을 제어함으로써, 마르텐사이트 : 50% 이상, 페라이트 : 30% 이상 및 베이나이트 : 20% 이하의 미세조직을 가지며, 인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상 및 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 만족하는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 고강도 강판 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.04 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.0 중량%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.002 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.04 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 니켈(Ni) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.35 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 SRT(Slab reheating temperature) : 1200 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 슬라브를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 730 ~ 850℃로 열간 압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간 압연된 강을 CT(Coiling Temperature) : 400 ~ 500℃로 냉각 및 권취하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판은 탄소(C) : 0.04 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.0 중량%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.002 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.04 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 니켈(Ni) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.35 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa 및 연신율(EL) : 15% 이상을 가지는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 고강도 강판 및 그 제조 방법은 탄소의 첨가량을 낮추어 인성을 향상시키고 합금원소를 첨가하여 열연 판재부터 강도를 만족시켜, 마르텐사이트 : 50% 이상, 페라이트 : 30% 이상 및 베이나이트 : 20% 이하의 미세조직을 가지며, 인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상 및 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 만족시키며, 내식성 특성까지 보증할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법을 나타낸 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예 1에 따른 고강도 강판의 미세조직을 200배 확대한 현미경 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 실시예 1에 따른 고강도 강판의 미세조직을 500배 확대한 현미경 사진을 나타낸 것이다.

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

고강도 강판

본 발명에 따른 고강도 강판은 마르텐사이트 : 50% 이상, 페라이트 : 30% 이상 및 베이나이트 : 20% 이하의 미세조직을 가지며, 인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상 및 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

이를 위하여, 본 발명에 따른 고강도 강판은 탄소(C) : 0.04 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.0 중량%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.002 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.04 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 니켈(Ni) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.35 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.

또한, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.003 중량% 및 질소(N) : 0.008 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

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

탄소(C)

탄소(C)는 소재 강도를 확보 확보를 위해서 첨가하는데, 조관 후 고강도의 항복강도를 가지는 열연강판을 제조하기 위해서 Nb, V과의 석출물 형성을 통한 강도 증가를 위하여 첨가된다.

탄소(C)는 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.04 ~ 0.12 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.04 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.12 중량%를 초과할 경우에는 펄라이트의 미량 생성으로 인한 저온인성 및 충격이 저하되어 파이프 제조 후 공사 시 크랙이 발생할 수 있다.

실리콘( Si )

실리콘(Si)은 오스테나이트 온도까지 열처리시 C의 확산을 증대시켜 침상형 형태의 세멘타이트 형성을 억제시켜 우수한 인성 및 내부식성을 나타낼 수 있다.

실리콘(Si)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 탈산 역할을 충분히 수행하지 못하여 청정한 강을 얻기 어렵다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 떨어뜨리고 재가열 공정 및 열간 압연 시 적스케일을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있으며 용접 후 도금성을 저해할 수 있다.

망간( Mn )

망간(Mn)은 고용강화 원소로써 매우 효과적이며 강의 경화능을 향상시켜서 강도확보에 효과적인 원소이다. 또한 오스테나이트 안정화 원소로써 페라이트, 펄라이트 변태를 지연시킴으로써 페라이트의 결정립 미세화에 기여한다.

망간(Mn)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 1.5 ~ 2.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량% 미만일 경우에는 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 크게 떨어뜨리며, MnS 개재물 생성 및 중심편석 등을 발생시킴으로써, 강의 내부식성을 크게 떨어뜨린다.

한편, 본 발명에 따른 열연강판은 ERW용접(Electirc Resistance Welding)시 높은 온도에서의 작업이 필요하므로 용접온도를 내리기 위하여 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 실리콘(Si) 및 망간(Mn)을 포함하는 것이 더 바람직하다.

수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9 (여기서[]는 각 성분의 중량%)

만일, 수학식 1에서, 망간(Mn)에 대한 실리콘(Si)의 중량비가 6 미만일 경우, Mn-Si-O 개재물을 충분히 외부로 배출시키지 못해 용접부에 균열이 발생할 수 있다. 반대로, 망간(Mn)에 대한 실리콘(Si)의 중량비가 9를 초과할 경우 중심편석을 발생시켜 강의 내부식성을 크게 떨어뜨릴 수 있다.

인(P), 황(S)

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 슬라브 중심 편석에 의해 내부식성을 저하시키는 원소로써 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.015 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)은 인(P)과 함께 고강도 강판의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 강의 인성 및 용접성을 저해하고 MnS 비금속 개재물을 형성하여 강의 내부식성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 고강도 강판 전체 중량의 0.002중량% 이하로 제한하였다.

니오븀( Nb )

니오븀(Nb)은 강도에 큰 영향을 주는 원소 중에 하나로써 강 중에 탄질화 석출물(Nb(C,N))을 석출하거나 또는 Fe 내 고용강화를 통하여 소재의 강도를 향상시키는 원소이다. 특히 Nb는 압연시 재결정온도를 상승시켜 재결정을 억제함으로 미재결정역 압화를 증대시키며, Mn저감에 따른 γ→변태온도가 증가하는 효과를 억제시켜 충분한 압연영역을 확보하며 아울러 최종 미세조직의 결정립을 미세화시켜 저온인성을 크게 향상시키므로 필수적으로 첨가되어야 하는 원소이다.

니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.04 ~ 0.1 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.04 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.1 중량%를 초과할 경우에는 재고용되기 어려워 재질 및 내부식성을 열위(劣位)시킬 수 있다.

다만, 본 발명과 같이 탄소(C)의 함량 증가에 따라 니오븀(Nb)의 고용도가 감소하여 다량 첨가 시 니오븀(Nb)의 고용도가 감소하여 니오븀(Nb)이 완전히 고용되지 않고 정출될 우려가 있어 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.08로 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

티타늄( Ti )

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써 용접 시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부 조직을 미세화 시킴으로써 열연 제품의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 가지고 있다.

티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.025 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.025 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 내부식성을 저하시킬 수 있다.

니켈( Ni )

니켈(Ni)은 고용강화를 통해 강의 강도를 향상시키고, 강의 경화능을 향상시키는 원소이다.

니켈(Ni)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.05 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.

크롬( Cr )

크롬(Cr)은 슬라브 제조 시 Mn의 확산을 증대시켜 중심편석을 억제시키고 효과를 가지며 열연 압연 후 가속 냉각시 저온 변태상을 형성하여 우수한 강도 및 내부식성을 가지도록 하는 원소이다.

크롬(Cr)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.35 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.35 중량%를 초과할 경우에는 MC₂및 M23C6 개재물을 형성하여 내부식성을 저해할 수 있다.

몰리브덴( Mo )

몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로써 고용강화를 통해 열연강판의 강도를 향상시키고 또한 강의 경화능을 향상시키는 원소로 첨가된다.

몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.4 중량% 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.05 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 고용강화의 효과를 보기 힘들다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우 제조비용을 상승시키는 문제점이 있다.

칼슘( Ca )

칼슘(Ca)은 S와의 결합력이 높아 CaS 개재물을 형성함으로써 내부식성 및 용접성에 저해를 주는 MnS의 생성을 방해함으로 첨가한다.

칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.003 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 칼슘의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 MnS 제어 효과가 떨어진다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.003 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 연주성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

질소(N)

질소(N)는 니오븀(Nb) 등과 결합화여 탈질화물을 형성함으로써, 결정립을 미세화하지만 다량 첨가 시 고용 질소가 증가하여 강의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부 인성을 크게 저해하는 원소이다.

따라서, 질소(N)는 본 발명에 따른 고강도 강판 전체 중량의 0.008 중량% 이하의 함량비로 제한하였다.

한편, 본 발명에 따른 고강도 강판은 하기 수학식 2를 만족하는 범위에서 티타늄(Ti) 및 질소(N)을 포함하는 것이 더 바람직하다.

수학식 2 : 3.4 ≤ [Ti]/[N] (여기서[]는 각 성분의 중량%)

만일, 수학식 2에서, 질소(N)에 대한 티타늄(Ti)의 중량비가 3.4 미만일 경우, 고온안정성이 높은 TiN 석출물을 충분히 생성시키지 못해 인성 및 강도 향상 효과를 보기 힘들다.

고강도 강판 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 저온인성이 우수한 고강도 강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.

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

본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브는 탄소(C) : 0.04 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.0 중량%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.002 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.04 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 니켈(Ni) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.35 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브는 재가열 온도(SRT, Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1250℃ 이상에서 2 ~ 5시간 동안 재가열을 실시한다. 상기 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이러한 슬라브의 재가열을 비교적 고온으로 실시하여 니오븀(Nb)이 충분히 고용될 수 있도록 하는 것이 바람직하다.

슬라브 재가열 온도가 1200℃ 미만이거나 재가열 시간이 2시간 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하고, 니오븀(Nb) 등의 석출물 용해가 충분히 이루어지지 않는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과하거나 재가열 시간이 5시간을 초과할 경우 오스테나이트 결정립 조대화로 인한 재질이 하락할 수 있다.

열간 압연

열간 압연 단계(S120)에서는 재가열된 판재를 열간 압연한다.

열간 압연의 마무리 압연온도(Finishing Delivery Temperature : FDT) : 730 ~ 850℃로 실시하여 7㎛ 이하의 오스테나이트 결정립을 확보하는 것이 바람직하다.

마무리 압연온도가 730℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 마무리 압연온도가 850℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 조대화로 인한 페라이트 결정립이 조대화되는 문제점이 있다.

냉각 및 권취

냉각 및 권취 단계(S130)에서는 열간 압연된 판재를 압연직후 50 ~ 200 ℃/s의 냉각속도로 강냉각을 실시한 후, 권취온도 (CT, Coiling Temperature) : 400 ~ 500℃ 조건에서 권취한다.

본 발명에서 냉각 과정은 압연된 판재를 압연직후 50 ~ 200 ℃/s의 냉각속도로 강냉각을 실시함으로써, 페라이트 상변태 및 결정립을 미세화 할 수 있다. 이때, 50 ~ 200 ℃/s의 냉각속도로 냉각 시 결정립 성장을 최소화 하는 것이 보다 바람직하다.

만일, 권취 온도(CT)가 400℃ 미만일 경우 조대한 미세조직의 형성으로 인해 강도가 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도(CT)가 500℃를 초과할 경우에는 베이나이트 분율이 증가하여 강도는 상승하나, 인성 및 부식성을 확보하기 어렵다.

이에 따라, 본 발명에 따른 제조 방법으로 형성되는 고강도 강판은 마르텐사이트 : 50% 이상, 페라이트 : 30% 이상 및 베이나이트 : 20% 이하의 미세조직을 가지며, 인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상 및 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 가질 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. 시편 제조

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

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2] (단위 : 중량%)

[표 3]

2. 기계적 물성 평가

표 4는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 4]

표 1 ~ 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들은 본 발명의 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상 및 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 실시예 1과 비교하여 니오븀(Nb)이 미량 첨가되고, 슬라브 재가열 온도 및 냉각속도가 본 발명에서 제시하는 범위에 미달되는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복강도(YP), 연신율(EL) 및 세로방향 충격에너지는 목표값을 만족시키나, 가로방향 충격에너지가 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1과 비교하여 탄소(C)가 다량 첨가되며, 슬라브 재가열 온도 및 권취온도가 본 발명에서 제시하는 범위에 미달되는 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우도 항복강도(YP) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS), 가로방향 및 세로방향 충격에너지가 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.

도 2는 본 발명의 실시예 1에 따른 고강도 강판의 미세조직을 200배 확대한 현미경 사진을 나타낸 것이고, 도 3은 본 발명의 실시예 1에 따른 고강도 강판의 미세조직을 500배 확대한 현미경 사진을 나타낸 것이다.

도 2 및 도 3을 참조하면, 본 발명에 따른 고강도 강판은 템퍼드 마르텐 사이트, 페라이트 및 베이나이트로 구성된 복합 미세조직을 가지며, 페라이트 평균 결정립사이즈가 5㎛ 이하로 미세하게 제어된 것을 알 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 고강도 강판은 마르텐사이트 : 50% 이상, 페라이트 : 30% 이상 및 베이나이트 : 20% 이하의 미세조직으로 형성됨으로써, 인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상 및 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 가질 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.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간 압연 단계
S130 : 냉각 및 권취 단계

Claims

(a) 탄소(C) : 0.04 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.0 중량%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.002 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.04 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 니켈(Ni) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.35 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 SRT(Slab reheating temperature) : 1200 ~ 1250℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 슬라브를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 730 ~ 850℃로 열간 압연하는 단계; 및
(c) 상기 열간 압연된 강을 150 ~ 200℃/sec의 속도로 CT(Coiling Temperature) : 400 ~ 500℃로 냉각 및 권취하는 단계;를 포함하며,
상기 (c) 단계 이후, 최종 미세조직이 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖되, 단면면적율로 마르텐사이트 50% 이상, 페라이트 30% 이상 및 베이나이트 20% 이하를 갖고,
인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상, 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계에서,
상기 강슬라브는 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.003 중량% 및 질소(N) : 0.008 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
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탄소(C) : 0.04 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.0 중량%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.002 중량% 이하, 니오븀(Nb) : 0.04 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 니켈(Ni) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.35 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖되, 단면면적율로 마르텐사이트 50% 이상, 페라이트 30% 이상 및 베이나이트 20% 이하를 갖고,
인장강도(TS) : 689 MPa 이상, 항복강도(YP) : 552 ~ 758 MPa, 연신율(EL) : 15% 이상 및 가로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 14 J 이상, 세로방향 충격 에너지(CVN, 0℃) : 27J 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제4항에 있어서,
상기 강판은
몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.003 중량% 및 질소(N) : 0.008 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
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