KR101664098B1 - 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

압력용기용 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101664098B1
KR101664098B1 KR1020150123843A KR20150123843A KR101664098B1 KR 101664098 B1 KR101664098 B1 KR 101664098B1 KR 1020150123843 A KR1020150123843 A KR 1020150123843A KR 20150123843 A KR20150123843 A KR 20150123843A KR 101664098 B1 KR101664098 B1 KR 101664098B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
hot
steel sheet
rolled steel
weight
rolled
Prior art date
Application number
KR1020150123843A
Other languages
English (en)
Inventor
김용우
장제욱
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020150123843A priority Critical patent/KR101664098B1/ko
Priority to CN201510885586.9A priority patent/CN106480355B/zh
Application granted granted Critical
Publication of KR101664098B1 publication Critical patent/KR101664098B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
보다 구체적으로, 본 발명의 일 구현예는 열연강판 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 열연강판은 펄라이트 및 페라이트 미세 조직으로 구성되고, 상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 페라이트 조직의 부피 분율은 75% 내지 85%이며, 상기 페라이트 미세 조직의 등축정률(aspect ratio)은 0.7 내지 1.3인 것인 열연강판을 제공한다.

Description

압력용기용 열연강판 및 그 제조방법{HOT ROLLED STEEL SHEET FOR PRESSURE VESSEL, AND THE METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명의 일 구현예는 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 강도 및 연성이 우수한 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
LPG가스용기 등과 같은 압력용기는 용기 제작 후 수압에 의한 파열 시험에서의 파열 압력이 중요하다. 따라서, 이때 사용되는 열연강판의 강도가 중요한 변수이다. 이에, 용기 제작에 사용되는 열연강판은 높은 강도를 얻기 위하여, 강 중의 불순물을 최소화 시킨 고순도 강에, C, Si, Mn, Ti, Nb, Mo 및 V 등을 첨가함으로써 제조하는 것이 일반적이다.
종래에는 고강도의 열연강판을 제조하기 위해, Ti, Nb, V, Mo 등을 첨가하여 이들 원소의 석출강화를 활용하여 열연강판을 제조하거나, Cr 또는 Mn 등을 다량 첨가하여 강도를 확보하거나, 또는, Mn 및 Cr 첨가강을 템퍼어닐링에 의해 충격강도 및 인장특성을 강화하는 방법들이 알려져 있다.
하지만 최근 용기 폭발 사고등의 발생으로 안전규제가 강화되었고, 강화된 안전규제 하에서는 파열 시험에서의 파열 압력뿐만 아니라 용기의 부피 팽창률에 대한 기준도 생겨났다. 따라서, 강화된 압력용기의 안전규제를 만족시키기 위해서는 강뿐만 아니라 연성이 우수한 열연강판이 필요한 실정이다. 상기에 제시한 종래의 기술은, C, Si, Mn, Cr, Mo 및 W 등의 합금성분에 의한 고용강화나 Ti, Nb, Mo등의 합금성분에 의한 석출강화를 통한 고강도화에만 초점이 맞추어져 있기 때문에 용기의 부피 팽창률 확보를 위한 연성 개선에는 한계가 있다.
또한, 열간 압연 공정에서 강판의 재질에 영향을 미치는 중요한 인자로는 사상압연이 끝나는 온도(Final Delivery Temperature, 이하 FDT), 권취 될 때의 온도(Coiling Temperature, 이하 CT) 및 런 아웃 테이블(Run Out Table, ROT)에서 권취 온도(CT)를 맞추기 위한 냉각패턴이 요인이 될 수 있다.
특히, 런 아웃 테이블(ROT)를 통과하는 동안 열연강판은 강제냉각으로 인한 상변태 과정을 거쳐 최종 상(phase)을 갖게 될 수 있다. 이러한 상변태 과정은 온도와 시간에 의해 영향을 받으므로, 동일한 사상압연이 끝나는 온도(FDT)와 권취 온도(CT)를 갖더라도 냉각패턴에 의해 서로 다른 상을 갖게 되어 재질에 영향을 미치게 된다. 통상적인 열간압연은 마무리압연 종료 후 권취 온도까지 연속적인 냉각을 함으로써, 등축의 페라이트를 형성시키지 못하여 연성이 열위한 문제가 있다.
배경기술 1: 일본 공개특허공보 특개2004-211199호
배경기술 2: 일본 공개특허공보 특개2001-303168호
본 발명의 일 구현예는 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 구현예에 의한 열연강판은, 상기 열연강판 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 기타 불가피한 불순물은 Cr: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Ni: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mo: 0.2중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Cu: 0.1중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음)를 포함할 수 있다.
더해서, 상기 열연강판은 펄라이트 및 페라이트 미세 조직으로 구성될 수 있으며, 상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 페라이트 조직의 부피 분율은 75% 내지 85%이며, 상기 펄라이트 조직의 부피 분율은 15% 내지 25%일 수 있다.
상기 페라이트 미세 조직의 등축정률(aspect ratio)은 0.7 내지 1.3일 수 있다.
상기 특징에 의한 열연강판의 항복강도는 295 내지 520 MPa일 수 있으며, (항복강도 X 연신율) 값은 11,500 이상 및 17,500이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 구현예에 의한 열연강판 제조방법은, 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1100 내지 1300℃에서 재가열 하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 하는 단계; 상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 를 포함할 수 있다.
다만, 상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 는, 상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 를 포함할 수 있다.
또한, 상기 기타 불가피한 불순물은 Cr: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Ni: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mo: 0.2중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Cu: 0.1중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음)를 포함할 수 있다.
먼저, 상기 슬라브를 1100 내지 1300℃에서 재가열 하는 단계; 에서, 상기 슬라브는 100분 내지 400분 동안 재가열 될 수 있다. 이후, 상기 재가열된 슬라브를 조압연하는 단계; 를 실시할 수 있다.
보다 구체적으로, 상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 에서, 상기 마무리 압연은 A1-20℃ 내지 A1+20℃ 온도 범위에서 실시될 수 있으며, 상기 A1은 하기 식 (1)과 같다.
A1=932.1-392.8[C]-61.9[Mn]+43.9[Si]+420.6[P]+220.0[Al]-15.5[Cr]-15.2[Ni]+31.5[Mo]-20[Cu]---------------------- 식 (1)
단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Al], [Cr], [Ni], [Mo] 및 [Cu]는 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.
상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 에 의해, 상기 마무리 압연된 슬라브는 10 내지 40 ㎛ 크기의 오스테나이트 미세 조직을 가질 수 있다.
상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 는, 상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 를 포함할 수 있다.
보다 구체적으로, 상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 는, A2-20℃ 내지 A2+20℃ 온도 범위까지 냉각할 수 있으며, 상기 A2는 하기 식 (2)와 같다.
A2=740.1-35.4[C]-64.5[Mn]+29.1[Si]+16.9[Cr]-16.9[Ni]-----------식 (2)
단, 상기 [C], [Mn], [Si], [Cr] 및 [Ni]은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.
상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 에 의해, 상기 1차 냉각된 판재는 1초 내지 8초 동안 냉각될 수 있다. 상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 에 의해, 등축 페라이트(polygonal ferrite) 구조가 형성된 판재를 수득할 수 있다.
상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 에 의해, 상기 판재는 전체 미세조직 100 부피%에 대해, 75 부피% 내지 85 부피%의 등축 페라이트 조직 및 15 부피% 내지 25 부피%의 오스테나이트 조직을 가지는 판재를 수득할 수 있다.
상기 냉각된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에 의해, 상기 판재는 A3-20℃ 내지 A3+20℃ 온도 범위까지 냉각하여 권취 될 수 있으며, 상기 A3는 하기 식 (3)과 같다.
A3=693.4-444.5[C]-80.5[Mn]-35.0[Si]-76.0[Cr]-35.0[Ni]-85.7[Mo]-식 (3)
단, 상기 [C], [Mn], [Si], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.
상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에서, 상기 판재는 40℃/s 내지 60℃/s의 속도로 냉각될 수 있다.
상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에 의해, 펄라이트 구조가 더 형성된 열연강판을 수득할 수 있다.
상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 이후에, 상기 수득된 열연강판을 산세하는 단계; 를 더 포함할 수 있다.
상기 열연강판은 펄라이트 및 페라이트 미세 조직으로 구성될 수 있으며, 상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 페라이트 조직의 부피 분율은 75% 내지 85%이고, 펄라이트 조직의 부피 분율은 15% 내지 25%일 수 있다.
상기 열연강판의 항복강도는 295 내지 520MPa 일 수 있고, 상기 열연강판의 (항복강도 X 연신율) 값은 11,500 이상 및 17,500이하일 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 295MPa 이상의 강도를 가지는 동시에 우수한 연성을 가지는 열연강판을 제공할 수 있다.
도 1은 발명예와 비교예의 항복강도와 연신율 및 (항복강도 x 연신율)로 도출된 값을 그래프로 나타낸 것이다.
도 2는 발명예에 의한 열연강판의 냉각패턴을 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 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고, 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.
따라서, 몇몇 실시예들에서, 잘 알려진 기술들은 본 발명이 모호하게 해석되는 것을 피하기 위하여 구체적으로 설명되지 않는다. 다른 정의가 없다면 본 명세서에서 사용되는 모든 용어(기술 및 과학적 용어를 포함)는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 공통적으로 이해될 수 있는 의미로 사용될 수 있을 것이다. 명세서 전체에서 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다. 또한 단수형은 문구에서 특별히 언급하지 않는 한 복수형도 포함한다.
본 발명의 일 구현예에 의한 열연강판은, 열연강판 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하, 상기 본 발명의 조성 범위를 한정한 이유는 다음과 같다.
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 역할을 한다. 상기 C의 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 펄라이트 생성이 불충분하여 원하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 C의 함량이 0.2중량%를 초과하는 경우에는 과도한 강도 상승으로 연성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, C는 0.1 내지 0.2 중량%를 함유할 수 있다.
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있다. 상기 Si의 함량이 0.5중량%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 용접성도 저하될 수 있다. 따라서, 실리콘은 필수적으로 포함하여야 하나, 0.5중량% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명의 일 구현예에서 상기 효과를 나타내기 위해서는 0.5중량% 이상으로 포함될 수 있다. 다만, 상기 Mn의 함량이 1.5중량%를 초과하는 경우에는 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종 제품의 용접성 및 성형성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.5 내지 1.5중량%로 포함할 수 있다.
인(P)은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.03중량%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커질 수 있다. 따라서, 필수적으로 포함하여야 하나, 0.03중량% 이하로 포함할 수 있다.
황(S)은 상기 인(P) 원소와 마찬가지로 불가피하게 함유되는 불순물로써, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성할 수 있따. 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨릴 수 있으므로, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 필요하다. 이론상 황의 함량은 0중량%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 필연적으로 함유될 수는 있으나, 본 발명의 일 구현예에 의한 황(S) 원소는 0.015중량% 이하로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al)은 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 제강공정에서 탈산제로써 0.05중량%를 초과하여 첨가될 수 있다. 다만, 첨가량이 지나치게 많을 경우 연주시 노즐 막힘 등이 발생하여 생산성이 저하될 수 있다. 이에, 필수적으로 포함하여야 하나, 0.05중량% 이하로 포함될 수 있다.
질소(N)는 강재의 경도에 기여하나 제어가 곤란한 단점이 있다. 따라서, 함량이 0.01중량%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 증가될 수 있다. 이에, 필수적으로 포함하여야 하나, 0.01중량% 이하로 포함될 수 있다.
보다 더 구체적으로, 상기 기타 불가피한 불순물로 Cr: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Ni: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mo: 0.2중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Cu: 0.1중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음)를 포함할 수 있다. 다만, 상기 기타 불순물이 이에 제한되는 것은 아니며, 그 외 통상적인 불순물이 더 포함될 수 있다.
보다 구체적으로, 크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며 냉각 시 베이나이트 상변태를 지연시켜 등축정의 페라이트를 얻기 쉽게 하는 역할을 한다. 다만, 상기 크롬의 함량이 0.3중량%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 과도하게 지연시키므로, 원하는 페라이트 분율을 확보할 수 없어 연신율이 감소할 수 있다. 또한, 크롬 원소는 강 제조 시, 공정 단계에서 불가피하게 포함될 수 있으므로 0중량%를 포함하진 않는다.
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 한다. 다만, 고가의 원소이므로 0.3중량%를 초과하는 경우에는 경제성이 저하될 수 있으며, 용접성 열화의 문제점도 야기할 수 있다. 또한, 니켈 원소는 강 제조 시, 공정 단계에서 불가피하게 포함될 수 있으므로 0중량%를 포함하진 않는다.
몰리브덴(Mo)은 고용강화를 통한 항복강도 강화와 결정립계 강화에 의한 충격인성을 향상시키는 역할을 한다. 다만, 고가의 원소이므로 0.2%를 초과하는 경우에는 제조비용을 상승시킬 뿐만 아니라 용접성이 열위하게 될 수 있다. 또한, 몰리브덴 원소는 강 제조 시, 공정 단계에서 불가피하게 포함될 수 있으므로 0중량%를 포함하진 않는다.
구리(Cu)는 미세한 석출물을 조장시켜 강도를 상승시키는 역할을 한다. 다만, 0.1중량%를 초과하는 경우, 열간 및 상온 가공성을 열화시킬 수 있다. 또한, 구리 원소는 강 제조 시, 공정 단계에서 불가피하게 포함될 수 있으므로 0중량%를 포함하진 않는다.
또한, 상기 성분 및 조성 범위를 만족하는 열연강판은 펄라이트 및 페라이트 미세 조직으로 구성될 수 있으며, 상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 페라이트 조직의 부피 분율은 75% 내지 85%일 수 있다. 더해서, 상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 펄라이트 조직의 부피 분율은 15 내지 25%일 수 있다.
전술한 바와 같이, 페라이트 미세조직의 분율이 75 내지 85%인 경우, 열연강판은 295 내지 520MPa 범위의 항복강도를 가질 수 있다. 뿐만 아니라, 상기 열연강판의 (항복강도 X 연신율) 값은 11,500 이상일 수 있다.
다만, 페라이트 미세조직의 분율이 75% 미만인 경우, 펄라이트를 포함한 제2상이 25%를 초과하여 연신율이 열위해질 수 있다. 반대로 페라이트 미세조직의 분율이 85%를 초과하는 경우, 펄라이트를 포함한 제2상이 15% 미만으로 강도가 열위해질 수 있다. 따라서, (항복강도 x 연신율) 값이 11,500 미만으로 본 발명의 일 구현예에 의한 범위를 만족할 수 없을 수 있다. 더해서, 상기 (항복강도 x 연신율) 값이 높을수록 좋은 강재를 수득할 수 있으나, 최대 17,500 이하일 수 있다. 다만, 이에 제한되는 것은 아니다.
상기 항복강도는 재료의 인장 시험에서 강도의 기준이 되는 값으로써, 소성 변형을 시작할 때의 응력을 의미한다. 보다 구체적으로, 상기 항복강도는 항복점 연신 현상이 나타날 경우 상부 항복점을 기준으로, 항복점 연신이 없는 경우 0.2% 오프셋(off-set) 방법에 의해 측정될 수 있다. 이하, 본 명세서에서 언급되는 항복강도의 정의 및 측정 방법은 동일하다. 보다 더 구체적으로, 상기 연신율은 재료가 늘어나는 비율을 의미한다. 보다 구체적으로, 연신율 측정은 인장시편이 끊어진 경우, 끊어진 시점에서의 연신율을 측정할 수 있다. 또한, 인장시편이 끊어지지 않은 경우, 상기에서 가해준 인장강도의 80% 드랍(drop)된 강도에서 연신율을 측정할 수 있다.
상기 항복강도 및 연신율 측정을 위한 인장시험은 즈윅(ZWICK)사의 Z600 로드셀(Load cell) 및 BTC-EXMULTI.003 Type을 사용하여 시험하였으며, 변형률 속도는 5mm/min였다.
또한, 상기 페라이트 미세 조직의 등축정률(aspect ratio)은 0.7 내지 1.3일 수 있다. 등축정률(aspect ratio)이란, 가로와 세로의 비율인 종횡비를 의미하며, 상기 미세 조직의 등축정률은 해당 강재의 전자 회철 후방 굴절(EBSD) 분석을 통하여 알 수 있다.
보다 구체적으로, 500배의 배율로 랜덤한 위치에서 10회 EBSD를 측정하고, 상기에서 수득한 데이터를 TSL OIM Analysis 6.0 software가 기본으로 제공하는 Grain Shape Aspect Ratio 프로그램을 활용하여 평균값을 취하였다.
이에, 상기 페라이트 미세조직의 종횡비가 0.7 내지 1.3인 경우, 재질 이방성이 저감하여 연신율이 증가할 수 있다. 특히 2부 LPG 가스용기 제작 공정 중 하나인 드로잉 성에 유리할 수 있다. 반면, 상기 페라이트 미세조직의 종횡비가 0.7 미만이거나 1.3을 초과하는 경우, 드로잉 성이 열위하여 가스용기 성형 시 크랙이 발생할 위험이 있으며, 드로잉 시 크랙이 발생하지 않더라도 최종 제품의 내파열성이 열위하게 될 우려가 있다.
본 발명의 다른 일 구현예에 의한 열연강판 제조방법은, 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1100 내지 1300℃에서 재가열 하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 하는 단계; 상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 를 포함할 수 있다.
다만, 상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 는, 상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 를 포함할 수 있다.
먼저, 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비할 수 있다.
보다 구체적으로, 상기 기타 불가피한 불순물은 Cr: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Ni: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mo: 0.2중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Cu: 0.1중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음)를 포함할 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
상기 슬라브의 성분 및 조성 범위는 전술한 열연강판의 성분 및 조성 범위와 동일하므로, 상기 성분을 한정한 이유는 생략한다.
이후, 상기 슬라브를 1100 내지 1300℃에서 재가열 하는 단계; 를 실시할 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 슬라브는 100분 내지 400분 동안 재가열될 수 있다.
상기와 같이 1100℃ 이상에서 재가열하는 경우, 슬라브의 온도를 확보하여 압연 부하를 줄일 수 있다. 다만, 과도하게 높은 온도에서 재가열하는 경우, 오스테나이트 결정립의 비정상적인 성장을 통해 부분적으로 조대화되어 최종 미세 조직이 조대화될 수 있다. 이로 인해, 결정립이 균질하지 못할 수 있다.
이후, 상기 재가열된 슬라브를 조압연 하는 단계; 를 실시할 수 있다.
보다 구체적으로, 상기 조압연이란 마무리 압연을 하기 전에 행하는 압연의 중간 공정을 의미하는 것이며, 본 명세서에서 언급되는 조압연의 의미는 모두 동일하다.
이에, 상기 재가열된 슬라브 두께 대비 조압연된 슬라브의 두께가 10% 내지 25%가 되도록 조압연할 수 있다. 다만, 조압연 마무리 온도는 이후 마무리 압연 온도가 확보될 수 있도록 충분히 높은 온도에서 실시될 수 있다. 이는 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있으므로, 그 상세한 설명은 생략한다.
이후, 상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 를 실시할 수 있다.
상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 에서, 상기 마무리 압연은 A1-20℃ 내지 A1+20℃ 온도 범위에서 실시될 수 있다. 상기 A1은 하기 식 (1)과 같으며, A1-20℃ 내지 A1+20℃ 온도 범위를 본 명세서에서 마무리 압연 온도로 정의한다.
A1=932.1-392.8[C]-61.9[Mn]+43.9[Si]+420.6[P]+220.0[Al]-15.5[Cr]-15.2[Ni]+31.5[Mo]-20[Cu]---------------------- 식 (1)
단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Al], [Cr], [Ni], [Mo] 및 [Cu]는 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.
강도 및 연성이 동시에 우수한 열연강판을 수득하기 위해, 합금 성분의 변경에 따른 마무리 압연 온도를 상기 식 (1)을 이용하여 제어하는 것이 필요함을 의미한다. 보다 구체적으로, 상기 마무리 압연 온도가 A1+20℃를 초과하는 경우, 슬라브의 오스테나이트 결정립이 조대화되어 항복강도가 저하될 수 있고, 이로 인해 목적하는 (항복강도 x 연신율) 값을 수득할 수 없을 수 있다. 또한, 상기 마무리 압연 온도가 A1-20℃ 미만인 경우, 이상역 압연에 의한 혼립 조직 발생으로 인해 연성이 저하될 수 있으며, 열간 압연 시 압연 하중이 크게 증가하여 생산성이 저하될 수 있다. 아울러, 상기 혼립 조직이란 입도가 다른 결정립이 혼재하는 것을 의미한다.
따라서, 상기 온도 범위에서 마무리 열간 압연 시, 상기 마무리 압연된 슬라브는 목적하는 크기인 10 내지 40 ㎛의 미세 오스테나이트 조직을 수득할 수 있다.
이후 상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 를 실시할 수 있다. 상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 는, 상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 를 포함할 수 있다.
보다 구체적으로, 상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 는, A2-20℃ 내지 A2+20℃ 온도 범위까지 냉각할 수 있다. 더해서, 상기 A2는 하기 식 (2)와 같으며, A2-20℃ 내지 A2+20℃ 온도 범위를 본 명세서에서 중간 단계 온도로 정의한다.
A2=740.1-35.4[C]-64.5[Mn]+29.1[Si]+16.9[Cr]-16.9[Ni]-----------식 (2)
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [Cr] 및 [Ni]은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다)
보다 구체적으로, 상기 마무리 압연된 판재를 A2-20℃ 내지 A2+20℃ 온도 범위까지 냉각하는 1차 냉각 단계; 에 의해, 상기 마무리 압연된 판재는 40℃/s 내지 60℃/s 의 속도로 상기 A2-20℃ 내지 A2+20℃ 온도 범위까지 냉각될 수 있다.
이후, 상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 에 의해, 상기 1차 냉각된 판재는 1초 내지 8초 동안 냉각될 수 있다.
이는 강도 및 연성이 동시에 우수한 열연강판을 수득하기 위해, 합금 성분의 변경에 따른 중간 단계 온도를 상기 식 (2)를 이용하여 제어하는 것이 필요함을 의미한다.
통상적인 연속 냉각 방법을 통해 열연강판을 제조하는 경우, 마무리 압연 온도에서 권취 온도까지 도달하는 시간이 매우 짧기 때문에 등축 페라이트 미세조직의 충분한 생성을 기대할 수 없다. 이로 인해, 침상형 페라이트가 형성되어 연성이 열위하게 된다.
반면, 본 발명의 일 구현예에 의한 합금 성분 및 식 (2)를 통해 중간 단계 온도 범위 및 냉각 조건을 제어함으로써, 등축 페라이트의 형성을 촉진하여 연성을 향상시킬 수 있다. 상기 등축 페라이트란, 페라이트 미세조직의 종횡비가 0.7 내지 1.3인 페라이트 조직을 의미하며, 상기 조직의 형성으로 인해 등축 페라이트 분율이 증가하는 경우 연성이 향상될 수 있다.
다만, 상기 중간 단계 온도가 과도하게 높아 A2+20℃를 초과하는 경우, 등축 페라이트는 형성되지만 페라이트 결정립 성장에 의해 항복강도가 낮아질 수 있다. 반면, 중간 단계 온도가 A2-20℃ 미만인 경우, 침상형 페라이트의 형성으로 인해 연성이 감소할 수 있다. 따라서, (항복강도 x 연신율) 값이 11,500 미만으로 본 발명의 일 구현예에 의한 범위를 만족할 수 없을 수 있다.
따라서, 상기 A2-20℃ 내지 A2+20℃ 온도 범위에서 중간 단계 온도를 제어하고 냉각하는 경우, 등축 페라이트 구조가 형성된 판재를 수득할 수 있다. 또한, 상기 냉각된 판재의 전체 미세조직 100 부피%에 대해, 75 부피% 내지 85 부피%의 등축 페라이트 조직 및 15 부피% 내지 25 부피%의 오스테나이트 조직을 가질 수 있다.
마지막으로 상기 냉각된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 를 실시할 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 냉각된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에 의해, 상기 판재는 A3-20℃ 내지 A3+20℃ 온도 범위까지 냉각하여 권취 될 수 있다. 상기 A3는 하기 식 (3)과 같으며, 상기 A3-20℃ 내지 A3+20℃ 온도 범위를 본 명세서에서 권취 온도로 정의한다.
A3=693.4-444.5[C]-80.5[Mn]-35.0[Si]-76.0[Cr]-35.0[Ni]-85.7[Mo]-식 (3)
단, 상기 [C], [Mn], [Si], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.
상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에서, 상기 판재는 40℃/s 내지 60℃/s의 속도로 A3-20℃ 내지 A3+20℃ 온도 범위까지 냉각하여 권취될 수 있다.
더해서, 1분 내지 50000 분 동안 실시될 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 권취는 1분 내지 수 백시간 실시될 수 있다. 보다 더 구체적으로, 상기 권취는 1분 내지 수 십시간 실시될 수 있다. 권취 후 코일의 온도가 상온에 근접하였을 때 후속 작업이 가능하므로, 상기와 같이 권취 시간이 오래 소요될 수 있다.
강도 및 연성이 동시에 우수한 열연강판을 수득하기 위해, 합금 성분의 변경에 따른 권취 온도를 상기 식 (3)과 같이 제어하여 미세한 펄라이트 조직을 형성시켜야 한다는 것을 의미한다.
이에, 권취 온도가 A3+20℃를 초과하는 경우, 조대한 펄라이트가 형성되어 항복강도가 저하될 수 있으며, 목적하는 (항복강도 x 연신율) 값을 수득할 수 없을 수 있다. 반면, 권취 온도가 A3-20℃ 미만인 경우, 연성이 열위해질 수 있다. 보다 더 구체적으로, 권취온도가 A3-20℃ 미만인 경우, 미세 펄라이트가 형성되어 항복강도는 증가하지만, 연성이 열위하게 되어, 목적하는 (항복강도 x연신율) 값을 얻을 수 없을 수 있다. 따라서, 상기 온도 범위에서 권취 온도를 제어하고 냉각하는 경우, 펄라이트 구조가 형성된 열연강판을 수득할 수 있다.
도 2는 본 발명의 일 구현예에 따른 열연강판의 제조 방법에 따른 마무리 압연 후의 온도 변화를 나타낸 그래프이다.
보다 구체적으로, 마무리 압연 온도(A1-20℃ 내지 A1+20℃), 중간 단계 온도(A2-20℃ 내지 A2+20℃), 및 권취 온도(A3-20℃ 내지 A3+20℃)를 합금 성분에 따라 제어하여, 단계별 냉각 속도 등의 온도 변화를 나타낸 것이다. 따라서, 전술한 온도 조건 및 냉각 속도는 도 2를 통해 확인할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현예에 의한 제조방법에 의해 제조된 상기 열연강판은 이후 추가적인 공정 없이 그대로 이용될 수 있으나, 상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 이후에, 상기 수득된 열연강판을 산세하는 단계; 를 더 포함할 수 있다. 뿐만 아니라, 소둔 공정 등의 과정을 더 거친 후 이용될 수도 있다.
상기 전술한 방법으로 제조된 최종 열연강판은 펄라이트 및 페라이트 미세 조직으로 구성될 수 있다. 또한, 상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 페라이트 조직의 부피 분율은 75% 내지 85%일 수 있고, 펄라이트 조직의 부피 분율은 15% 내지 25%일 수 있다. 이 때, 상기 페라이트 결정립의 등축정률은 0.7 내지 1.3일 수 있다.
상기 미세조직을 가지는 열연강판의 항복강도는 295 내지 520MPa일 수 있다. 더해서, 상기 열연강판의 항복강도와 연신율의 조합인 (항복강도 X 연신율) 값은 11,500 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통해 상세히 설명한다. 단 하기의 실시예는 본 발명을 예시하는 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.
실시예
강종No. C Mn Si P Al S N Cr Ni Mo Cu 식1
(A1)		 식2
(A2)		 식3
(A3)
발명강1 0.15 0.70 0.01 0.01 0.025 0.004 0.005 0.015 0.01 0.001 0.01 839.4 690.1 568.4
발명강2 0.16 1.00 0.01 0.01 0.035 0.004 0.005 0.015 0.01 0.001 0.01 819.1 670.4 539.8
비교강1 0.07 0.80 0.01 0.01 0.025 0.004 0.005 0.015 0.01 0.001 0.01 864.6 686.5 595.9
비교강2 0.23 0.80 0.01 0.01 0.035 0.004 0.005 0.015 0.01 0.001 0.01 804.0 680.8 524.8
비교강3 0.15 0.40 0.01 0.01 0.025 0.004 0.005 0.015 0.01 0.001 0.01 858.0 709.4 592.6
비교강4 0.16 1.70 0.01 0.01 0.035 0.004 0.005 0.015 0.01 0.001 0.01 775.7 625.3 483.5
본 발명의 일 실시예에서 예시로 제조한 발명강과 비교강의 슬라브 성분은 상기 표 1에 개시된 바와 같다.
이후, 상기 표 1의 성분을 포함하는 슬라브를 1150℃에서 200분동안 재가열하였다.
상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 하기 표 2에 개시한 마무리 압연 온도(A1-20℃ 내지 A1+20℃)에서 마무리 압연을 실시하였다.
상기 마무리 압연된 판재를 하기 표 2에 개시된 중간 온도(A2-20℃ 내지 A2+20℃)까지 50℃/s 의 속도로 1차 냉각하였다. 상기 중간 온도에 도달 한 후, 5초 동안 5℃/s의 속도로 2차 냉각하였다.
상기 냉각된 판재를 하기 표 2에 개시된 권취 온도(A3-20℃ 내지 A3+20℃)까지 50℃/s 의 속도로 냉각하여 권취하여 열연강판을 수득하였다.
실시예No. 강종 식1(A1) 식2(A2) 식3(A3) 마무리 압연 온도
(℃)		 중간
단계
온도
(℃)		 권취 온도
(℃)
발명예1 발명강1 839.4 690.1 568.4 840 680 560
발명예2 발명강2 819.1 670.4 539.8 830 680 550
비교예1 비교강1 864.6 686.5 595.9 850 690 590
비교예2 비교강2 804.0 680.8 524.8 820 680 540
비교예3 비교강3 858.0 709.4 592.6 850 700 580
비교예4 비교강4 775.7 625.3 483.5 820 690 540
비교예5 발명강1 839.4 690.1 568.4 880 680 560
비교예6 발명강1 839.4 690.1 568.4 840 720 560
비교예7 발명강2 819.1 670.4 539.8 830 620 550
비교예8 발명강2 819.1 670.4 539.8 830 680 610
비교예9 발명강1 839.4 690.1 568.4 840 680 530
비교예10 발명강1 839.4 690.1 568.4 870 연속 580
비교예11 발명강2 819.1 670.4 539.8 860 연속 580
실시예No. 펄라이트 미세조직 부피분율
(%)		 페라이트
미세조직
결정립
크기
(㎛)		 페라이트 결정립의 등측정률 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 항복강도
X
연신율
발명예1 17 10.8 1.18 350 474 38 13300
발명예2 24 14.1 0.85 432 568 32 13824
비교예1 2 8.1 0.91 280 434 39.5 11060
비교예2 55 9.4 0.76 462 601 20.1 9286
비교예3 10 9.2 1.21 295 444 37.3 11004
비교예4 23 9.3 0.65 438 589 24.2 10600
비교예5 16 12.1 0.77 309 467 35.3 10908
비교예6 19 11.8 1.67 320 453 34.1 10912
비교예7 22 7.5 0.56 440 575 25.4 11176
비교예8 25 15.1 1.01 406 558 27.3 11084
비교예9 10 10.6 0.77 327 466 33.7 11020
비교예10 11 10.4 1.98 350 490 30.7 10745
비교예11 21 13.9 2.11 440 580 23.1 10164
상기 표 1의 성분 및 조성 범위를 가지는 슬라브를 이용하여, 상기 표 2의 마무리 압연 온도, 중간 온도, 및 권취 온도 조건 하에서 열연강판을 제조하였다. 그 결과, 상기 표 3에 최종 열연강판의 미세조직, 인장 물성 등을 평가하여 개시하였다.
아울러, 상기 표 3의 인장강도란, 인장 시험에서 재료가 파단 하기까지의 최대 하중을 시험편의 평행부의 원래 단면적으로 나눈 값을 의미하며, 상기 인장강도는 전술한 항복강도 및 연신율 측정 시 사용한 시험기기 및 시험조건에서 동일하게 측정하였다. 그 외 항복강도 및 연신율의 측정 방법 및 장치는 전술한 바와 같으므로 생략한다.
보다 구체적으로, 상기 표 1의 비교강 1 및 2는 본 발명의 일 구현예에 의한 탄소 함량과 차이점이 존재하였다. 보다 더 구체적으로, 탄소 성분을 0.1중량% 미만으로 함유하는 비교강 1을 이용한 비교예 1의 경우, 탄소에 의한 고용강화 효과 부족으로 인해 펄라이트 분율도 매우 낮은 것을 상기 표 3을 통해 확인할 수 있다. 따라서, 상기 표 3에 개시된 바와 같이, (항복강도 x 연신율)의 값이 열위한 것을 알 수 있다.
반면, 탄소 성분을 0.2중량% 초과 함유하는 비교강 2를 이용한 비교예 2의 경우, 펄라이트 미세조직의 과도한 생성으로 인해 연신율이 열위한 것을 알 수 있다. 따라서, (항복강도 x 연신율)의 값도 열위한 것을 확인할 수 있었다.
또한, 상기 표 1의 비교강 3 및 4는 본 발명의 일 구현예에 의한 망간 함량과 차이점이 존재하였다. 보다 구체적으로, 망간 성분을 0.5중량% 미만으로 함유하는 비교강 3의 경우, 망간에 의한 고용강화 부족으로 인해 펄라이트 분율이 낮은 것을 상기 표 3의 비교예 3으로 확인할 수 있다. 펄라이트 분율이 낮은 경우, 항복강도가 낮아질 수 있으므로 상기 표 3에서 비교예 3의 (항복강도 x 연신율) 값이 열위한 것을 알 수 있다.
반면, 망간 성분을 1.5중량% 초과 함유하는 비교강 4를 이용한 비교예 4의 경우, 식 (1)로부터 도출된 마무리 압연 온도가 너무 낮으므로 실제 압연이 불가하였다. 그 결과, 목적하는 (항복강도 x 연신율) 값을 수득할 수 없음을 확인할 수 있다.
더해서, 비교예 5의 경우, 식 (1)로부터 도출된 마무리 압연 온도의 범위를 초과하는 것을 알 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 비교예 5와 같이 식 (1)로부터 도출된 마무리 압연 온도 범위를 초과하는 경우, 항복강도 하락에 따라 (항복강도 x 연신율) 값이 열위해짐을 알 수 있다.
반면, 비교예 6 및 7의 경우, 식 (2)로부터 도출된 중간 단계 온도 범위가 본 발명의 일 구현예에 의한 범위를 벗어나는 것을 알 수 있다.
이에, 상기 비교예 6 및 7의 경우, 연신율 하락에 따라 항복강도 x 연신율) 값이 열위해짐을 알 수 있다.
또한, 비교예 8 및 9의 경우, 식 (3)으로부터 도출된 권취 온도 범위가 본 발명의 일 구현예에 의한 범위를 벗어나는 것을 알 수 있다.
보다 구체적으로, 식 (3)으로부터 도출된 권취 온도 범위를 만족하지 못하는 비교예 8의 경우 강도가 열위함을 알 수 있는 반면, 비교예 9의 경우 연신율이 열위함을 알 수 있다. 이로 인해, 상기 비교예 8 및 9는 (항복강도 x 연신율) 값이 열위함을 알 수 있다.
비교예 10 및 11의 경우, 통상적인 제조 공정에 의해 제조된 경우로써, 중간 단계 온도를 거치지 않고 마무리 압연 온도에서 권취 온도까지 연속 냉각 된 경우를 나타낸 것이다.
그 결과, 상기 비교예 10 및 11의 경우, 본 발명의 일 구현예에 의한 페라이트 등축정률의 범위를 만족하지 못하므로 연성이 열위한 것을 알 수 있다. 또한, (항복강도 x 연신율) 값이 열위함을 알 수 있다.
반면, 본 발명의 일 구현예에 의한 조성 범위 및 식으로부터 도출된 열간 압연 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 2의 경우, 항복강도 및 연신율의 조합이 우수한 것을 확인할 수 있다.
보다 구체적으로, 도 1은 발명예와 비교예의 항복강도와 연신율 및 (항복강도 x 연신율)로 도출된 값을 그래프로 나타낸 것이다.
보다 구체적으로, 사각형으로 표시된 부분은 비교예 1 내지 11의 값을 나타낸 것이며, 원형으로 표시된 부분은 발명예 1 및 2의 값을 나타낸 것이다. 따라서, 도 1에 개시된 바와 같이, 발명예 1 및 2의 경우, 강도 및 연성이 우수한 것을 알 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 발명예 1 및 2의 경우, (항복강도x연신율) 값이 11500이상에 따라, 회색 영역 안에 포함되는 것을 알 수 있다.
이상 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.
그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변경된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims (22)

  1. 열연강판 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 열연강판은 펄라이트 및 페라이트 미세 조직으로 구성되고,
    상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 페라이트 미세 조직의 부피 분율은 75% 내지 85%이며, 상기 페라이트 미세 조직의 등축정률(aspect ratio)은 0.7 내지 1.3이며,
    상기 페라이트 미세 조직의 결정립 크기는 10.8 내지 14.1㎛인 것인 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 기타 불가피한 불순물은 Cr: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Ni: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mo: 0.2중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Cu: 0.1중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음)를 포함하는 것인 열연강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 펄라이트 조직의 부피 분율은 15% 내지 25%인 것인 열연강판.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 열연강판의 항복강도는 295 내지 520 MPa 인 것인 열연강판.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 열연강판의 (항복강도 X 연신율) 값은 11,500 이상 및 17,500이하인 것인 열연강판.
  6. 전체 100중량%에 대해, C: 0.1 내지0.2중량%, Si: 0.5중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 1.5중량%, P: 0.03중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), S: 0.015중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Al: 0.05중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), N: 0.01중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1100 내지 1300℃에서 재가열 하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 하는 단계;
    상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계;
    상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 를 포함하는 것인 열연강판 제조방법이되,
    상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 는,
    상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 를 포함하며,
    상기 마무리 압연된 판재를 40℃/s 내지 60℃/s 속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 는,
    A2-20℃ 내지 A2+20℃ 온도 범위까지 냉각하는 것인 열연강판 제조방법.
    A2=740.1-35.4[C]-64.5[Mn]+29.1[Si]+16.9[Cr]-16.9[Ni]-----------식 (2)
    (단, 상기 [C], [Mn], [Si], [Cr] 및 [Ni]은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.)

  7. 제6항에 있어서,
    상기 기타 불가피한 불순물은 Cr: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Ni: 0.3중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Mo: 0.2중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음), Cu: 0.1중량% 이하(0중량%를 포함하지 않음)를 포함하는 것인 열연강판 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 에서,
    상기 마무리 압연은 A1-20℃ 내지 A1+20℃ 온도 범위에서 실시되는 것인 열연강판 제조방법.
    A1=932.1-392.8[C]-61.9[Mn]+43.9[Si]+420.6[P]+220.0[Al]-15.5[Cr]-15.2[Ni]+31.5[Mo]-20[Cu]---------------------- 식 (1)
    (단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Al], [Cr], [Ni], [Mo] 및 [Cu]는 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.)
  9. 제8항에 있어서,
    상기 조압연된 슬라브를 마무리 압연 하는 단계; 에 의해,
    상기 마무리 압연된 슬라브는 10 내지 40 ㎛ 크기의 오스테나이트 미세 조직을 가지는 것인 열연강판 제조방법.
  10. 삭제
  11. 제6항에 있어서,
    상기 1차 냉각된 판재를 1℃/s 내지 8℃/s 의 속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 에 의해,
    상기 1차 냉각된 판재는 1초 내지 8초 동안 냉각되는 것인 열연강판 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 에 의해,
    등축 페라이트(polygonal ferrite) 구조가 형성되는 것인 열연강판 제조방법.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 마무리 압연된 판재를 냉각하는 단계; 에 의해,
    상기 판재는 전체 미세조직 100 부피%에 대해, 75 부피% 내지 85 부피%의 등축 페라이트 조직 및 15 부피% 내지 25 부피%의 오스테나이트 조직을 가지는 것인 열연강판 제조방법.
  14. 제7항에 있어서,
    상기 냉각된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에 의해,
    상기 판재는 A3-20℃ 내지 A3+20℃ 온도 범위까지 냉각하여 권취 되는 것인 열연강판 제조방법.
    A3=693.4-444.5[C]-80.5[Mn]-35.0[Si]-76.0[Cr]-35.0[Ni]-85.7[Mo]-식 (3)
    (단, 상기 [C], [Mn], [Si], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각각의 성분 함량의 중량%를 의미한다.)
  15. 제14항에 있어서,
    상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에서,
    상기 판재는 40℃/s 내지 60℃/s의 속도로 냉각하여 권취 되는 것인 열연강판 제조방법.
  16. 제15항에 있어서,
    상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 에 의해,
    펄라이트 구조가 더 형성되는 것인 열연강판 제조방법.
  17. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브를 1100 내지 1300℃에서 재가열 하는 단계; 에서,
    상기 슬라브는 100분 내지 400분 동안 재가열 되는 것인 열연강판 제조방법.
  18. 제7항에 있어서,
    상기 마무리 압연된 판재를 권취하여 열연강판을 수득하는 단계; 이후에,
    상기 수득된 열연강판을 산세하는 단계; 를 더 포함하는 것인 열연강판 제조방법.
  19. 제6항 내지 제9항 및 제11항 내지 제18항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열연강판은 펄라이트 및 페라이트 미세 조직으로 구성되고,
    상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 상기 페라이트 조직의 부피 분율은 75% 내지 85%인 것인 열연강판 제조방법.
  20. 제6항 내지 제9항 및 제11항 내지 제18항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열연강판의 미세조직 전체 100분율%에 대해, 펄라이트 조직의 부피 분율은 15% 내지 25%인 것인 열연강판 제조방법.
  21. 제6항 내지 제9항 및 제11항 내지 제18항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열연강판의 항복강도는 295 내지 520MPa 인 것인 열연강판 제조방법.
  22. 제6항 내지 제9항 및 제11항 내지 제18항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열연강판의 (항복강도 X 연신율) 값은 11,500 이상 및 17,500이하인 것인 열연강판 제조방법.
KR1020150123843A 2015-09-01 2015-09-01 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법 KR101664098B1 (ko)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020150123843A KR101664098B1 (ko) 2015-09-01 2015-09-01 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법
CN201510885586.9A CN106480355B (zh) 2015-09-01 2015-12-04 压力容器用热轧钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020150123843A KR101664098B1 (ko) 2015-09-01 2015-09-01 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR101664098B1 true KR101664098B1 (ko) 2016-10-10

Family

ID=57145669

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020150123843A KR101664098B1 (ko) 2015-09-01 2015-09-01 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR101664098B1 (ko)
CN (1) CN106480355B (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210076617A (ko) * 2019-12-16 2021-06-24 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102031460B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
KR102348664B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-06 주식회사 포스코 진공튜브용 강재 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001303168A (ja) * 2000-04-18 2001-10-31 Kobe Steel Ltd 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法
JP2004211199A (ja) * 2002-12-20 2004-07-29 Jfe Steel Kk 耐疲労特性に優れ、かつ強度−延性バランスに優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2006316301A (ja) * 2005-05-11 2006-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1147613C (zh) * 2000-04-12 2004-04-28 Posco公司 用于焊接结构的具有TiN+MnS析出相的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构
KR101540877B1 (ko) * 2011-04-13 2015-07-30 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 가스 연질화용 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6058439B2 (ja) * 2013-01-10 2017-01-11 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板
KR101560944B1 (ko) * 2013-12-24 2015-10-15 주식회사 포스코 표면 품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001303168A (ja) * 2000-04-18 2001-10-31 Kobe Steel Ltd 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法
JP2004211199A (ja) * 2002-12-20 2004-07-29 Jfe Steel Kk 耐疲労特性に優れ、かつ強度−延性バランスに優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2006316301A (ja) * 2005-05-11 2006-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210076617A (ko) * 2019-12-16 2021-06-24 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR102296840B1 (ko) 2019-12-16 2021-09-01 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN106480355A (zh) 2017-03-08
CN106480355B (zh) 2018-06-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100868423B1 (ko) 조관후 강도변화가 작은 스파이럴 강관용 후물 열연 고강도ａｐｉ－ｘ８０ 급 강재 및 제조방법
KR101747034B1 (ko) 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
KR102178711B1 (ko) 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR101496000B1 (ko) 린 듀플렉스 스테인리스 열연강판 제조 방법
JP7221475B6 (ja) 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
KR20150112489A (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR101664098B1 (ko) 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법
KR101889182B1 (ko) 길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관
KR101482342B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101543838B1 (ko) 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101228753B1 (ko) 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101786262B1 (ko) 강도 및 dwtt 저온인성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법
KR20180073207A (ko) 저온인성과 암모니아 응력부식균열(scc) 저항성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법
KR102011357B1 (ko) 압력용기 및 그 제조방법
KR101736602B1 (ko) 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법
KR102236853B1 (ko) 강도와 연성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR20130142321A (ko) 굽힘성과 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법
KR20170056353A (ko) 압력용기 및 그 제조방법
KR102200225B1 (ko) 극저온 횡팽창이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
KR20110022308A (ko) 고강도 강재 및 그 제조방법
KR100530076B1 (ko) 내2차가공취성 및 성형성이 우수한 고장력강판과 그제조방법
KR20150025910A (ko) 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR101412372B1 (ko) 열연강판 및 그 제조 방법
KR101412376B1 (ko) 열간압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 라인파이프용 강판
KR101505302B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190808

Year of fee payment: 4