KR101858857B1

KR101858857B1 - Dwtt 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101858857B1
Application number: KR1020160176129A
Authority: KR
Inventors: 김완근; 강상덕
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-21
Filing date: 2016-12-21
Publication date: 2018-05-17

Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.06~0.08%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.6~1.9%, P: 0.013%이하 (0% 제외), S: 0.002% 이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.03~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.1%, Ca: 0.0005~0.003%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직은 면적분율로 베이나이트가 10% 이하, 펄라이트가 1% 이하, MA(마르텐사이트-오스테나이트)가 2% 이하이고, 나머지 침상형 페라이트를 포함하며, 평균 유효결정립 크기가 15㎛ 이하인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판에 관한 것이다.
관계식 1: 50 ≤ (Mn+Cr+Mo)/C*(Ca/S) ≤ 100
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)

Description

DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL PLATE HAVING HIGH DWTT TOUGHNESS AT LOW TEMPERATURE, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 중국, 인도 등 에너지 수요가 증가하고 있다. 하지만, 최근 유정은 채굴환경이 양호했던 과거와 달리 시베리아나 알래스카 등 저온인성이 요구되는 한랭 지역으로 채굴지역이 확대됨에 따라 채굴 및 수송 환경이 점점 열악해지고 있다. 이에 오일 및 가스 수송 시 장거리의 추운 지역에서 외부충격에 견딜 수 있고 사고발생시 경제적, 환경적 손실을 최소화하기 위해 저온인성이 우수한 강재가 요구되고 있다.

이에 따라 저온인성을 효과적으로 제어하는 방법으로서는, 용강의 불순물를 제어하거나 또는 비금속개재물의 양을 제어함으로써 저온인성을 향상시키는 방법 등이 제시되고 있으며, 추가적으로 저온압연을 통해 조직을 미세화하는 방법이 제시되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에서는 비금속 개재물의 양을 제어하여 저온인성을 향상시키는 방법에 대하여 개시하고 있다.

하지만, 상기 종래 기술들은 대부분 일반적인 저온 충격인성을 향상시키는 방법으로 알려져 있으며, 최근의 저온 DWTT(Drop Weight Tearing Test) 연성파면율에 미치는 영향에 대해서는 잘 알려져 있지 않다. DWTT 연성파면율은 원유나 가스를 수송하는 라인파이프가 외부손상을 입어 균열이 발생할 경우, 균열의 전파저항성을 대변하는 물성으로 알려져 있으며, 통상적으로 85% 이상이 되어야 기준을 만족할 수 있다.

한편, 기존의 문헌 및 특허에 의하면 DWTT 연성 파면율을 85%이상 확보하기 위해서는 P 및 S와 같은 불순물을 줄이거나 결정립 미세화가 중요하다고 알려져 있으나, 등급(grade) 및 두께에 따라 최적조건이 달라 아직까지 확실한 해결책은 제시되지 못하고 있는 상황이다.

한국 공개특허공보 제2008-0042296호

본 발명의 일 측면은 저온 환경에서 바람직하게 사용될 수 있는 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.06~0.08%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.6~1.9%, P: 0.013%이하 (0% 제외), S: 0.002% 이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.03~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.1%, Ca: 0.0005~0.003%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,

미세조직은 면적분율로 베이나이트가 10% 이하, 펄라이트가 1% 이하, MA(마르텐사이트-오스테나이트)가 2% 이하이고, 나머지 침상형 페라이트를 포함하며, 평균 유효결정립 크기가 15㎛ 이하인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.06~0.08%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.6~1.9%, P: 0.013%이하 (0% 제외), S: 0.002% 이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.03~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.1%, Ca: 0.0005~0.003%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;

상기 슬라브를 가열로에서 1150~1200℃로 가열하는 단계;

상기 가열된 슬라브를 1100~1140℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출하는 단계;

상기 추출된 슬라브를 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 재결정역 압연이 종료되도록 재결정역 압연하는 단계;

상기 재결정역 압연된 강판을 마무리 열간압연 온도가 Ar3~800℃의 온도범위가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및

상기 열연강판을 Ar3~800℃의 온도범위에서 냉각을 개시하여 450~550℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후 권취하는 단계;를 포함하는 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

관계식 1: 50 ≤ (Mn+Cr+Mo)/C*(Ca/S) ≤ 100

(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.

본 발명에 의하면, 항복강도가 높으며, DWTT 천이온도가 낮고, -30℃에서의 DWTT 연성파면율이 높은 후물 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 발명예 1의 미세조직을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
도 2는 비교예 3의 미세조직을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
도 3은 비교예 6의 미세조직을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
도 4는 발명예 1과 비교예 3의 -30℃에서 DWTT 시험 후 파면을 촬영한 사진이다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판은 중량%로, C: 0.06~0.08%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.6~1.9%, P: 0.013%이하 (0% 제외), S: 0.002% 이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.03~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.1%, Ca: 0.0005~0.003%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,

미세조직은 면적분율로 베이나이트가 10% 이하, 펄라이트가 1% 이하, MA(마르텐사이트-오스테나이트)가 2% 이하이고, 나머지 침상형 페라이트를 포함하며, 평균 유효결정립 크기가 15㎛ 이하이다.

관계식 1: 50 ≤ (Mn+Cr+Mo)/C*(Ca/S) ≤ 100

먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.06~0.08%

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이다.

C 함량이 0.06% 미만인 경우에는 인성 측면에서는 좋을 수 있으나, Nb, V 또는 Ti와 결합하여 강을 강화시키는 효과가 매우 적을 수 있다. 반면에, C 함량이 0.08% 초과인 경우에는 DWTT 인성을 저하시키는 중심 편석이 증대되는 문제가 있다. 따라서, C 함량은 0.06~0.08%인 것이 바람직하다.

Si: 0.05~0.5%

Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 상기 효과를 위해서는 0.05 % 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, Si 함량이 0.5% 초과인 경우에는 용접성 및 취성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.05~0.5%인 것이 바람직하다.

Mn: 1.6~1.9%

Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이며, Mn 함량이 1.6% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 고강도를 확보하기 어렵다. 반면에, Mn 함량이 1.9% 초과인 경우에는 연주 시 중심 편석을 조장하여 저온 DWTT 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.6~1.9%인 것이 바람직하다.

P: 0.013% 이하(0% 제외)

P 함량이 0.013% 초과인 경우에는 입계 편석을 조장하여 저온 DWTT저항성을 저하시킬 뿐만 아니라 용접성도 저하시키므로, P 함량은 0.013% 이하인 것이 바람직하다.

한편, P 함량이 낮을수록 유리하므로 특별히 그 하한을 한정할 필요는 없다. 다만, P 함량을 0.008% 미만으로 매우 낮게 제어하기 위해서는 별도의 공정 또는 추가 비용이 필요하며, 본 발명에서는 0.008% 이상 첨가되는 경우에도 높은 항복 강도와 함께 저온 DWTT 연성파면율을 얻을 수 있으므로 P의 하한은 0.008%일 수 있다.

S: 0.002% 이하(0% 제외)

S는 강 중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, S 함량이 0.002% 초과인 경우에는 저온 DWTT 저항성이 크게 감소시키므로, S 함량은 0.002% 이하인 것이 바람직하다.

한편, S 함량이 낮을수록 유리하므로 특별히 그 하한을 한정할 필요는 없다. 다만, S 함량을 0.001% 미만으로 매우 낮게 제어하기 위해서는 별도의 공정 또는 추가 비용이 필요하며, 본 발명에서는 0.001% 이상 첨가되는 경우에도 높은 항복 강도와 함께 저온 DWTT 연성파면율을 얻을 수 있으므로 S의 하한은 0.001%일 수 있다.

Al: 0.02~0.05%

Al은 Si와 함께 탈산 작용을 하는 성분으로서, Al 함량이 0.02% 미만인 경우에는 탈산 효과가 불충분하고, 0.05% 초과인 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 저온 DWTT 저항성을 저하시키므로, Al 함량은 0.02~0.05%인 것이 바람직하다.

Nb: 0.03~0.05%

Nb은 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.03% 이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 0.05% 초과시 다량의 석출물에 의한 저온 인성 및 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, Nb 함량은 0.03~0.05%인 것이 바람직하다.

V: 0.02~0.05%

V는 Nb와 마찬가지로 소량 첨가에 의해 석출강화효과를 나태내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.02% 이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 0.05% 초과시 다량의 석출물에 의한 저온 인성 및 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, V 함량은 0.02~0.05%인 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.02%

Ti는 강 중에서 TiN으로 석출되어 재가열 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하며, TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 하는 원소이다.

본 발명의 탄소범위에서 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti 함량이 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 반면에, Ti 함량이 0.02% 초과인 경우에는 상술한 효과가 포화상태에 이르게 되며 제조비용이 증가할 수 있다. 따라서, Ti 함량은 0.005~0.02%인 것이 바람직하다.

N: 0.002~0.008%

N은 강 중에서 Ti와 TiN으로 석출되어 오스테나이트의 결정립 성장을 억제한다. N 함량이 0.002% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 0.008중량%를 초과할 경우에는 조대한 TiN이 석출되어 저온 DWTT특성을 저하시키기 때문에 그 함량을 0.002~0.008중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.1~0.3%

Ni은 Cu와 마찬가지로 고용강화를 통한 강도증가와 함께 인성을 향상시키기 위해 첨가된다. Ni 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 0.3% 초과인 경우에는 오히려 석출물 형성에 의한 인성저하가 초래될 수 있다. 따라서, Ni 함량은 0.1~0.3%인 것이 바람직하다.

Cr: 0.1~0.3%

Cr은 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다. 다만, Cr 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 0.3% 초과인 경우에는 상부 베이나이트(Upper bainite) 같은 조직이 형성되면서 미세조직이 전체적으로 불균일해 짐에 따라 인성이 저하된다. 따라서, Cr 함량은 0.1~0.3%인 것이 바람직하다.

Mo: 0.05~0.1%

Mo는 상기 Cr보다도 더 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다. 다만, 상기 Mo는 0.05% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.1%를 초과할 경우에는 MA같은 경한 이차상이 다량 형성됨으로 인해 인성이 저하되므로, 그 함량을 0.05 ~ 0.1%로 제어하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0005~0.003%

상기 Ca는 유화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써 인성을 저하시키는 개재물의 형성을 억제하는 역할을 하는 성분으로, 그 함량이 0.0005% 미만일 경우에는 상기 효과를 얻기가 어렵고, 0.003%를 초과할 경우에는 비금속 개재물 양이 오히려 증가하여 저온 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ca는 그 함량이 0.0005~0.003%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 각 원소 함량의 범위를 만족할 뿐만 아니라, C, Mn, Cr, Mo, Ca 및 S가 하기 관계식 1을 만족하도록 첨가되어야 한다.

관계식 1: 50 ≤ (Mn+Cr+Mo)/C*(Ca/S) ≤ 100

상기 관계식 1은 C, Mn, Cr, Mo, Ca 및 S가 변태강화, 중심 편석, 미세조직, DWTT 특성 등에 미치는 영향을 고려하여 설계한 식이다.

관계식 1값이 50 미만인 경우에는 변태강화효과가 충분치 않아 강도를 확보하기 어렵고, 강도를 충분히 확보할 수 있는 경우라 하더라도 중심 편석이 심해지거나 국부적으로 베이나이트 분율이 증가하여 저온 DWTT물성을 확보하기 어렵다. 반면에, 관계식 1값이 100 초과인 경우에는 강도는 충분히 확보 가능하나, 상부 베이나이트(Upper bainite)나 MA 등의 저온변태 이차상의 양이 늘어나거나 개재물의 양이 심해져 충분한 저온 인성을 확보하기 어렵다.

이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 미세조직은 면적분율로 베이나이트가 10% 이하, 펄라이트가 1% 이하, MA(마르텐사이트-오스테나이트)가 2% 이하이고, 나머지 침상형 페라이트를 포함하며, 평균 유효결정립 크기가 15㎛ 이하이다. 여기서, 평균 유효결정립 크기는 전자 후방산란 회절 (EBSD; Electron Backscatter Diffraction) 분석을 수행하여 고경각(15도 기준) 입계를 갖는 유효 결정립의 평균 크기를 의미한다.

베이나이트, 펄라이트 및 MA가 각각 10%, 1%, 2% 초과인 경우에는 충분한 저온 DWTT 물성을 확보하기 어렵다. 또한, 평균 유효결정립 크기가 15㎛ 초과인 경우에도 저온 DWTT 물성을 확보하기 어렵다.

이때, 본 발명 열연강판의 항복강도는 500~600MPa일 수 있다.

또한, 본 발명 열연강판의 DWTT(Drop Weight Tearing Test) 천이온도는 -25℃ 이하이고, -30℃에서 DWTT 연성파면율은 85% 이상일 수 있다. DWTT 연성파면율은 원유나 가스를 수송하는 라인파이프가 외부손상을 입어 균열이 발생할 경우, 균열의 전파저항성을 대변하는 물성으로 알려져 있으며, 통상적으로 85% 이상이 되어야 라인파이프에 바람직하게 적용될 수 있다.

한편, 본 발명 열연강판의 두께는 20mm 이하일 수 있다. 두께가 20mm 초과인 경우에는 권취가 어려울 수 있다. 특별히 두께의 하한은 한정할 필요는 없으나, 15mm 이상의 후물에서 보다 효과적으로 적용될 수 있기 때문에 두께의 하한은 15mm 일 수 있다.

DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 가열로에서 1150~1200℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 1100~1140℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출하는 단계; 상기 추출된 슬라브를 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 재결정역 압연이 종료되도록 재결정역 압연하는 단계; 상기 재결정역 압연된 강판을 마무리 열간압연 온도가 Ar3~800℃의 온도범위가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3~800℃의 온도범위에서 냉각을 개시하여 450~550℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후 권취하는 단계;를 포함한다.

이하, 각 단계별로 상세히 설명한다.

슬라브 준비 단계

상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 준비한다.

본 발명에 따른 비금속 개재물의 제어는 통상적인 2차 정련과정에서의 공정조건의 제어를 통해서 얻어질 수 있으므로 슬라브를 준비하는 단계는 특별히 한정할 필요가 없다. 예를 들면, 상기 2차 정련 공정은 LF(Ladle Furnace)에서 Ar 버블링(Bubbling) 및 VTD(Vacuum Tank Degasser) 또는 RH(진공탈가스설비) 등과 같은 탈가스 공정에서 Ar 버블링에 의해 개재물을 제어할 수 있다. 물론, 본 발명의 제조방법이 상기 공정조건에 반드시 한정되는 것이 아니며, 다양한 방법에 의해 비금속 개재물을 제어할 수 있다. 상기 용강 정련 후, 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조할 수 있다.

슬라브 가열 단계

상기 슬라브를 가열로에서 1150~1200℃로 가열한다.

슬라브 가열 온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃ 이상에서 Nb 전체 고용이 가능하다.

슬라브 가열 온도가 1150℃ 미만으로 가열하는 경우 충분한 강도확보가 어렵고, 1200℃ 초과로 가열하는 경우에는 강판의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 슬라브 가열 온도는 1150~1200℃인 것이 바람직하다.

슬라브 추출 단계

상기 가열된 슬라브를 1100~1140℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출한다.

슬라브 추출 온도는 압연전 슬라브의 초기 오스테나이트 조직 크기에 영향을 미친다. 본 발명의 성분범위에서 슬라브를 1100℃ 미만에서 추출할 경우에는 충분한 강도를 확보하기 어렵고, 1140℃를 초과해서 추출할 경우에는 초기 오스테나이트 조직의 크기가 커짐에 따라 저온 DWTT 물성을 확보하기 어렵다. 따라서, 슬라브 추출온도는 1100~1140℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

재결정역 압연

상기 추출된 슬라브를 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 재결정역 압연이 종료되도록 재결정역 압연한다.

Tnr(오스테나이트의 재결정역이 정지되는 온도) 이상의 온도에서 행해지는 재결정역 압연은 마무리 압연 전 오스테나이트의 입도크기에 매우 큰 영향을 미치며, Tnr+60℃를 초과해서 재결정역 압연을 마무리할 경우에는 부분재결정에 의해 국부적으로 조대한 오스테나이트가 형성됨으로 저온 DWTT 물성을 확보하기 어렵다. 따라서 재결정역 압연은 Tnr~Tnr+60℃에서 종료하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 단계

상기 재결정역 압연된 강판을 마무리 열간압연 온도가 Ar3~800℃의 온도범위가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다.

마무리 압연 온도가 800℃ 초과인 경우에는 불균일하고 조대한 결정립이 형성될 수 있는 가능성이 커서 본 발명에서 추구하는 저온 DWTT 물성을 확보할 수 없으며, Ar3 미만인 경우에는 취성파괴에 열위한 집합조직이 생성되어 저온 DWTT 인성이 매우 낮아질 수 있다.

이때, 상기 열간압연은 Tnr 이하에서의 압하율이 70% 이상이 되도록 행할 수 있다.

Tnr 이하에서의 압하량도 열연강판 미세조직의 결정입도 및 균일성에 매우 큰 영향을 끼친다. 상기 결정입도 및 균일성은 저온인성와 상호관련성이 크다. 따라서, 결정립도와 균일성의 제어를 위하여 Tnr이하 압연 시 압하율이 70% 이상이 되도록 하는 것이 바람직한데, 압하율이 70% 미만인 경우에는 결정입도의 균질성이 저하되어 저온인성이 저하될 수 있다. 압하율의 상한은 특별히 한정하지 않으며, 해당 두께의 최대 압하율일 수 있다.

냉각 및 권취 단계

상기 열연강판을 Ar3~800℃의 온도범위에서 냉각을 개시하여 450~550℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후 권취한다.

냉각 개시 온도가 Ar3 미만인 경우에는 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으며, 특히 저온 DWTT 인성을 떨어뜨리는 취성 파괴 집합조직을 발달시킬 수 있다.

또한, 권취를 행하는 이유는 권취 후 보결(온도 상승)에 의한 자체 템퍼링 효과와 잔류 응력 완화 효과를 확보하기 위함이다.

상기 냉각 종료 및 권취 온도가 550℃ 초과인 경우에는 변태가 불안정하여 조대한 펄라이트 조직이 형성될 수 있으며, Carbon partitioning 증가에 의해 MA상 또한 다량 형성될 수 있어 저온 DWTT 물성 확보에 어려움이 있다. 반면에, 450℃ 미만인 경우에는 강판의 강성이 커지므로 정상적으로 권취 하는 것이 매우 어렵다.

이때, 상기 냉각은 10~30℃/sec의 냉각속도로 행할 수 있다.

냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 인성을 떨어뜨리는 조대한 펄라이트 조직이 용이하게 형성될 수 있으며, 30℃/sec를 초과하는 경우에는 베이나이트 분율이 과도하게 늘어나거나 MA같은 경한 이차상의 생성이 촉진되어 저온 DWTT 특성을 떨어뜨린다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용강을 정련하여 슬라브를 준비한 후, 하기 표 2에 기재된 슬라브를 가열하고 추출하였다. 상기 추출된 슬라브를 Tnr+20℃에서 재결정 압연을 종료하고, 하기 표 2에 기재된 마무리 열간압연 온도에서 마무리 열간압연 한 뒤, 바로 냉각하여 하기 표 2에 기재된 권취 온도에서 권취하여 두께가 19mm인 열연강판을 제조하였다.

상기 제조된 열연강판의 항복강도, 미세조직, DWTT 특성을 측정 및 평가하여 하기 표 3에 기재하였다.

베이나이트(B)와 펄라이트(P) 분율은 광학현미경을 사용하여 배율 500배에서 화상해석(Image analysis)을 통해 면적 분율로 측정하였다. MA 분율은 2 step etching 처리를 통한 color etching 방법으로 전처리, 후 펄라이트 분율과 마찬가지로 화상해석을 통해 측정하였다. 베이나이트, 펄라이트 및 MA를 제외한 조직은 침상형 페라이트로 관찰되었으며 별도로 기재하지 않았다.

유효결정립 크기는 전자 후방산란 회절(EBSD; Electron Backscatter Diffraction) 분석을 수행하여 고경각(15도 기준) 입계를 갖는 결정립 크기를 측정한 후 평균값을 기재하였다.

또한, 항복강도(YS)는 상온인장시험을 통해 측정하였으며, 저온 DWTT 물성은 액체질소를 이용하여 온도를 낮추면서, DWTT 시험기를 이용하여 시편을 파단시킨 후 연성 파면율을 측정하였고, 연성 파면율 85%이상인 최저 온도를 천이온도로 평가하였다. 또한, -30℃에서의 연성 파면율을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.

하기 표 1에서 관계식 1은 (Mn+Cr+Mo)/C*(Ca/S)이며, 여기서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.

강종	합금조성(중량%)														관계 식1
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Mo	Ni	Ti	Nb	V	N	Ca	관계 식1
발명강1	0.07	0.24	1.8	0.0102	0.0016	0.03	0.2	0.08	0.21	0.01	0.045	0.045	0.0046	0.0028	52
발명강2	0.065	0.25	1.7	0.0092	0.0012	0.028	0.18	0.09	0.16	0.012	0.043	0.04	0.0061	0.0024	60.6
발명강3	0.075	0.3	1.85	0.0112	0.0008	0.026	0.2	0.07	0.18	0.015	0.043	0.035	0.0062	0.0026	91.9
비교강1	0.05	0.18	1.6	0.0042	0.0009	0.025	0.24	0.1	0.12	0.01	0.04	0.045	0.0046	0.0023	99.2
비교강2	0.085	0.25	1.7	0.0066	0.0016	0.029	0.26	0.08	0.17	0.015	0.065	0.055	0.0043	0.0022	33
비교강3	0.07	0.24	1.8	0.0053	0.0007	0.024	0.42	0.25	0.19	0.012	0.048	0.047	0.0052	0.0013	65.5
비교강4	0.078	0.22	1.75	0.0074	0.0008	0.025	0.3	0.07	0.25	0.01	0.044	0.042	0.0048	0.0011	37.4
비교강5	0.065	0.25	1.65	0.0074	0.0006	0.028	0.25	0.08	0.15	0.015	0.04	0.041	0.0052	0.0025	126.9

구분	강종	가열온도 (℃)	추출온도 (℃)	마무리 열간압연 온도 (℃)	권취온도 (℃)
발명예1	발명강1	1188	1125	791	511
발명예2	발명강2	1191	1130	788	468
발명예3	발명강3	1175	1116	769	489
비교예1	비교강1	1170	1123	795	516
비교예2	비교강2	1185	1110	798	520
비교예3	비교강3	1176	1131	792	496
비교예4	비교강4	1191	1124	789	493
비교예5	비교강5	1182	1116	789	487
비교예6	발명강1	1256	1138	787	521
비교예7	발명강2	1185	1126	842	511
비교예8	발명강3	1193	1170	777	478
비교예9	발명강3	1192	1133	791	603

구분	강종	YS (MPa)	상분율(면적%)			유효 결정립 크기(μm)	DWTT 천이온도(℃)	-30℃ DWTT 연성파면율(%)
구분	강종	YS (MPa)	B	P	MA	유효 결정립 크기(μm)	DWTT 천이온도(℃)	-30℃ DWTT 연성파면율(%)
발명예1	발명강1	569	3	0.3	0.6	13.2	-30	100
발명예2	발명강2	542	2	0.2	0.5	12.1	-30	100
발명예3	발명강3	588	5	0.5	1.2	14.5	-40	95
비교예1	비교강1	476	1	0.2	0.3	13.1	-30	98
비교예2	비교강2	577	20	2.6	2.8	13.6	-15	52
비교예3	비교강3	566	32	0.2	4.1	14.2	-20	66
비교예4	비교강4	556	12	0.3	1.5	12.3	-20	71
비교예5	비교강5	533	1	0.2	0.5	14.1	-20	74
비교예6	발명강1	571	3	0.7	0.8	19.3	-15	57
비교예7	발명강2	546	3	0.6	0.7	17.6	-15	68
비교예8	발명강3	592	7	0.4	0.9	20.3	-10	34
비교예9	발명강3	564	4	3.6	2.2	14.8	-15	45

본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예들은 항복강도가 500~600MPa이며, DWTT 천이온도는 -25℃ 이하이고, -30℃에서 DWTT 연성파면율은 85% 이상인 것을 확인할 수 있다.

비교예 1 내지 5는 본 발명에서 제시한 제조조건은 만족하였으나, 합금조성을 만족하지 못하여 강도 또는 DWTT 특성이 열위하였다.

비교예 1은 C 함량이 미달한 경우로서, 항복강도가 열위하였다.

비교예 2는 C 및 Nb 함량이 초과하는 경우로서, 이차상들이 많이 형성되어 DWTT 특성이 열위하였다.

비교예 3은 Cr 및 Mo 함량이 초과하는 경우로서, 이차상들이 많이 형성되어 DWTT 특성이 열위하였다.

비교예 4는 각 원소 함량은 만족하였으나 관계식 1이 50 미만인 경우로서, 베이나이트가 다량 형성되어 DWTT 특성이 열위하였다.

비교예 5는 각 원소 함량은 만족하였으나 관계식 1이 100 초과인 경우로서, 개재물이 다량 형성되어 DWTT 특성이 열위하였다.

비교예 6 내지 8은 본 발명에서 제시한 합금조성은 만족하였으나 슬라브 가열온도, 슬라브 추출 온도 또는 마무리 열간압연 온도가 본 발명에서 제시한 조건을 벗어나 유효 결정립 크기가 15㎛를 초과하여 DWTT 특성이 열위하였다.

비교예 9는 본 발명에서 제시한 합금조성은 만족하였으나 권취온도가 초과인 경우로서, 펄라이트 및 MA가 다량 형성되어 DWTT 특성이 열위하였다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.06~0.08%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.6~1.9%, P: 0.013%이하 (0% 제외), S: 0.002% 이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.03~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.1%, Ca: 0.0005~0.003%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직은 면적분율로 베이나이트가 10% 이하, 펄라이트가 1% 이하, MA(마르텐사이트-오스테나이트)가 2% 이하이고, 나머지 침상형 페라이트를 포함하며, 평균 유효결정립 크기가 15㎛ 이하인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판.
관계식 1: 50 ≤ (Mn+Cr+Mo)/C*(Ca/S) ≤ 100
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
제1항에 있어서,
상기 열연강판의 항복강도는 500~600MPa인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판의 DWTT(Drop Weight Tearing Test) 천이온도는 -25℃ 이하이고, -30℃에서 DWTT 연성파면율은 85% 이상인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판의 두께는 15~20mm인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판.
중량%로, C: 0.06~0.08%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.6~1.9%, P: 0.013%이하 (0% 제외), S: 0.002% 이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.03~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.1%, Ca: 0.0005~0.003%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
상기 슬라브를 가열로에서 1150~1200℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 1100~1140℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출하는 단계;
상기 추출된 슬라브를 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 재결정역 압연이 종료되도록 재결정역 압연하는 단계;
상기 재결정역 압연된 강판을 마무리 열간압연 온도가 Ar3~800℃의 온도범위가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 Ar3~800℃의 온도범위에서 냉각을 개시하여 450~550℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후 권취하는 단계;
를 포함하고,
상기 권취된 열연강판은 미세조직이 면적분율로 베이나이트가 10% 이하, 펄라이트가 1% 이하, MA(마르텐사이트-오스테나이트)가 2% 이하이고, 나머지 침상형 페라이트를 포함하며, 평균 유효결정립 크기가 15㎛ 이하인 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법.
관계식 1: 50 ≤ (Mn+Cr+Mo)/C*(Ca/S) ≤ 100
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
제5항에 있어서,
상기 열간압연은 Tnr 이하에서의 압하율이 70% 이상이 되도록 행하는 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 냉각은 10~30℃/sec의 냉각속도로 행하는 DWTT 저온인성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법.