KR102175575B1 - 연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.11~0.14%, Si: 0.20~0.50%, Mn: 1.8~2.0%, P: 0.03%이하, S: 0.02%이하, Nb: 0.01 ~ 0.04%, Cr: 0.5~0.8%, Ti: 0.01~0.03%, Cu: 0.2~0.4%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.2~0.4%, N: 0.007%이하, Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3의 조건을 만족하며, 미세조직은 면적%로, 베이나이트: 88% 이상(100%는 제외), 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 펄라이트: 2% 이하(0%는 제외) 및 도상 마르텐사이트: 0.8% 이하(0%를 포함)를 포함하는 연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 7 ≤ (Mo/93)/(P/31) ≤ 16
[관계식 2] 1.6 ≤ Cr+3Mo+2Ni ≤ 2
[관계식 3] 6 ≤ (3C/12+Mn/55)×100 ≤ 7
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)

Description

연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND STRENGTH AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 건축, 라인파이프 및 유정관용 등에 사용 가능한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 유정이나 가스정을 개발하기 위한 환경이 점점 가혹화되고 있으며, 채산성을 향상시키기 위하여 생산원가를 낮추기 위한 노력들이 지속되고 있다. 오일 및 가스를 채굴할 때, 유정용 강관은 유전 상부에서 하부쪽으로 최대 5km까지 적용되고 있으며, 유정의 채굴 깊이가 깊어짐에 따라 유정관용으로 사용되는 강관은 고강도, 내외압 압괴강도, 인성, 내지연 파괴성 등이 요구된다. 또한 채굴 환경이 가혹해짐에 따라 채굴 비용이 급속히 증가하게 되어, 비용 저감을 위한 노력들이 지속되고 있다. 특히 유정의 보수 및 유지에 사용되는 유정용 강관은 사용 중 반복적인 굽힘을 받게 되어 고강도 뿐만 아니라 높은 연신율을 요구하고 있다. 만약 강관의 연신율이 작게 되면 외부에 의한 작은 변형에도 재료가 파단되는 문제점이 발생하게 된다.
이와 같이 채굴 깊이가 깊어짐에 따라 지반이 압력이 증가하게 되어 고강도 강재를 요구하고 있으며, 고강도 강재를 사용하게 되면 파이프의 두께 감소가 가능하여 시공 및 보수 등의 공사기간을 줄일 수 있는 장점이 있다. 일반적으로 강도가 증가하게 되면 연신율이 감소하게 되나, 유정의 안정을 확보하기 위해 기존 저강도재와 유사한 연신율을 요구하고 있다.
본 발명의 일측면은 연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.11~0.14%, Si: 0.20~0.50%, Mn: 1.8~2.0%, P: 0.03%이하, S: 0.02%이하, Nb: 0.01 ~ 0.04%, Cr: 0.5~0.8%, Ti: 0.01~0.03%, Cu: 0.2~0.4%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.2~0.4%, N: 0.007%이하, Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3의 조건을 만족하며, 미세조직은 면적%로, 베이나이트: 88% 이상(100%는 제외), 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 펄라이트: 2% 이하(0%는 제외) 및 도상 마르텐사이트: 0.8% 이하(0%를 포함)를 포함하는 연신율이 우수한 고강도 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] 7 ≤ (Mo/93)/(P/31) ≤ 16
[관계식 2] 1.6 ≤ Cr+3Mo+2Ni ≤ 2
[관계식 3] 6 ≤ (3C/12+Mn/55)×100 ≤ 7
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.11~0.14%, Si: 0.20~0.50%, Mn: 1.8~2.0%, P: 0.03%이하, S: 0.02%이하, Nb: 0.01 ~ 0.04%, Cr: 0.5~0.8%, Ti: 0.01~0.03%, Cu: 0.2~0.4%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.2~0.4%, N: 0.007%이하, Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1100~1180℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 1150℃ 이상에서 45분 이상 유지한 후 추출하는 단계; 상기 추출된 강 슬라브를 850~930℃에서 압연 종료하여 강재를 얻는 1차 압연 단계; 상기 강재를 압연하고 740~795℃에서 종료하는 2차 압연 단계; 상기 2차 압연된 강재를 10~50℃/s의 냉각속도로 수냉하는 단계; 및 상기 수냉된 강재를 440~530℃에서 권취하는 단계를 포함하는 연신율이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 연신율이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 단, 하기 설명되는 합금조성의 단위는 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.11~0.14%
상기 C는 강재의 경화능을 증가시키는 원소로서, 그 함량이 0.11% 미만인 경우에는 경화능이 부족하여 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면, 그 함량이 0.14%를 초과할 경우에는 항복강도가 지나치게 높아져서 가공이 어려워지거나 연신율이 나빠질 수 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.11~0.14%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.115%인 것이 보다 바람직하고, 0.118%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.12%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.138%인 것이 보다 바람직하고, 0.136%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.135%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.20~0.50%
상기 Si은 페라이트 상 중의 C 활동도를 증가시키고, 페라이트 안정화를 촉진하는 작용을 하며, 고용강화에 의한 강도확보에 기여한다. 또한, 상기 Si은 ERW 용접시 Mn2SiO4 등의 저융점 산화물을 형성시키고 용접시에 산화물이 쉽게 배출되도록 한다. 그 함량이 0.20% 미만인 경우 제강 상의 비용 문제가 발생하는 반면, 0.50%를 초과하는 경우 Mn2SiO4 이외에 고융점의 SiO2 산화물의 형성량이 많아지고 전기저항 용접시 용접부의 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.20~0.50%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.23%인 것이 보다 바람직하고, 0.26%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.46%인 것이 보다 바람직하고, 0.43%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.4%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 1.8~2.0%
상기 Mn은 오스테나이트/페라이트 변태 개시 온도에 큰 영향을 주고 변태 개시 온도를 저하시키는 원소로서, 파이프 모재부 및 용접부의 인성에 영향을 미치며, 고용강화 원소로써 강도 증가에 기여한다. 그 함량이 1.8% 미만에서는 상기의 효과를 기대하기 어려운 반면, 2.0%를 초과하는 경우 편석대가 발생할 가능성이 높다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.8~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.83%인 것이 보다 바람직하고, 1.86%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.9%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.98%인 것이 보다 바람직하고, 1.96%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.94%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.03%이하
상기 P는 강제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, P이 첨가되면 강판의 중심부에 편석되고 균열 개시점 또는 진전 경로로 이용될 수 있다. 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 불순물로서 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한은 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.025% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01% 이하인 것이 가장 바람직하다.
S: 0.02%이하
상기 S은 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 S 함량은 0.01% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003% 이하인 것이 가장 바람직하다.
Nb: 0.01 ~ 0.04%
상기 Nb은 압연중 재결정을 억제하여 결정립을 미세화기키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 강의 강도도 향상시키는 역학을 하기 때문에 적어도 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, 0.04%를 초과하는 경우에는 과도한 Nb 탄질화물이 석출하여 강재의 연신율에 유해하다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.01 ~ 0.04%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.014%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.039%인 것이 보다 바람직하고, 0.038%인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.5~0.8%
상기 Cr은 경화능, 부식저항성을 향상시키는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.5% 미만일 경우에는 첨가에 따른 부식저항성 향상 효과가 불충분하고, 반면 0.8%를 초과할 경우에는 용접성이 급격히 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.5~0.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.52%인 것이 보다 바람직하고, 0.54%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.55%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.7%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.65%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.01~0.03%
상기 Ti은 강 중의 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성하는 원소이다. 본 발명의 경우 고온 열간 압연 시 일부 오스테나이트 결정립의 과대한 조대화가 발생할 수 있으므로, 상기 TiN을 적절하게 석출시킴으로서 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 수 있다. 이러한 목적을 위해서는 Ti은 최소 0.01% 이상 첨가하는 것이 필요하다. 다만, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 오히려 조대한 TiN이 정출됨으로써 그 효과가 반감될 수 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.03%%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.011%인 것이 보다 바람직하고, 0.012%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.013%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.026%인 것이 보다 바람직하고, 0.023%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다.
Cu: 0.2~0.4%
상기 Cu는 모재나 용접부의 경화능 및 부식 저항성 향상에 유효하다. 그러나 그 함량이 0.2% 미만이면 부식저항성 확보에 불리하고, 반면 0.4%를 초과하면 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리해지는 문제가 있다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.2~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cu 함량의 상한은 0.37%인 것이 보다 바람직하고, 0.34%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
Ni: 0.1~0.4%
상기 Ni은 경화능 및 부식 저항성 향상에 유효하다. 또한 상기 Cu와 함께 첨가시 Cu와 반응하기 때문에 융점이 낮은 Cu 단독상의 생성을 저해하므로 열간가공시 크랙이 발생하는 문제점을 억제하는 효과도 있다. 이러한 Ni은 모재의 인성향상에도 유효한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Ni을 첨가할 필요가 있으나, 고가의 원소이므로 0.4%를 초과하여 첨가하는 것은 경제성 면에서 불리하다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.1~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.13%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.14%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.46%인 것이 보다 바람직하고, 0.43%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.2~0.4%
Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 펄라이트 조직이 다량 생성되는 것을 억제하여 양호한 충격인성을 확보할 수 있으며, 상기 효과를 확보하기 위해서는 0.2%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.4%를 초과하는 경우에는 고가의 원소이기 때문에 경제적으로 불리하며, 용접저온 균열이 발생할 수 있고, 모재에 MA 조직과 같은 저온변태상이 생성되어 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Mo는 0.2~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.21%인 것이 보다 바람직하고, 0.22%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.23%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.39%인 것이 보다 바람직하고, 0.38%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.37%인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.007%이하
상기 N는 고용 상태에서는 시효 열화를 일으키는 원인이므로, Ti, Al 등의 질화물로서 고정된다. 그 함량이 0.007%를 초과하는 경우 Ti, Al 등의 첨가량 증가가 불가피하므로, 상기 N의 함량은 0.007%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 0.0065% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0055% 이하인 것이 가장 바람직하다.
Ca: 0.001~0.006%
상기 Ca은 유화물의 형태 제어를 위해 첨가한다. 그 함량이 0.006%를 초과하는 경우 강중 S에 대하여 CaO 클러스터(cluster)의 CaS가 발생하는 반면, 0.001% 미만인 경우에는 MnS가 발생하고 연신율의 저하를 초래할 수 있다. 또한 S량이 많다면 CaS 클러스터가 발생하는 것을 방지하기 위해 동시에 S량도 제어하는 것이 바람직하다. 즉 강중의 S량 및 O량에 따라 적절히 Ca량을 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 0.0014%인 것이 보다 바람직하고, 0.0018%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.002%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 0.0055%인 것이 보다 바람직하고, 0.005%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0045%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.01~0.05%
상기 Al은 제강시의 탈산을 위해 첨가한다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 이러한 작용이 부족한 반면, 0.05%를 초과하는 경우 전기저항 용접시 용접부에 알루미나 또는 알루미나 산화물을 포함하는 복합 산화물의 형성이 조장되고 용접부 인성을 손상시킬 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.025%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.046%인 것이 보다 바람직하고, 0.043%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04%인 것이 가장 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.
한편, 본 발명에서는 전술한 합금조성 뿐만 아니라 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금원소의 함량은 중량%이다.
[관계식 1] 7 ≤ (Mo/93)/(P/31) ≤ 16
관계식 1은 P의 입계편석을 막기 위한 것이다. 관계식 1의 값이 19 미만인 경우 Fe-Mo-P 화합물 형성에 의한 P 입계편석 효과가 충분하지 못하며, 관계식 1의 값이 30를 초과하는 경우에는 경화능이 증가에 따른 저온 변태상 형성으로 충격에너지가 감소하게 된다.
[관계식 2] 1.6 ≤ Cr+3Mo+2Ni ≤ 2
관계식 2는 경한 제2상 조직인 도상 마르텐사이트(MA) 상의 형성을 억제하기 위한 것이다. 상기 관계식 2의 값이 1.6 미만인 경우에는 Cr, Mo 및 Ni 첨가에 의한 경화능이 감소하여 강도가 미달하게 되며, 2를 초과하는 경우에는 MA가 형성되어 연신율이 감소하게 된다.
[관계식 3] 6 ≤ (3C/12+Mn/55)×100 ≤ 7
관계식 3은 경한 제2상 조직인 도상 마르텐사이트(MA) 상의 형성을 억제하기 위한 것이다. C과 Mn의 증가는 슬라브의 응고온도를 낮추어 슬라브 중심의 편석을 조장하며, 델타 페라이트의 형성 구간을 좁게 하여 연주 중 슬라브의 균질화를 어렵게 한다. 또한 Mn은 슬라브 중심부에 편석되는 대표적인 원소로서 파이프의 연성을 해치는 제2상의 형성을 조장하며, C의 증가는 연주시 고상 및 액상의 공존 구간을 넓혀 편석을 심화시키게 된다. 따라서 관계식 3의 값이 7을 초과하는 경우에는 강도는 증가하나 상기의 이유로 슬라브의 비균질성이 증가하여 슬라브에 경한 제 2상이 형성되게 되어 강재 및 파이프의 저온인성을 떨어뜨리게 된다. 반면, 상기 관계식 3의 값이 6 미만인 경우에는 강도가 저하되는 단점이 있다.
본 발명의 열연강판은 미세조직이 면적%로, 베이나이트: 88% 이상(100%는 제외), 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 펄라이트: 2% 이하(0%는 제외) 및 도상 마르텐사이트: 0.8% 이하(0%를 포함)를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율이 88% 미만일 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 850MPa 이상의 항복강도를 얻기 어렵다. 상기 페라이트의 분율이 10%를 초과하는 경우에는 강도가 저하되는 단점이 있다. 상기 펄라이트의 분율이 2%를 초과하는 경우에는 연신율이 감소하는 단점이 있다. 상기 도상 마르텐사이트의 분율이 0.8%를 초과하는 경우에는 크랙의 생성의 기점으로 작용하여 연신율이 감소하는 문제가 발생하게 된다. 한편, 본 발명에서는 상기 도상 마르텐사이트를 포함하지 않을 수 있다.
상기 베이나이트의 평균 결정립 크기는 8㎛ 이하인 것이 바람직하다. 만일, 8㎛를 초과하는 경우에는 크랙 전파에 대한 저항성이 감소하게 되어 인성과 연신율이 열위하게 되며 또한 강도가 하락하는 문제가 발생할 가능성이 높아진다.
상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하인 것이 바람직하다. 만일, 10㎛를 초과하는 경우에는 강도가 저하되는 단점이 있다.
상기 펄라이트의 평균 결정립 크기는 4㎛ 이하인 것이 바람직하다. 만일, 4㎛를 초과하는 경우에는 크랙이 쉽게 생성되어 연신율이 감소하는 단점이 있다.
상기 도상 마르텐사이트 평균 결정립 크기는 1㎛ 이하인 것이 바람직하다. 만일, 1㎛를 초과하는 경우에는 크랙이 쉽게 생성되어 연신율이 감소하는 단점이 있다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 열연강판은 상온 항복강도: 850MPa 이상, 상온 인장강도: 900MPa 이상, 총연신율: 13% 이상으로 우수한 강도와 연신율을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 연신율이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성과 관계식 1 내지 3을 만족하는 강 슬라브를 1100~1180℃에서 재가열한다. 강 슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 강 슬라브를 재가열하는 단계에서는 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용되도록 균일하게 가열하며, 너무 높은 가열온도에 의한 조대 결정립의 형성을 방지하여야 한다. 강 슬라브의 재가열 온도는 1100~1180℃가 되도록 행하여지는 것이 바람직한데, 이는 슬라브 제조 단계에서 생성되는 주조 조직 및 편석, 2차상들의 고용 및 균질화를 위한 것이다. 상기 강 슬라브의 재가열온도가 1100℃ 미만인 경우 균질화가 부족하거나 가열로 온도가 너무 낮아 열간압연 시 변형저항이 커지는 문제가 있고, 1180℃를 초과하는 경우 표면 품질의 열화가 발생할 수 있다. 따라서 상기 슬라브의 재가열 온도는 1100~1180℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열온도의 하한은 1115℃인 것이 보다 바람직하고, 1130℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1150℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열온도의 상한은 1178℃인 것이 보다 바람직하고, 1177℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1176℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 1150℃ 이상에서 45분 이상 유지한 후 추출한다. 상기 강 슬라브의 추출온도가 1150℃ 미만인 경우에는 Nb가 충분히 고용되지 않아 강도가 저하될 수 있다. 상기 강 슬라브의 추출 전 유지시간이 45분 미만인 경우, 슬라브 두께와 길이 방향의 균열도가 낮아 압연성이 열위하고 최종 강판의 물성편차를 야기할 수 있다. 한편, 상기 강 슬라브의 재가열온도가 추출온도의 하한인 1150℃ 보다 낮을 경우에는 재가열 공정 말미에 상기 강 슬라브의 온도가 1150℃ 이상이 되도록 재차 가열하는 공정을 추가로 포함할 수 있고, 만일, 상기 강 슬라브의 재가열온도가 추출온도의 하한인 1150℃ 보다 높을 경우에는 그대로 추출하면 된다.
이후, 상기 추출된 강 슬라브를 850~930℃에서 압연 종료하여 강재를 얻는 1차 압연한다. 상기 1차 압연종료온도가 930℃를 초과하는 경우에는 결정립 미세화 효과가 충분하지 않으며, 850℃ 미만인 경우에는 이후 마무리 압연 공정에서의 설비 부하 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 1차 압연종료온도는 850~930℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 압연종료온도의 하한은 855℃인 것이 보다 바람직하고, 860℃인 것이 보다 더 바람직하며, 870℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 압연종료온도의 상한은 925℃인 것이 보다 바람직하고, 920℃인 것이 보다 더 바람직하며, 910℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 강재를 압연하고 740~795℃에서 종료하는 2차 압연을 수행한다. 상기 2차 압연종료온도가 795℃를 초과하는 경우에는 최종 조직이 조대해져 원하는 강도를 얻을 수 없고, 740℃ 미만인 경우에는 마무리 압연기의 설비 부하 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 2차 압연종료온도는 740~795℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 압연종료온도의 하한은 745℃인 것이 보다 바람직하고, 750℃인 것이 보다 더 바람직하며, 760℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 압연종료온도의 상한은 792℃인 것이 보다 바람직하고, 788℃인 것이 보다 더 바람직하며, 785℃인 것이 가장 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 상기 2차 압연이 미재결정역 압연에 해당한다. 미재결정역 압연에 해당하는 상기 2차 압연시 누적압하율은 85% 이상인 것이 바람직하다. 만일, 85% 미만인 경우에는 혼립 조직이 발생하여 연신율이 감소할 수 있다. 따라서, 상기 2차 압연시 누적압하율은 85% 이상인 것이 바람직하다. 상기 2차 압연시 누적압하율은 87% 이상인 것이 보다 바람직하고, 89% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 90% 이상인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 2차 압연된 강재를 10~50℃/s의 냉각속도로 수냉한다. 상기 냉각속도가 50℃/s를 초과하는 경우에는 MA와 같은 저온 변태상이 다량 생기는 단점이 있고, 10℃/s 미만인 경우에는 조대 펄라이트가 증가하는 단점이 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 10~50℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도의 하한은 12℃/s인 것이 보다 바람직하고, 14℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 16℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각속도의 상한은 47℃/s인 것이 보다 바람직하고, 43℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 40℃/s인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 수냉된 강재를 440~530℃에서 권취한다. 상기 귄취온도가 530℃를 초과하는 경우에는 표면 품질이 저하되고, 조대한 탄화물이 형성되어 강도가 감소한다. 반면, 440℃ 미만일 경우에는 권취시 다량의 냉각수가 필요하고, 권취시 하중이 크게 증가하게 되며, 또한, 마르텐사이트가 생성되어 연신율이 감소하게 된다. 따라서, 상기 권취온도는 440~530℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 455℃인 것이 보다 바람직하고, 470℃인 것이 보다 더 바람직하며, 480℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 520℃인 것이 보다 바람직하고, 515℃인 것이 보다 더 바람직하며, 510℃인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 1 및 2에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 연속주조법에 의해 강 슬라브로 제조한 뒤, 상기 강 슬라브를 1100~1180℃에서 가열한 뒤, 하기 표 3에 기재된 조건으로 재가열, 추출, 압연, 귄취 및 냉각하여 두께 5mm의 열연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 미세조직의 종류 및 분율과 평균 결정립 크기, 그리고 기계적 물성들을 측정한 뒤, 하기 표 4에 나타내었다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Nb Cr Ti Cu
발명강1 0.136 0.338 1.98 0.008 0.001 0.038 0.60 0.014 0.270
발명강2 0.136 0.339 1.92 0.007 0.0013 0.015 0.61 0.015 0.275
발명강3 0.136 0.324 1.80 0.0067 0.0017 0.015 0.60 0.014 0.274
발명강4 0.138 0.372 1.92 0.0098 0.0013 0.037 0.62 0.017 0.285
발명강5 0.127 0.320 1.84 0.0107 0.0015 0.037 0.0 0.012 0.270
비교강1 0.16 0.35 1.98 0.018 0.001 0.02 0.55 0.015 0.270
비교강2 0.13 0.33 2.10 0.012 0.0013 0.03 0.54 0.02 0.272
비교강3 0.14 0.35 1.98 0.013 0.0017 0.02 0.53 0.018 0.279
비교강4 0.13 0.34 2.10 0.0124 0.0013 0.022 0.52 0.019 0.262
비교강5 0.08 0.35 1.80 0.0107 0.0015 0.021 0.54 0.011 0.274
강종No. 합금조성(중량%) 관계식 1 관계식 2 관계식 3
Ni Mo N Ca Al
발명강1 0.168 0.365 0.005 0.0021 0.032 15.2 2.0 7.0
발명강2 0.167 0.309 0.004 0.0025 0.0038 14.7 1.9 6.9
발명강3 0.169 0.315 0.003 0.0028 0.034 15.7 1.9 6.7
발명강4 0.172 0.255 0.004 0.0025 0.034 8.7 1.7 6.9
발명강5 0.169 0.241 0.005 0.0029 0.035 7.5 1.7 6.5
비교강1 0.150 0.320 0.005 0.0021 0.0032 5.9 1.8 7.6
비교강2 0.140 0.220 0.004 0.0025 0.038 6.1 15 7.1
비교강3 0.142 0.150 0.003 0.0028 0.034 3.8 1.3 7.1
비교강4 0.148 0.210 0.004 0.0025 0.034 5.6 1.4 7.1
비교강5 0.141 0.180 0.005 0.0029 0.035 5.6 1.4 5.3
[관계식 1] (Mo/93)/(P/31)
[관계식 2] Cr+3Mo+2Ni
[관계식 3] (3C/12+Mn/55)×100
구분 강종No. 재가열
온도
(℃)		 1150℃
이상에서의
유지시간
(분)		 미재결정역
평균
압하율
(%)		 1차
압연종료
온도
(℃)		 2차
압연종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 권취
온도
(℃)
발명예1 발명강1 1156 66 91 880 785 18 501
발명예2 발명강2 1176 67 86 893 781 21 512
발명예3 발명강3 1156 62 89 915 776 22 598
발명예4 발명강4 1162 67 92 905 780 32 493
발명예5 발명강5 1172 62 90 923 764 27 502
비교예1 비교강1 1277 78 88 944 798 21 503
비교예2 비교강2 1182 62 92 968 819 19 515
비교예3 비교강3 1178 63 88 932 822 23 520
비교예4 비교강4 1167 68 87 923 861 24 545
비교예5 비교강5 1181 71 91 943 862 19 515
비교예6 발명강1 1165 58 89 948 833 20 563
비교예7 발명강2 1124 53 90 937 867 19 583
구분 페라이트 펄라이트 베이나이트 도상 마르텐사이트 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 총
연신율
(%)
분율
(면적%)		 크기
(㎛)		 분율
(면적%)		 크기
(㎛)		 분율
(면적%)		 크기
(㎛)		 분율
(면적%)		 크기
(㎛)
발명예1 7.2 6 1 2 91 6 0.8 1 1010 1120 15.2
발명예2 9.4 6 1 3 89 7 0.6 1 952 1110 14.5
발명예3 10 7 2 3 88 4 0 - 904 970 15.4
발명예4 5.5 6 1 3 93 5 0.5 1 907 970 14.5
발명예5 9 8 2 2 89 6 0 - 908 976 15.6
비교예1 8 5 1 2 88 6 3 2 1230 1150 10.2
비교예2 10 6 1 2 87 6 2 1 1014 1135 11
비교예3 5 7 2 3 91 5 2 1 958 1011 12
비교예4 13 13 4 3 83 10 0 - 881 943 14.3
비교예5 8 9 5 2 87 9 0 - 654 872 21
비교예6 14 15 7 4 79 14 0 - 876 832 18
비교예7 16 18 12 5 72 16 0 - 758 893 19.2
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 성분관계식 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 적정 분율의 미세한 결정립 크기를 갖는 미세조직을 적정 분율로 포함함으로써 우수한 항복강도, 인장강도 및 연신율을 확보하고 있음을 알 수 있다.
그러나, 본 발명이 제안하는 합금조성, 성분관계식 및 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 5의 경우에는 본 발명의 미세조직을 확보하지 못함에 따라 항복강도, 인장강도 또는 연신율이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 6 및 7은 본 발명이 제안하는 합금조성 및 성분관계식은 만족하나, 제조조건을 만족하지 않는 경우로서, 본 발명의 미세조직을 확보하지 못함에 따라 항복강도, 인장강도 또는 연신율이 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.11~0.14%, Si: 0.20~0.50%, Mn: 1.8~2.0%, P: 0.03%이하, S: 0.02%이하, Nb: 0.01 ~ 0.04%, Cr: 0.5~0.8%, Ti: 0.01~0.03%, Cu: 0.2~0.4%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.2~0.4%, N: 0.007%이하, Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3의 조건을 만족하며,
    미세조직은 면적%로, 베이나이트: 88% 이상(100%는 제외), 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 펄라이트: 2% 이하(0%는 제외) 및 도상 마르텐사이트: 0.8% 이하(0%를 포함)를 포함하는 연신율이 우수한 고강도 열연강판.
    [관계식 1] 7 ≤ (Mo/93)/(P/31) ≤ 16
    [관계식 2] 1.6 ≤ Cr+3Mo+2Ni ≤ 2
    [관계식 3] 6 ≤ (3C/12+Mn/55)×100 ≤ 7
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이나이트의 평균 결정립 크기는 8㎛ 이하인 연신율이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 10㎛ 이하인 연신율이 우수한 고강도 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 펄라이트의 평균 결정립 크기는 4㎛ 이하인 연신율이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 도상 마르텐사이트 평균 결정립 크기는 1㎛ 이하인 연신율이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 상온 항복강도: 850MPa 이상, 상온 인장강도: 900MPa 이상, 총연신율: 13% 이상인 연신율이 우수한 고강도 열연강판.
  7. 중량%로, C: 0.11~0.14%, Si: 0.20~0.50%, Mn: 1.8~2.0%, P: 0.03%이하, S: 0.02%이하, Nb: 0.01 ~ 0.04%, Cr: 0.5~0.8%, Ti: 0.01~0.03%, Cu: 0.2~0.4%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.2~0.4%, N: 0.007%이하, Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1100~1180℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 1150℃ 이상에서 45분 이상 유지한 후 추출하는 단계;
    상기 추출된 강 슬라브를 850~930℃에서 압연 종료하여 강재를 얻는 1차 압연 단계;
    상기 강재를 압연하고 740~795℃에서 종료하는 2차 압연 단계;
    상기 2차 압연된 강재를 10~50℃/s의 냉각속도로 수냉하는 단계; 및
    상기 수냉된 강재를 440~530℃에서 권취하는 단계를 포함하는 연신율이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 7 ≤ (Mo/93)/(P/31) ≤ 16
    [관계식 2] 1.6 ≤ Cr+3Mo+2Ni ≤ 2
    [관계식 3] 6 ≤ (3C/12+Mn/55)×100 ≤ 7
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 2차 압연시 누적압하율은 85% 이상인 연신율이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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