KR20140141840A

KR20140141840A - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140141840A
Application number: KR1020130062720A
Authority: KR
Inventors: 황성두; 권승오
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2013-05-31
Filing date: 2013-05-31
Publication date: 2014-12-11

Abstract

합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보할 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재 제조 방법은 중량%로, C : 0.02 ~ 0.12%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, P : 0.0005 ~ 0.0150%, S : 0.0005 ~ 0.0150%, Ni : 0.1 ~ 1.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.012 ~ 0.030%, Nb : 0.005 ~ 0.060%, V : 0.005 ~ 0.080%, B : 0.0005 ~ 0.0040%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 950 ~ 1100℃에서 250 ~ 350분 동안 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 900 ~ 950℃에서 45 ~ 50%의 제1 압하율로 강압하하는 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 700 ~ 850℃에서 35~50%의 제2 압하율로 압하하는 2차 압연 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 25℃/sec 이하의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보할 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로, 강재를 제조하는 공정은 슬라브(slab)의 각 성분 및 석출물을 재고용시키는 재가열 공정(Reheating), 고온에서 최종두께로 압연하는 열간압연(Hot-rolling) 및 냉각(Cooling) 단계로 구분될 수 있다.

최근, 조선용으로 사용되는 강재의 경우, 강재의 두께 중심부의 인성을 향상시켜 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보하고자 하는 노력이 진행 중에 있다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2004-0075971호(2004.08.30 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 고강도 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보할 수 있는 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 600 ~ 700MPa, 항복강도(YP) : 450 ~ 550MPa, 경도 : 150Hv 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 300J 이상을 갖는 강재를 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.02 ~ 0.12%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, P : 0.0005 ~ 0.0150%, S : 0.0005 ~ 0.0150%, Ni : 0.1 ~ 1.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.012 ~ 0.030%, Nb : 0.005 ~ 0.060%, V : 0.005 ~ 0.080%, B : 0.0005 ~ 0.0040%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 950 ~ 1100℃에서 250 ~ 350분 동안 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 900 ~ 950℃에서 45 ~ 50%의 압하율로 강압하하는 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 700 ~ 850℃에서 35~50%의 누적압하율로 압하하는 2차 압연 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 25℃/sec 이하의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.02 ~ 0.12%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, P : 0.0005 ~ 0.0150%, S : 0.0005 ~ 0.0150%, Ni : 0.1 ~ 1.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.012 ~ 0.030%, Nb : 0.005 ~ 0.060%, V : 0.005 ~ 0.080%, B : 0.0005 ~ 0.0040%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 600 ~ 700MPa, 항복강도(YP) : 450 ~ 550MPa, 경도 : 150HV 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 300J 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명은 900 ~ 950℃의 고온 영역에서 45 ~ 50%의 압하율로 강압하를 실시한 후, 2차적으로 700 ~ 850℃에서 마무리 압연을 실시하는 것을 통해 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보할 수 있는 강재를 제조할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인장강도(TS) : 600 ~ 700MPa, 항복강도(YP) : 450 ~ 550MPa, 경도 : 150HV 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 300J 이상을 가짐과 더불어, -10℃에서의 ESSO 값 : 11,000 N/mm^1.5 이상을 확보할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편들에 대하여 0 ~ -80℃에서 측정된 충격흡수에너지를 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 4는 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 최종 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 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

강재

본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 600 ~ 700MPa, 항복강도(YP) : 450 ~ 550MPa, 경도 : 150HV 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 300J 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

또한, 본 발명에 따른 강재는 -10℃에서의 ESSO 값 : 11,000 N/mm^1.5 이상을 확보함으로써, 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보하는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.02 ~ 0.12%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, P : 0.0005 ~ 0.0150%, S : 0.0005 ~ 0.0150%, Ni : 0.1 ~ 1.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.012 ~ 0.030%, Nb : 0.005 ~ 0.060%, V : 0.005 ~ 0.080%, B : 0.0005 ~ 0.0040%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 상기 강재는 Sb : 0.015 중량% 이하, Sn : 0.015 중량% 이하 및 Ca : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

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

탄소(C)

본 발명에서 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.02 ~ 0.12 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.12 중량%를 초과할 경우에는 강의 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 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 강 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 강재 전체 중량의 1.0 ~ 2.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.0 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.

인(P)

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0150 중량%를 초과하여 다량 함유될 경우, 저온 충격인성을 저하시키는 문제가 있다. 이때, 상기 인은 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋으나, 인의 함량을 0.0005 중량% 이하로 극소로 제거하기 위해서는 과다한 비용이 발생하므로 경제적이지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0150 중량%로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0150 중량%로 제한하였다.

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 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.5 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 1.5 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 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 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.06 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 0.06 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al₂O₃를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.2 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 또한, 상기 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 한다.

크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

티타늄(Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.012 ~ 0.030 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.012 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.030 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

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 강의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.060 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.060 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.060 중량%를 초과할 경우에는 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.080 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.080 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

보론(B)

보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.

상기 보론(B)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0040 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0040 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.

질소(N)

본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물에 해당하는 원소이다.

질소(N)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.002 ~ 0.007 중량%의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다. 질소(N)의 함량이 0.002 중량% 미만으로 함유될 경우에는 질소의 함량을 극소로 제어해야 하므로 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 반대로, 질소(N)의 함량이 0.007 중량%를 초과하는 함량으로 함유될 경우에는 AlN, TiN 등의 개재물을 형성시켜 강재의 내부 품질을 저하시키는 문제가 있다.

안티몬(Sb)

안티몬(Sb)은 표면 특성을 개선시키는 역할을 하나, 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 표면에 농화가 발생하여 오히려 표면특성을 저하시키는 문제를 유발할 수 있다. 따라서, 안티몬은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 중량% 이항의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.

주석(Sn)

주석(Sn)은 강중 내식성을 확보하기 위해 첨가된다.

다만, 주석의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우 내식성 향상 효과의 기여 효과보다는 제조 원가의 상승 요인으로 작용할 우려가 크다. 따라서, 주석은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.

다만, 칼슘의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우 CaO 개재물의 생성이 과도해져 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다. 따라서, 칼슘은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.

강재 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 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 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.02 ~ 0.12%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, P : 0.0005 ~ 0.0150%, S : 0.0005 ~ 0.0150%, Ni : 0.1 ~ 1.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.012 ~ 0.030%, Nb : 0.005 ~ 0.060%, V : 0.005 ~ 0.080%, B : 0.0005 ~ 0.0040%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 상기 슬라브 판재에는 Sb : 0.015 중량% 이하, Sn : 0.015 중량% 이하 및 Ca : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 950 ~ 1100℃에서 250 ~ 350분 동안 재가열한다. 여기서, 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 950℃ 미만이거나, 슬라브 재가열 시간이 250분 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 1100℃를 초과하거나, 슬라브 재가열 시간이 350분을 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 재결정영역 온도에 해당하는 900 ~ 950℃에서 45 ~ 50%의 제1 압하율로 강압하하는 1차 압연을 실시한다.

이때, 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature, 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 950℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

특히, 고온영역에 해당하는 900 ~ 950℃에서 45 ~ 50%의 제1 압하율로 강압하를 실시함으로써 강재의 중심부 인성을 향상시켜 취성파괴 저항력을 향상시킬 수 있게 된다.

이때, 제1 압하율이 45% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 제1 압하율이 50%를 초과할 경우에는 압연기의 부하로 인하여 제조가 불가능해지는 문제가 있다.

2차 압연

2차 압연 단계(S130)에서는 11차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 700 ~ 850℃에서 35~50%의 제2 압하율로 압하하는 2차 압연을 실시한다.

본 단계에서, 2차 압연 종료 온도(FRT)가 700℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 850℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.

이때, 제2 압하율이 35% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 제2 압하율이 50%를 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.

특히, 1차 및 2차 압연은 0.6 이상의 형상 계수(shape factor)를 갖도록 실시하는 것이 바람직한데, 이는 1차 및 2차 압연시 고온영역 강압하를 통하여 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보하기 위함이다.

냉각

냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 25℃/sec 이하의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각한다.

냉각종료온도(FCT)가 200℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도(FCT)가 500℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직의 형성으로 인해 강도가 저하되는 문제점이 있다.

또한, 냉각 속도가 25℃/sec를 초과할 경우에는 강도는 상승하나, 저온 인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다.

상기의 냉각이 완료된 이후에는, 상온까지 공냉이 실시될 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 강재는 900 ~ 950℃의 고온 영역에서 45 ~ 50%의 압하율로 강압하를 실시한 후, 2차적으로 700 ~ 850℃에서 마무리 압연을 실시하는 것을 통해 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보할 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. 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 ~ 4에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열한 후, 1차 압연 및 2차 압연을 실시한 후, 냉각하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2] (단위 : 중량%)

[표 3]

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]

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들은 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 600 ~ 700MPa, 항복강도(YP) : 450 ~ 550MPa, 경도 : 150Hv 이상, -40℃에서의 충격흡수에너지 : 300J 이상 및 -10℃에서의 ESSO 값 : 11,000 N/mm^1.5 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 인장강도 및 항복강도는 목표값을 만족하였으나, 경도, -40℃에서의 충격흡수에너지 및 -10℃에서의 ESSO 값 : 11,000 N/mm^1.5 이 목표값에 미달하는 것을 확인할 수 있다.

도 2는 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편들에 대하여 0 ~ -80℃에서 측정된 충격흡수에너지를 나타낸 것이다.

도 2에 도시된 바와 같이, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 0 ~ -80℃에서 측정된 충격흡수에너지 값이 대략 200J 이상을 갖는 것을 확인할 수 있으며, 특히 -40℃에서의 충격흡수에너지 값이 317J로 측정된 것을 알 수 있다.

반면, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 0 ~ -80℃에서 측정된 충격흡수에너지 값이 실시예 1에 비하여 모두 하향된 값으로 측정된 것을 확인할 수 있으며, 특히 -40℃에서의 충격흡수에너지 값이 207J에 불과한 것을 알 수 있다.

도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 4는 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

도 3에 도시된 바와 같이, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 두께 중심부의 최종 미세조직이 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이나이트 조직이 치밀하면서 균일하게 분포하고 있는 것을 확인할 수 있다.

반면, 도 4에 도시된 바와 같이, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 두께 중심부의 최종 미세조직이 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 가지는 하나, 베이나이트 조직이 불균일하게 분포하고 있는 것을 확인할 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 : 1차 압연 단계
S130 : 2차 압연 단계
S140 : 냉각 단계

Claims

(a) 중량%로, C : 0.02 ~ 0.12%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, P : 0.0005 ~ 0.0150%, S : 0.0005 ~ 0.0150%, Ni : 0.1 ~ 1.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.012 ~ 0.030%, Nb : 0.005 ~ 0.060%, V : 0.005 ~ 0.080%, B : 0.0005 ~ 0.0040%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 950 ~ 1100℃에서 250 ~ 350분 동안 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 900 ~ 950℃에서 45 ~ 50%의 제1 압하율로 강압하하는 1차 압연하는 단계;
(c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 700 ~ 850℃에서 35~50%의 제2 압하율로 압하하는 2차 압연 단계; 및
(d) 상기 2차 압연된 판재를 25℃/sec 이하의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재에는
Sb : 0.015 중량% 이하, Sn : 0.015 중량% 이하 및 Ca : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 1차 및 2차 압연은
0.6 이상의 형상 계수를 갖도록 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
중량%로, C : 0.02 ~ 0.12%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, P : 0.0005 ~ 0.0150%, S : 0.0005 ~ 0.0150%, Ni : 0.1 ~ 1.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.012 ~ 0.030%, Nb : 0.005 ~ 0.060%, V : 0.005 ~ 0.080%, B : 0.0005 ~ 0.0040%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
인장강도(TS) : 600 ~ 700MPa, 항복강도(YP) : 450 ~ 550MPa, 경도 : 150Hv 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 300J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
Sb : 0.015 중량% 이하, Sn : 0.015 중량% 이하 및 Ca : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
-10℃에서의 ESSO 값이 11,000 N/mm¹ ^.5 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.