KR20190076782A - 강도 및 dwtt 극저온인성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도 및 dwtt 극저온인성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 바람직한 측면은 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.4~1.7%, P:0.01%이하 (0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.04~0.07%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 침상형 페라이트와 베이나이트 복합조직에 펄라이트를 2면적%이하로 포함하고 평균 유효결정립 크기가 10㎛이하인 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법 {HOT ROLLED STEEL PLATE HAVING EXELLENT STRENGTH AND HIGH DWTT TOUGHNESS AT LOW TEMPERATURE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 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 한냉 지역으로 채굴지역이 확대됨에 따라 채굴 및 수송 환경이 점점 열악해지고 있다.
이에 따라 오일 및 가스 수송 시 장거리의 추운 지역에서 외부충격에 견딜 수 있고 사고발생시 경제적, 환경적 손실을 최소화하기 위해 저온인성이 우수한 강재가 요구되고 있으며, 최근에는 육상 라인파이프용으로 -45℃ 극저온에서도 DWTT를 보증할 수 있는 강재의 수요가 발생하고 있다.
이에 따라 저온인성을 효과적으로 제어하는 방법으로서는, 용강의 불순물을 제어하거나 또는 비금속개재물의 양을 제어함으로써 저온인성을 향상시키는 방법 등이 제시되고 있으며, 추가적으로 저온압연을 통해 조직을 미세화하는 방법이 제시되고 있다. 하지만, 상기 종래 기술들은 대부분 일반적인 저온 충격인성을 향상시키는 방법으로 알려져 있으며, 저온 DWTT(Drop Weight Tearing Test) 연성파면율에 미치는 영향에 대해서는 최근에서야 많은 연구가 진행되고 있다.
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. 기존의 문헌 및 특허 에 의하면 DWTT 연성 파면율을 85%이상 확보하기 위해서는 P, S와 같은 불순물을 줄이거나 결정립 미세화가 중요하다고 알려져 있으나 최근까지 -30℃미만의 극저온에서도 DWTT 연성파면율을 만족시킬 수 있는 방법은 잘 알려져 있지 않다.
대한민국 공개특허공보 제 2014-0084925호
본 발명의 바람직한 일 측면은 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.4~1.7%, P:0.01%이하 (0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.04~0.07%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 침상형 페라이트와 베이나이트 복합조직에 펄라이트를 2면적%이하로 포함하고 평균 유효결정립 크기가 10㎛이하인 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판이 제공된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.4~1.7%, P:0.01%이하 (0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.04~0.07%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃에서 가열하는 단계;
상기와 같이 가열된 슬라브를 1120℃~1160℃에서 가열로 밖으로 추출한 다음, 추출된 슬라브에 대하여 Tnr~Tnr+60℃에서 압연을 종료하는 재결정역 압연의 마지막 5회 압연이내에서 20%이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3 ~ 800℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3~800℃의 온도에서 냉각을 개시하여 450~550℃에서 종료한 후, 권취하는 단계를 포함하고, 상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 1을 만족하는 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법이 제공된다.
[관계식 1]
60,000 ≤ 슬라브추출온도*마지막 5회 전체 압하율 ≤ 80,000
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 굳이 높은 원가가 들어가는 성분을 추가하지 않아도 높은 항복 강도와 함께 극저온 DWTT 연성파면율을 얻을 수 있어, 장기간 극저온에 노출되는 환경에서도 바람직하게 사용할 수 있는 열연강판을 기존대비 용이하게 제공할 수 있다.
도 1, 도 2, 도 3 및 도 4는 각각 발명예 1, 비교예 1, 비교예 2, 및 비교예 7의 미세조직을 나타낸다.
도 5는 발명예 1 및 비교예 8의 EBSD 사진을 나타낸다.
도 6은 발명예 1과 비교예 8의 -45℃ DWTT 시험 후 파면 사진을 나타낸다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판은 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.4~1.7%, P:0.01%이하 (0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.04~0.07%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
C: 0.04~0.06중량%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이다. 다만, 상기 C가 0.04중량%이하로 첨가되는 경우에는 인성측면에서는 좋을 수 있으나, Nb, V 또는 Ti와 결합하여 강을 강화시키는 효과가 매우 적고, 0.06중량%를 초과하는 경우에는 DWTT 인성을 저하시키는 중심 편석이 증대되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C 함량은 0.04 ~ 0.06중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Si: 0.05~0.5중량%
상기 Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 상기 효과를 얻기 위해서는 0.05중량%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 인성을 저하시키므로, 상기 Si는 0.05~0.5중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Mn: 1.4~1.7중량%
상기 Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이나, 1.4중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵고, 1.7중량%를 초과하는 경우에는 연주 시 중심 편석을 조장하여 저온 DWTT 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn 함량은 1.4~1.7중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
P: 0.01중량%이하(0% 제외)
상기 P의 함량이 0.01중량%를 초과하게 되는 경우에는 입계 편석을 조장하여 저온 DWTT저항성을 저하시킬 뿐만 아니라 용접성도 저하시키므로, 상기 P의 함량은 0.01중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.001중량%이하(0% 제외)
상기 S는 강 중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, 0.001중량%를 초과하는 경우 저온 DWTT 저항성을 크게 감소시킨다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.02~0.05중량%
상기 Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분으로서, 0.02중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 저온 DWTT 저항성을 저하시키므로, 상기 Al의 함량은 0.02~0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.04~0.07중량%
상기 Nb은 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 얻기 위해서는 0.04중량%이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 0.07중량% 초과시 다량의 석출물에 의한 저온 인성 및 용접성 저하를 가져올 수 있어 그 함량은 0.07중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
따라서, 상기 Nb 함량은 0.04~0.07중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
V: 0.02~0.05중량%
상기 V는 Nb와 마찬가지로 소량 첨가에 의해 석출강화효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 얻기 위해서는 0.02중량%이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 0.05중량% 초과시 다량의 석출물에 의한 저온 인성 및 용접성 저하를 가져올 수 있으므로 그 함량은 0.05중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 V 함량은 0.02~0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.015중량%
상기 Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하며 또한 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소범위에서 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 Ti는 0.005중량%이상 필요하다. 한편, Ti의 함량이 0.015중량%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화상태에 이르게 되고 오히려 조대한 TiN이 생길 수 있어 DWTT인성을 저해하므로, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.015중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
N: 0.002~0.006중량%
상기 N은 강 중에서 Ti와 TiN으로 석출되어 오스테나이트의 결정립 성장을 억제한다. 다만, 상기 N은 0.002중량% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.006중량%를 초과할 경우에는 조대한 TiN이 석출되어 저온 DWTT특성을 저하시키기 때문에 그 함량은 0.002~0.006중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.1~0.3중량%
상기 Ni는 Cu와 마찬가지로 고용강화를 통한 강도증가와 함께 인성을 향상시키기 위해 첨가된다. 다만, 상기 Ni은 0.1중량% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.3중량%를 초과할 경우에는 오히려 석출물 형성에 의한 인성저하가 초래되므로, 그 함량은 0.1 ~ 0.3중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1~0.3중량%
상기 Cr은 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다.
다만, 상기 Cr은 0.1중량% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.3중량%를 초과할 경우에는 상부 베이나이트(Upper bainite)와 같은 조직이 형성되면서 전체적으로 불균일해짐으로 인해 인성이 저하되므로, 그 함량은 0.1 ~ 0.3중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.05~0.15중량%
상기 Mo는 상기 Cr보다도 더 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다. 다만, 상기 Mo는 0.05중량% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 본 발명의 C성분 범위 안에서 0.15중량%를 초과할 경우에는 마르텐사이트/오스테나이트(MA)상과 같은 경한 이차상이 다량 형성됨으로 인해 인성이 저하되므로, 그 함량은 0.05 ~ 0.15중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0005~0.003중량%
상기 Ca는 유화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써 인성을 저하시키는 개재물의 형성을 억제하는 역할을 하는 성분으로, 그 함량이 0.0005중량% 미만일 경우에는 상기 효과를 얻기가 어렵고, 0.003중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물 양이 오히려 증가하여 저온 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ca 함량은 0.0005~0.003중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판은 침상형 페라이트와 베이나이트 복합조직에 펄라이트를 2면적%이하로 포함하고 평균 유효결정립 크기가 10㎛이하인 미세조직을 포함한다.
상기 침상형 페라이트의 면적분율은 70%이상일 수 있다.
본 발명의 후물 열연강판은 두께방향 중심부에서 중심편석이 존재하지 않을 수 있다.
중심편석은 DWTT인성시험시 편석에 의해 생성된 MnS 등의 개재물에서 균열이 더 잘 생성되거나 균열이 일단 생성되면 편석대를 따라 급격하게 전파하기 때문에 제어되어야 하며, 일반적으로 알려진 바와 같이 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 결정립 크기는 최소화되어야 한다. 또한, 저온변태조직 중 인성이 가장 우수하다고 알려진 침상형 페라이트는 바람직하게는 70%이상, 인성을 저해하는 펄라이트는 2%이하의 면적분율이 되는 것이 바람직하며, 이렇게 하는 경우 -45℃이하의 DWTT 인성을 확보할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 후물 열연강판은 500~600MPa의 항복강도를 가질 수 있고, DWTT 천이온도가 -45℃이하이고, -45℃에서의 DWTT 연성 파면율이 85% 이상일 수 있다.
상기 후물 열연강판은 15 ~ 20mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.4~1.7%, P:0.01%이하 (0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.04~0.07%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃에서 가열하는 단계;
상기와 같이 가열된 슬라브를 1120℃~1160℃에서 가열로 밖으로 추출한 다음, 추출된 슬라브에 대하여 Tnr~Tnr+60℃에서 압연을 종료하는 재결정역 압연의 마지막 5회 압연이내에서 20%이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3 ~ 800℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3~800℃의 온도에서 냉각을 개시하여 450~550℃에서 종료한 후, 권취하는 단계를 포함하고, 상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 1을 만족시킨다.
[관계식 1]
60,000 ≤ 슬라브추출온도*마지막 5회 전체 압하율 ≤ 80,000
슬라브 가열 단계
상기와 같이 조성되는 슬라브를 1150~1250℃에서 가열한다.
상기 가열온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃ 이상에서 Nb 전체 고용이 가능하며, 1150℃미만에서 가열하는 경우 충분한 강도확보가 힘들고, 1250℃를 초과하여 가열하는 경우에는 강판의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하되므로 상기 가열온도는 1150~1250℃로 한정하는 것이 바람직하다.
또한, 추출온도는 압연전 슬라브의 초기 오스테나이트 조직 크기에 영향을 미치며, 본 발명의 성분범위에서 1120℃ 미만에서 추출할 경우, 충분한 강도를 확보하기 어렵고, 1160℃를 초과해서 추출할 경우, 초기 오스테나이트 조직의 크기가 커짐으로 인해 저온 DWTT 물성을 확보하기 어렵다. 그러므로 슬라브 추출온도는 1120~1160℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
열연강판을 얻는 단계
상기와 같이 가열된 슬라브를 1120~1160℃에서 가열로 밖으로 추출한 다음, 추출된 슬라브에 대하여 Tnr~Tnr+60℃에서 압연을 종료하는 재결정역 압연의 마지막 5회 압연이내에서 20%이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3 ~ 800℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 슬라브의 추출온도는 압연 전 슬라브의 초기 오스테나이트 조직 크기에 영향을 미치며, 본 발명의 성분범위의 경우 1120℃ 미만에서 추출할 경우, 충분한 강도를 확보하기 어렵고, 1160℃를 초과해서 추출할 경우, 초기 오스테나이트 조직의 크기가 커짐으로 인해 저온 DWTT 물성을 확보하기 어렵다. 따라서, 슬라브 추출온도는 1120~1160℃의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
Tnr이상의 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.
상기 재결정역 압연의 마지막 5회 압연이내에서 20%이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시하지 않는 경우에는 재결정이 촉진되지 않아 결정립 크기가 커져 저온 DWTT 인성이 하락할 우려가 있다.
또한, 본 발명에서는 슬라브추출온도와 재결정압연 마지막 5회 전체 압하율이 하기 관계식 1을 만족하여야 한다.
[관계식 1]
60,000 ≤ 슬라브추출온도*마지막 5회 전체 압하율 ≤ 80,000
여기에서, 슬라브 추출온도 단위는 섭씨온도 (℃)이며, 압하율은 % 값을 의미한다. 상기 관계식은 수차례 실험을 통해 얻는 경험식이며, 상기 조건식 값이 60,000 미만일 경우에는 추출온도가 낮으면서 동시에 압하율이 크지 않아 강도를 확보하기 어려울 뿐 아니라, 재결정압연시 소재상향에 의한 설비사고 발생우려가 있으며, 80,000을 초과하는 경우에는 추출온도가 높으면서 압하율이 커 부분미재결정 압연에 의한 국부 결정립이 조대해짐으로써, DWTT특성을 저해하게 된다.
슬라브 추출온도는 초기 오스테나이트 결정립 크기를 결정하는 중요한 변수이며, 추출온도가 낮으면 초기 결저립 크기가 작아 인성향상에는 유리하지만, 합금원소 고용이 충분치 않아 강도를 확보하기 어렵고, 슬라브 상하부 온도편차에 기인한 소재상향이 발생할 우려가 있으며, 추출온도가 높으면 그 반대가 된다. 또한, 통상적으로 8 회이상의 재결정압연중 마지막 5회 전체 압하율이 중요한 이유는 압연 후반으로 갈수록 슬라브온도가 지속 떨어져 후단부 압연이 저온압연이 되기 때문에 두께방향 중심부 결정립 미세화를 위해 저온 강압연을 구현할 수 있기 때문이다. 즉, 저온 강압연을 하게 되면 재결정이 촉진되면서 결정립이 미세화된다.
한편, 마무리 열간 압연은 Ar3~800℃의 온도범위에서 행하여지는 것이 바람직한데, 800℃ 이상에서 압연할 경우 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 수 있는 가능성이 커서 본 발명에서 추구하는 저온 DWTT 물성을 확보할 수 없으며, Ar3 미만의 온도범위에서 마무리 열간압연이 행하여질 경우에는 취성파괴에 열위한 집합조직이 생성되어 저온 DWTT 인성이 매우 낮아질 수 있다.
상기 후물 열연강판은 15 ~ 20mm의 두께를 가질 수 있다.
냉각 및 권취단계
상기 열연공정을 통해 얻어진 열연강판을 Ar3~800℃의 온도에서 냉각을 개시하여 450~550℃에서 종료한 후, 권취한다.
상기 열연공정을 통해 얻어진 열연강판의 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각이 Ar3 미만의 온도에서 개시되는 경우에는 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으며, 특히 저온 DWTT 인성을 떨어뜨리는 취성 파괴 집합조직을 발달시킬 수 있다. 따라서 Ar3 온도 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각 시 냉각속도는 10~30℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 인성을 떨어뜨리는 조대한 펄라이트 조직이 용이하게 형성될 수 있으며 30℃/sec를 초과하는 경우에는 마르텐사이트/오스테나이트(MA)상과 같은 경한 이차상아나 조대한 상부(Upper) 베이나이트의 생성이 촉진되어 역시 저온 DWTT 특성을 떨어뜨린다.
상기 냉각은 450~550℃에서 종료하는 것이 바람직하며, 이후 상기 열연강판을 상기 온도범위에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 550℃를 초과하는 경우에는 변태가 불안정하여 조대한 펄라이트 조직이 형성될 수 있으며, Carbon partitioning 증가에 의해 마르텐사이트/오스테나이트(MA)상 또한 다량 형성될 수 있어 저온 DWTT 물성 확보에 어려움이 있다. 450℃ 미만인 경우에는 강판의 강성이 커 정상권취가 매우 어렵다. 따라서, 상기 권취온도는 450~550℃의 온도범위로 한정되는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법에 의하면, 침상형 페라이트와 베이나이트 복합조직에 펄라이트를 2면적%이하로 포함하고 평균 유효결정립 크기가 10㎛이하인 미세조직을 갖는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 후물 열연강판은 두께방향 중심부에서 중심편석이 존재하지 않을 수 있다.
상기 후물 열연강판은 500~600MPa의 항복강도를 가질 수 있고, DWTT 천이온도가 -45℃이하이고, -45℃에서의 DWTT 연성 파면율이 85% 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 조성을 갖는 슬라브를 하기 표 2와 같은 제조조건을 통해 두께가 18~19mm인 열연강판을 제조하였다. 이때, 모든 실시예에 대하여 냉각속도는 14~25℃/sec 범위 내에서 제어되었다.
이와 같이 제조된 강판에 대하여 두께방향 중심부 중심편석 존재여부, 침상형 페라이트 면적분율, 펄라이트 면적분율, 유효결정립 크기, 항복강도 및 저온 DWTT 물성을 측정 및 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
중심편석 관찰 및 침상형 페라이트 분율 및 펄라이트 분율은 광학현미경을 사용하여 배율 500배에서 화상해석(Image analysis)을 통해 면적 분율로 측정하였으며, 유효결정립 크기는 EBSD(Electron Back Scattered Diffraction)을 활용하여 측정하였다. 중심편석 존재여부는 께방향 중심부의 배율 X200배 광학사진 촬영시 검은 띠의 존재 여부 기준으로 평가하였다.
또한, 항복강도는 상온인장시험을 통해 측정하였으며, 저온 DWTT 물성은 액체질소를 이용하여 온도를 낮추면서, DWTT 시험기를 이용하여 시편을 파단시킨 후 연성 파면율을 측정하였고, 연성파면율 85%를 기준으로 천이온도를 평가하였다.
한편, 발명예 1, 비교예 1, 비교예 2, 및 비교예 7의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 각각 도 1, 도 2, 도 3 및 도 4에 나타내었다. 발명예 1 및 비교예 8의 EBSD 사진을 도 5에 나타내었다. 또한, 발명예 1과 비교예 8의 -45℃ DWTT 시험후 파면 사진을 도 6에 나타내었다.
구분 C Si Mn P S Al Cr Mo Ni Ti Nb V N Ca
발명강1 0.05 0.24 1.65 0.006 0.0008 0.03 0.2 0.1 0.21 0.01 0.06 0.045 0.0046 0.0025
발명강2 0.042 0.25 1.65 0.008 0.0009 0.028 0.25 0.13 0.23 0.012 0.065 0.047 0.0056 0.0025
발명강3 0.056 0.26 1.6 0.0071 0.0008 0.027 0.18 0.08 0.19 0.011 0.055 0.038 0.0048 0.0028
비교강1 0.07 0.18 1.65 0.008 0.0008 0.025 0.24 0.1 0.12 0.012 0.06 0.044 0.0045 0.0023
비교강2 0.059 0.23 1.85 0.006 0.0007 0.024 0.26 0.12 0.22 0.01 0.059 0.041 0.0052 0.0026
비교강3 0.054 0.26 1.6 0.009 0.0016 0.024 0.21 0.08 0.16 0.011 0.054 0.043 0.0043 0.0020
비교강4 0.056 0.24 1.63 0.008 0.0009 0.022 0.28 0.25 0.22 0.013 0.06 0.038 0.0048 0.0026
비교강5 0.058 0.25 1.64 0.008 0.0006 0.028 0.25 0.12 0.23 0.011 0.085 0.044 0.0053 0.0025
시편No. 강종 No. 추출온도(℃) 재결정역 마지막5회 전체압하율 (%) 마무리열간압연온도(℃) 권취온도(℃) 조건식값
발명예1 발명강1 1141 63 778 510 71883
발명예2 발명강2 1156 66 781 491 76296
발명예3 발명강3 1131 60 791 521 65598
비교예1 비교강1 1156 53 779 514 61268
비교예2 비교강2 1142 61 784 509 69662
비교예3 비교강3 1144 63 788 501 72072
비교예4 비교강4 1147 62 769 498 71114
비교예5 비교강5 1136 57 792 531 64752
비교예6 발명강1 1180 68 776 519 80240
비교예7 발명강2 1142 61 796 596 69662
비교예8 발명강3 1159 70 783 504 81130
비교예9 발명강1 1123 51 774 524 57273
시편No. 항복강도 (MPa) 중심편석 존재여부 침상형 페라이트 분율(%) 펄라이트 분율(%) 유효결정립크기 (㎛) DWTT천이온도
(℃)		 -45 DWTT 연성 파면율 (%)
발명예1 533 X 84 0.6 6.5 -60 99
발명예2 542 X 80 0.2 8.9 -55 100
발명예3 566 X 76 0.6 7.6 -60 98
비교예1 545 O 73 1.2 13.1 -10 21
비교예2 577 O 66 0.5 7.1 -10 46
비교예3 536 O 72 0.2 9.6 -15 55
비교예4 584 X 41 0.3 9.3 -20 68
비교예5 556 X 57 0.2 8.1 -30 74
비교예6 541 X 78 0.4 16.3 -30 69
비교예7 511 X 68 2.3 9.7 -40 72
비교예8 569 X 56 0.4 12.6 -40 79
비교예9 478 X 63 0.8 6.2 -60 100
상기 표 1내지 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 발명예(1-3)의 경우에는 높은 항복강도 및 우수한 DWTT 극저온인성을 가짐을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예(1-9)의 경우에는 항복강도가 낮거나 또는 DWTT 극저온인성이 떨어짐을 알 수 있다.
도 1 내지 도 4에서 알 수 있는 바와 같이, 발명예1의 경우 중심부 편석도 없고, 미세한 결정립 크기를 보여주는 반면에 비교예1, 2의 경우에는 중심부 띠 형태의 편석대가 존재하는 것을 확인할 수 있으며, 비교예 7의 경우, 다량의 펄라이트가 형성된 것을 확인할 수 있다. 또한, 도 5 및 도 6에 나타난 바와 같이, 발명예1은 매우 미세한 결정립을 가짐으로써 우수한 DWTT 연성파면을 보여주는 반면, 비교예8의 경우에는 조대한 결정립이 형성됨으로써 파면 아래쪽에 큼지막한 취성 파면이 형성되어 발명강 대비 인성이 열위함을 보여주고 있음을 알 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.4~1.7%, P:0.01%이하 (0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.04~0.07%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006%, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 침상형 페라이트와 베이나이트 복합조직에 펄라이트를 2면적%이하로 포함하고 평균 유효결정립 크기가 10㎛이하인 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 침상형 페라이트의 면적분율이 70%이상인 것을 특징으로 하는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 후물 열연강판은 500~600MPa의 항복강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 후물 열연강판은 DWTT 천이온도가 -45℃이하이고, -45℃에서의 DWTT 연성 파면율이 85% 이상인 것임을 특징으로 하는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판.
  5. 제1항에 있어서, 상기 후물 열연강판은 15 ~ 20 mm의 두께를 갖는 것임을 특징으로 하는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판.
  6. 제1항에 있어서, 상기 후물 열연강판은 두께방향 중심부에서 중심편석이 존재하지 않는 것임을 특징으로 하는 강도와 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판.
  7. 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.4~1.7%, P:0.01%이하 (0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.04~0.07%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.05~0.15%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃에서 가열하는 단계;
    상기와 같이 가열된 슬라브를 1120~1160℃에서 가열로 밖으로 추출한 다음, 추출된 슬라브에 대하여 Tnr~Tnr+60℃에서 압연을 종료하는 재결정역 압연의 마지막 5회 압연이내에서 20%이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3 ~ 800℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3~800℃의 온도에서 냉각을 개시하여 450~550℃에서 종료한 후, 권취하는 단계를 포함하고, 상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 1을 만족하는 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    60,000 ≤ 슬라브추출온도*마지막 5회 전체 압하율 ≤ 80,000
  8. 제7항에 있어서, 상기 열연강판의 냉각속도는 10~30℃/sec 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서, 상기 열연강판의 두께가 15 ~ 20mm인 것을 특징으로 하는 강도 및 DWTT 극저온인성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법.
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