KR20200066394A - 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.04~0.07%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.05~0.4%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 20~60면적%의 페라이트 및 베이나이트를 미세조직으로 포함하며, 강판 중심부에서 15도 기준 고경각결정립도의 상위 80% 결정립 크기가 70㎛ 이하일 수 있다.

Description

저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{High strength steel plate having superior elongation percentage and excellent low-temperature toughness, and manufacturing method for the same}
본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 강 조성, 미세조직 및 제조공정을 최적화하여 고강도 특성을 가지면서도 저온파괴인성 및 연신율이 우수하여 혹독한 환경에서도 안정적으로 사용 가능한 라인파이프용 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 기후조건이 열악한 시베리아, 알라스카 등의 한랭지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서 라인파이프를 통해 유전 지역의 풍부한 가스 자원을 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 활발히 진행 중에 있다. 이러한 라인파이프 프로젝트에 투입되는 강재는 수송가스의 압력뿐만 아니라 극저온과 Frost Heave(환절기에 땅이 얼면서 지면을 밀어올리는 현상)에 의한 파이프의 변형에 대한 내구성을 필수적으로 구비해야 하는바, 고강도 특성을 구비하면서도 우수한 DWTT(Drop Weight Tearing Test) 연성파면율 및 고연신율 특성을 구비할 것이 요구된다.
DWTT 연성파면율은 라인파이프용 강재가 저온에서 안전하게 사용되기 위한 취성파괴 정지 특성을 구비하는지 여부를 판단하기 위한 일종의 지표이다. 일반적으로 한랭지역에 제공되는 라인파이프는 파이프 상태에서 -20℃ 기준의 DWTT 연성파면율이 85% 이상의 수준으로 구비될 것이 요구된다. 파이프 상태에서 -20℃ 기준 85% 이상의 DWTT 연성파면율을 확보하기 위해서는, 파이프 제작에 제공되는 강판의 DWTT 연성파면율이 -30℃ 기준에서 85% 이상의 수준을 만족해야 한다.
일반적으로 DWTT 연성파면율은 강판의 유효 결정립도와 깊은 연관성을 가지는 것으로 알려져 있다. 유효 결정립도는 고경각입계를 가지는 결정립의 크기로 정의되며, 유효 결정립도가 미세화될수록 균열의 전파저항성이 증가하게 된다. 균열이 개시되어 전파될 때 유효 결정립계에서 균열의 진전 경로가 변경되기 때문이다.
유효 결정립도를 미세화하기 위해 압연 직후 가속냉각을 실시하는 방법이 널리 이용된다. 압연 직후 가속냉각에 의해 침상페라이트와 베이나이트의 혼합 조직을 구현할 수 있다. 다만, 통상의 가속냉각을 통해 형성된 미세조직은, 결정립 내에 탄소(C)가 과포화되어 있으므로 높은 경도를 가지게 되며, 그에 따라 균일연신율 9% 미만 및 총연신율 20% 미만의 수준으로 열위한 연성을 나타낸다. 이로 이해 조관 시 성형성이 낮아지고, 외부 변형 인가 시 국부적인 응력 집중이 용이하게 발생하므로, 파이프의 안정성을 크게 저하시키는 문제점이 존재한다.
따라서, 라인파이프용 강판의 제조에 있어서, 가속냉각에 의해 제조된 강판의 연신율 열화를 개선하여, 저온파괴인성이 우수하면서도, 9% 이상의 균일연신율 및 28% 이상의 총연신율을 구비하여 우수한 연성을 가지는 라인파이프용 강판의 제조방법이 요구되는 실정이다.
종래에도 연신율과 저온파괴인성이 우수한 강판에 대한 연구는 존재하였다. 이와 관련하여, 특허문헌 1은 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo)을 함유한 강재를 65% 이상의 압하량으로 미재결정역 압연하고, 15~30℃/의 냉각속도로 Bs 온도까지 제1 냉각하고, 30~60℃/의 냉각속도로 350~500℃의 온도범위로 제2 냉각하여, 면적분율로 30~60%의 등축 페라이트 및 40~70%의 베이나이트 혼합 조직을 미세조직으로 포함하는 강재를 제조하는 방법을 제안한다.
다만, 특허문헌 1은 두께 20mm 이상의 강판에 대해 저온압연을 실시하는 것으로, 두께 20mm 미만의 강판에 대해 해당 공정 조건을 적용하기에는 기술적 난점이 존재한다. 두께 20mm 미만의 강판의 경우, 저온압연을 실시한 후 강판이 급격히 냉각되는 관계로, 강판의 전체 길이 방향, 특히 강판의 후단부에서 목적하는 저온파괴인성, 강도 및 연신율 확보하기 어렵기 때문이다.
대한민국 공개특허공보 제10-2013-0073472호(2013.07.03. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.04~0.07%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.05~0.4%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 20~60면적%의 페라이트 및 베이나이트를 미세조직으로 포함하며, 강판 중심부에서 15도 기준 고경각결정립도의 상위 80% 결정립 크기가 70㎛ 이하일 수 있다.
상기 강판은 0.3중량% 이하의 몰리브덴(Mo)을 더 포함할 수 있다.
상기 베이나이트의 분율은 35~75면적%일 수 있다.
상기 강판의 미세조직은 5면적% 이하의 도상 마르텐사이트를 더 포함할 수 있다.
상기 강판의 항복강도는 485MPa 이상일 수 있다.
상기 강판의 총 연신율은 28% 이상이며, 상기 강판의 압연 직각 방향에 대한 균일 연신율은 9% 이상일 수 있다.
상기 강판의 압연 직각 방향에 대한 -30℃의 DWTT 연성파면율이 85% 이상일 수 있다.
상기 강판의 두께는 20mm 미만일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.04~0.07%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.05~0.4%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고, 상기 슬라브를 유지 및 추출하고, 상기 유지 및 추출된 슬라브를 Tnr 이상의 온도범위에서 재결정역 압연하고, 상기 재결정역 압연된 압연재를 30% 이상의 총 압하율로 미재결정역 압연하고, 상기 미재결정역 압연된 강판을 (Bs-80℃)~Bs의 온도범위까지 냉각하여 제조하되, 상기 미재결정역 압연은 Tnr 이하의 온도범위에서 개시되어 (Ar3+100℃) 이상의 온도범위에서 종료될 수 있다.
상기 슬라브는 0.3중량% 이하의 몰리브덴(Mo)을 더 포함할 수 있다.
상기 슬라브의 재가열 온도범위는 1140~1200℃일 수 있다.
상기 슬라브의 유지 및 추출 온도범위는 1140~1200℃일 수 있다.
상기 재결정역 압연은 복수의 패스로 실시되며, 상기 각 패스의 평균 압하율은 10% 이상일 수 있다.
상기 재결정역 압연된 압연재는 공냉에 의해 Tnr 이하의 온도범위까지 냉각될 수 있다.
상기 미재결정역 압연된 강판은 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각될 수 있다.
상기 미재결정역 압연된 강판의 냉각은 (Ar3+30℃) 이상의 온도범위에서 개시될 수 있다.
상기 강판의 두께는 20mm 미만일 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 고강도 특성을 가지면서도 저온파괴인성 및 연신율이 우수하여 라인파이프용 소재로 특히 적합한 강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
도 1은 실시예의 시편 2를 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 EBSD를 이용하여 시편 2의 15도 기준 고경각입계 결정립 크기를 측정한 결과이다.
도 3은 실시예의 시편 18을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 4는 EBSD를 이용하여 시편 18의 15도 기준 고경각입계 결정립 크기를 측정한 결과이다.
본 발명은 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.04~0.07%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.05~0.4%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하를 더 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.05~0.1%
탄소(C)는 강의 강도 향상에 가장 효과적인 원소이다. 또한, 탄소(C)의 첨가량이 일정 수준 이하인 경우, 강의 강도 확보를 위해 몰리브덴(Mo) 및 니켈(Ni) 등과 같은 고가의 합금 원소가 다량 첨가되어야 하므로 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 탄소(C) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 탄소(C)가 과량 첨가되는 경우, 강의 용접성, 성형성 및 인성 등의 측면에서 바람직하지 않으므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.05~0.1%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 범위는 0.05~0.095%의 범위일 수 있다.
실리콘(Si): 0.05~0.5%
실리콘(Si)은 용강의 탈산에 유용한 원소이며, 고용강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 원소이기도 하다. 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 실리콘(Si) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 실리콘(Si)은 산화성이 강한 원소이므로 실리콘(Si) 함량의 상한을 일정 범위로 제한하는 것이 바람직하다. 즉, 실리콘(Si)이 과량 첨가되는 경우, 열간압연 시 적스케일 형성을 유발하여 표면품질 측면에서 바람직하지 않으며, 용접부의 인성에도 바람직하지 않은 영향을 미치게 되므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 0.05~0.5%의 범위일 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.1~0.5%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.1~0.4%의 범위일 수 있다.
망간(Mn): 1.4~2.0%
망간(Mn) 강의 고용강화에 효과적인 원소이다. 본 발명은 강의 고강도 특성을 확보하기 위하여 망간(Mn) 함량의 하한을 1.4%로 제한할 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과량 첨가되는 경우, 제강 공정에서 슬라브 주소 시 두께 중심부에 편석부가 넓은 범위에 걸쳐 형성될 수 있으며, 최종 제품의 용접성 측면에서 바람직하지 않으므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 1.4~2.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.4~1.8%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05%
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 함께 탈산제로 첨가되는 대표적인 원소이다. 또한 알루미늄(Al)은 고용강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 원소이기도 하다. 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 알루미늄(Al) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 충격 인성 측면에서 바람직하지 않으므로, 본 발명은 알루미늄 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al) 함량은 0.01~0.05%의 범위일 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.01~0.04%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.015~0.04%의 범위일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여, 슬라브 가열 및 열간 압연 과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하며, 그에 따라 최종 조직의 입도를 미세화시키는 원소이다. 본 발명은 최종 조직의 미세화에 따른 강의 인성 향상 효과를 달성하기 위해 질소(N) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)이 과다하게 첨가되는 경우, 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출되어 오히려 최종 조직의 미세화에 적절하지 않으므로, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.02%의 범위일 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.018%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.008~0.018%의 범위일 수 있다.
질소(N): 0.002~0.01%
질소(N)는 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이와 같은 강도 향상 효과는 탄소(C) 보다도 훨씬 큰 것으로 알려져 있다. 또한, 본 발명은 티타늄(Ti)과의 반응을 통해 TiN을 형성하고, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키고자 하므로, 티타늄(Ti) 함량의 하한을 0.002%로 제한할 수 있다. 다만, 질소(N)가 과다하게 첨가되는 경우, 질소(N)가 TiN 석출물의 형태가 아닌 고용 질소(N)의 형태로 존재하여 강의 인성이 크게 저하될 수 있는바, 본 발명은 질소(N) 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 질소(N) 함량은 0.002~0.01%의 범위일 수 있다. 바람직한 질소(N) 함량은 0.002~0.006%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N) 함량은 0.002~0.005%의 범위일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.04~0.07%
니오븀(Nb)은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며, 동시에 고강도 조직인 침상 페라이트 또는 베이나이트의 형성을 촉진하여 강의 강도 향상에 크게 기여하는 원소이기도 한다. 또한, 본 발명에서 대상으로 하는 두께 20mm 미만의 강판에서는 고온 압연이 불가피하므로, 미재결정온도 상승에 효과가 가장 큰 니오븀(Nb)이 일정 함량 이상으로 첨가되어야만 한다. 따라서, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 하한을 0.04%로 제한할 수 있다. 다만, 니오븀(Nb)이 과다하게 첨가되는 경우, 강의 용접성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.07%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 니오븀(Nb) 함량은 0.04~0.07%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.04~0.06%의 범위일 수 있다.
크롬(Cr): 0.05~0.3%
크롬(Cr)은 소입성을 향상시키는 원소로 강의 강도 상승에 유효한 원소이다. 또한, 크롬(Cr)은 가속냉각 시 도상 마르텐사이트/오스테나이트(MA)의 형성을 조장하여 균일연신율 향상에 기여하는 원소이기도 한다. 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 크롬(Cr) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)이 과다하게 첨가되는 경우, 용접성의 저하를 유발할 수 있으므로, 보 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 함량을 0.05~0.3%의 범위로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.05~0.25%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.08~0.2%의 범위일 수 있다.
니켈(Ni): 0.05~0.4%
니켈(Ni)은 강의 인성 및 강도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 니켈(Ni) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 니켈(Ni)은 고가의 원소로서, 니켈(Ni)의 과다 첨가는 경제성 측면에서 바람직하지 않은바, 본 발명은 니켈(Ni) 함량의 상한을 0.4%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 니켈(Ni) 함량은 0.05~0.4%의 범위일 수 있다. 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.05~0.3%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.05~0.25%의 범위일 수 있다.
인(P): 0.02% 이하
인(P)은 강 중에 존재하는 대표적인 불순물 원소로서, 주로 강판의 중심부에 편석되어 강의 인성 저하를 유발하는바, 가급적 낮은 수준으로 관리하는 것이 바람직하다. 다만, 강 중에서 인(P)을 완전히 제거하는 데에는 제강 공정상 과다한 비용 및 시간이 소요되어 경제적 측면에서 바람직하지 않으므로, 본 발명은 인(P)의 함량을 0.02% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 인(P)의 함량은 0.015% 이하일 수 있다.
황(S): 0.005% 이하
황(S) 역시 강 중에 존재하는 대표적인 불순물 원소로서, 강 중의 망간(Mn) 등과 결합하여 MnS 등의 비금속 개재물을 형성하며, 그에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키는 원소이므로, 가급적 낮은 수준으로 관리하는 것이 바람직하다. 다만, 강 중에서 황(S)을 완전히 제거하는 데에는 제강 공정상 과다한 비용 및 시간이 소요되어 경제적 측면에서 바람직하지 않으므로, 본 발명은 황(S)의 함량을 0.005% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 황(S)의 함량은 0.003% 이하일 수 있다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.004%,
칼슘(Ca)은 MnS 등의 비금속 개재물을 구상화시켜 비금속 개재물 주변에서의 균열 생성 억제에 효과적인 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 칼슘(Ca) 함량의 하한을 0.0005%로 제한할 수 있다. 다만, 칼슘(Ca)이 과다하게 첨가되는 경우, CaO계 개재물이 다량 형성되어 충격인성의 저하를 유발하는바, 본 발명은 칼슘(Ca) 함량의 상한을 0.004%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 칼슘(Ca) 함량은 0.0005~0.004%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 칼슘(Ca) 함량은 0.0005~0.002%의 범위일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.3% 이하
몰리브덴(Mo)은 저온 변태 조직인 베이나이트의 생성을 조장하여 고강도와 고인성 특성을 동시에 확보하는 데 효과적인 원소이다. 다만, 몰리브덴(Mo)은 고가의 원소로서 과량 첨가시 경제적 측면에서 바람직하지 않은바, 본 발명은 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 강판은 페라이트 및 베이나이트를 미세조직으로 포함하며, 이에 더하여 도상 마르텐사이트를 더 포함할 수 있다. 페라이트 및 베이나이트의 분율은 각각 20~60면적% 및 35~75면적%일 수 있으며, 도상 마르텐사이트의 분율은 5면적% 이하일 수 있다.
본 발명에는 미세한 고경각 입계를 가지는 페라이트가 20면적% 이상으로 포함되므로, 저온 DWTT 특성을 효과적으로 확보할 수 있다. 또한, 본 발명은 페라이트를 60면적% 이하로 포함하고, 베이나이트를 35면적% 이상으로 포함하므로, 485MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 있다. 다만, 본 발명은 고경각 입계가 지나치게 조대해지는 것을 방지하기 위하여 베이나이트를 75면적% 이하로 포함하며, 그에 따라 저온 DWTT 특성을 효과적으로 확보할 수 있다. 더불어, 도상 마르텐사이트는 저온 DWTT 특성에 바람직하지 않은 영향을 미치므로, 가급적 그 분율을 억제하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명은 도상 마르텐사이트의 분율을 5면적% 이하로 제한할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 강판은, 강판 중심부에서 15도 기준 고경각결정립도의 상위 80% 결정립 크기가 70㎛ 이하일 수 있다. 즉, 본 발명은 고경각결정립도를 미세화하여 유요 결정립도를 미세화할 수 있으며, 그에 따라 저온 DWTT 특성을 효과적을 확보할 수 있다. 여기서, 강판 중심부는 t/2 지점을 포함하는 영역으로 해석될 수 있으며, t/4~3*t/4 지점의 영역으로 해석될 수도 있다. (t: 강판의 두께, mm)
본 발명의 일 측면에 따른 강판은 20mm 미만의 두께를 가질 수 있으며, 보다 바람직한 강판의 두께는 16mm 이하일 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 강판은, 485MPa 이상의 항복강도, 28% 이상의 총 연신율 및 9% 이상의 압연 직각 방향에 대한 균일 연신율을 가질 수 있으며, 강판의 압연 직각 방향에 대한 -30℃의 DWTT 연성파면율이 85% 이상일 수 있다. 따라서, 본 발명은 20mm 미만의 두께를 가지면서도, 강도, 저온파괴인성 및 연신율을 효과적으로 확보하여 라인파이프용 소재로 특히 적합한 강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.04~0.07%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.05~0.4%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고, 상기 슬라브를 유지 및 추출하고, 상기 유지 및 추출된 슬라브를 Tnr 이상의 온도범위에서 재결정역 압연하고, 상기 재결정역 압연된 압연재를 30% 이상의 총 압하율로 미재결정역 압연하고, 상기 미재결정역 압연된 강판을 (Bs-80℃)~Bs의 온도범위까지 냉각하여 제조될 수 있다.
슬라브 재가열, 유지 및 추출
본 발명의 슬라브는 전술한 강판의 합금조성과 동일한 합금조성으로 구비되는바, 본 발명의 슬라브 합금조성에 대한 설명은 전술한 강판 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
슬라브 재가열은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고 목적하는 강판의 물성을 확보하기 위하여 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞는 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 슬라브 재가열 온도의 하한은 석출형 원소들이 강 중에 충분히 고용될 수 있는 온도인지 여부를 고려해야 한다. 특히, 본 발명은 고강도 특성을 확보하기 위하여 니오븀(Nb)을 필수적으로 포함하는바, 니오븀(Nb)의 재고용 온도를 고려하여 슬라브 재가열 온도의 하한을 1140℃로 제한할 수 있다. 반면, 슬라브 재가열 온도가 과도하게 높은 경우, 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화되어 최종 강판의 결정립이 과도하게 증가하는 문제가 발생할 수 있는바, 본 발명은 슬라브 재가열 온도의 상한을 1200℃로 제한할 수 있다.
재가열된 슬라브는 필요에 따라 유지 및 추출 단계를 거칠 수 있으며, 슬라브 재가열 온도와 유사한 이유로 슬라브의 유지 및 추출 온도는 1140~1200℃의 온도범위로 제한될 수 있다.
재결정역 압연
재결정역 압연은 Tnr 이상의 온도범위에서 실시될 수 있다. 본 발명에서 Tnr은 오스테나이트의 재결정이 일어나는 온도범위의 하한을 의미한다. 즉, 재결정역 압연은 오스테나이트 재결정역 영역의 온도범위에서 실시될 수 있다. 재결정역 압연은 다 패스로 실시될 수 있으며, 각 패스 당 10% 이상의 평균 압하율로 압연을 실시할 수 있다. 각 패스 당 평균 압하율이 10% 미만인 경우, 재결정된 오스테나이트의 입도가 조대해져서 최종 강판의 인성 저하를 유발할 수 있기 때문이다.
재결정역 압연된 압연재는 공냉의 냉각조건으로 Tnr 이하의 온도범위까지 냉각될 수 있다. 즉, 재결정역 압연된 압연재에 대해 바로 미재결정역 압연을 실시하지 않고, 일정 시간 대기하여 공냉에 의해 미재결정역 영역의 온도범위까지 냉각될 수 있다. 해당 구간에서 압하력을 가하면 부분 재결정이 일어날 수 있어, 조대한 오스테나이트 입도에 기인한 취성 파괴가 일어날 수 있기 때문이다.
미재결정역 압연
재결정역 압연된 압연재에 대해 미재결정역 압연을 실시한다. 미재결정역 압연의 개시온도는 Tnr 이하이며, 미재결정역 압연의 종료온도는 (Ar3+100℃)일 수 있다. 미재결정역 압연은 재결정역 압연에 의해 생성된 오스테나이트를 길게 연신시키고 입내에 변형 조직을 형성하여 미세한 페라이트와 베이나이트를 얻기 위한 공정으로, 미재결정역 압연에 의해 강판의 강도, 연신율 및 취성파괴 정지 특성을 효과적으로 향상시킬 수 있다.
미재결정역 압연 종료온도가 낮을수록 오스테나이트의 변형도가 증가하여 저온파괴인성 향상에 유효하지만, 미재결정역 압연 종료온도가 과도하게 낮은 경우 저강도의 페라이트가 생성되어 강도 확보에 불리하므로, 본 발명은 미재결정역 압연 종료온도를 (Ar3+50℃) 이상으로 제한할 수 있다.
또한, 미재결정역 압연의 압하량은 강재의 저온 인성 확보에 중요한 영향을 미치는 요소다. 본 발명은 최종 강재의 입도 미세화에 따른 저온 DWTT 연성파면율 특성 확보를 위해 미재결정역 압연의 압하량을 30% 이상으로 제한할 수 있다. 미재결정역 압연의 압하랑이 클수록 저온 인성 향상에 유효하므로, 미재결정역 압연의 압하량 상한을 제한하지 않을 수 있다. 다만, 미재결정역 압연의 압하량이 일정 수준을 초과하는 경우, 입도미세화의 효과는 포화되는 반면 상대적으로 재결정역 압하량이 줄어들기 때문에, 본 발명은 미재결정역 압연의 압하량을 90% 이하로 제한할 수 있다.
냉각
미재결정역 압연된 강판을 (Ar3+30℃) 이상의 냉각 개시온도로부터 (Bs-80℃)~Bs의 냉각 정지온도까지 냉각할 수 있다. 냉각 개시온도가 과도하게 낮은 경우 강도가 낮은 페라이트가 다량 생산되며, 그에 따라 강판의 강도가 크게 저하될 수 있는바, 본 발명은 (Ar3+30℃) 이상의 온도범위에서 냉각을 개시할 수 있다.
또한, 본 발명의 강판은 최종 두께가 20mm 미만의 수준이므로, (Bs-80℃)~Bs의 온도범위에서 냉각을 정지하는 것이 강도, 연신율 및 연신율 측면에서 가장 바람직하다. 냉각 정지온도가 (Bs-80℃) 미만인 경우, 고경각입계가 조대하게 형성되고, 저경각입계를 가지는 침상 페라이트 및 베이나이트가 다량 형성되어 연신율이 저하될 수 있으며, 냉각 정지온도가 Bs를 초과하는 경우, 베이나이트의 생성량이 적어 강판의 강도를 확보할 수 없기 때문이다. (Bs-80℃)~Bs의 냉각 정지온도까지 강판을 급냉시킨 후 공냉 또는 방냉에 의해 상온까지 강판을 냉각시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 냉각은 10~100℃/s의 냉각속도로 실시될 수 있다. 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우 등축 페라이트의 분율이 크게 증가하여 강판의 고강도 특성을 효과적으로 확보할 수 없기 때문이다. 설비 조건 및 경제적 측면에서 냉각속도의 상한을 100℃/s로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 냉각속도의 상한은 50℃/s 일 수 있다.
이상의 제조방법을 통해 제조된 강판은 페라이트 및 베이나이트를 미세조직으로 포함하며, 이에 더하여 도상 마르텐사이트를 더 포함할 수 있다. 페라이트 및 베이나이트의 분율은 각각 20~60면적% 및 35~75면적%일 수 있으며, 도상 마르텐사이트의 분율은 5면적% 이하일 수 있다. 또한, 이상의 제조방법을 통하여 제조된 강판은, 강판 중심부에서 15도 기준 고경각결정립도의 상위 80% 결정립 크기가 70㎛ 이하일 수 있다.
따라서, 이상의 제조방법을 통하여 제조된 강판은, 20mm 미만의 두께로 구비되되, 485MPa 이상의 항복강도, 28% 이상의 총 연신율 및 9% 이상의 압연 직각 방향에 대한 균일 연신율을 가질 수 있으며, 강판의 압연 직각 방향에 대한 -30℃의 DWTT 연성파면율이 85% 이상일 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 제조방법에 의하면, 20mm 미만의 두께를 가지면서도, 강도, 저온파괴인성 및 연신율을 효과적으로 확보하여 라인파이프용 소재로 특히 적합한 강판을 제공할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성으로 구비되는 두께 250mm의 슬라브를 제작하였으며, 표 3의 공정 조건을 적용하여 각각 두께 11mm, 11.5mm 및 22mm의 강판 시편을 제작하였다. 이 때, 슬라브 제작은 통상의 슬라브 제작에 이용되는 공정 조건을 적용하였으며, 모든 시편에 대해 Tnr 이상의 온도범위에서 패스당 평균 압하량 10% 이상의 조건을 적용하여 재결정역 압연을 실시하였다. 또한, 모든 시편에 대해 재결정역 압연 후 미재결정역 온도범위까지 공냉을 적용하였다. 표 2에는 표 1의 각 합금조성을 기초로 Tnr 온도, Ar3 온도 및 Bs 온도를 산출하여 기재하였으며, 표 2의 Tnr 온도, Ar3 온도 및 Bs 온도의 산출에 이용된 계산식은 표 2 아래에 별도로 기재하였다.
강종 합금조성 (중량%) 구문
C Si Mn P S Ni Cr Mo Nb Al Ca Ti N
A 0.070 0.27 1.57 0.01 0.0020 0.10 0.10 - 0.049 0.023 0.0010 0.011 0.0032 발
명
강
B 0.074 0.25 1.66 0.013 0.0020 0.10 0.10 - 0.055 0.034 0.0011 0.014 0.0044
C 0.050 0.25 1.58 0.012 0.0019 0.10 0.11 0.08 0.048 0.023 0.0010 0.013 0.0043
D 0.060 0.24 1.55 0.011 0.0019 0.10 0.10 0.08 0.041 0.026 0.0013 0.014 0.0041
E 0.050 0.25 1.52 0.012 0.0018 0.10 0.10 0.08 0.041 0.024 0.0010 0.014 0.0044
F 0.09 0.34 1.45 0.010 0.0011 0.17 0.1 - 0.045 0.027 0.0010 0.016 0.0041
G 0.050 0.26 1.57 0.010 0.0020 0.10 0.11 0.08 0.028 0.028 0.0010 0.012 0.0046 비
교
강
H 0.040 0.26 1.24 0.008 0.0010 0.14 0.2 0.07 0.04 0.030 0.0007 0.012 0.0046
I 0.060 0.25 2.10 0.0075 0.0015 0.3 0.15 0.10 0.050 0.030 0.0016 0.015 0.0050
강종 Tnr (℃) Ar3 (℃) Ar3+30 (℃) Ar3+100 (℃) Bs (℃) Bs-80 (℃)
A 1014 767 797 867 659 579
B 1060 760 790 860 650 570
C 1009 771 801 871 656 576
D 985 771 801 871 657 577
E 976 776 806 876 662 582
F 985 767 797 867 662 582
G 911 772 802 872 657 577
H 963 796 826 896 683 603
I 1028 718 748 818 595 515
식 1: Tnr(℃) = 887 + 464*[C] + 6445*[Nb] - 644*[Nb](1/2) + 732*[V] - 230*[V](1/2) + 890*[Ti] + 363*[Al] - 357*[Si]
식 2: Ar3(℃) = 910 - 273*[C] - 74*[Mn] - 57*[Ni] - 16*[Cr] - 9*[Mo] - 5[Cu]
식 3: Bs(℃) = 830 - 270*[C] - 90*[Mn] - 37*[Ni] - 70*[Cr] - 83*[Mo]
(상기 식 1 내지 식 3에서, [C], [Si], [Mn], [Al], [Ti], [Nb], [V], [Cr], [Mo] 및 [Cu]는 각 합금조성의 중량%를 의미하며, 해당 합금조성이 포함되지 않는 경우 그 값을 0으로 대입하여 계산한다.)
시
편		 강종 강판두께
(mm)		 슬라브
가열
온도
(℃)		 미재결정역
압연
개시 온도
(℃)		 미재결정역
압연
누적 압하율
(%)		 미재결정역
압연
종료 온도
(℃)		 냉각
개시
온도
(℃)		 냉각
정지
온도
(℃)		 냉각속도
(℃/s)		 비고
1 A 11.5 1150 1000 42.5 915 810 590 36 발
명
예
2 A 11.5 1170 1000 42.5 915 820 640 36
3 A 11.5 1160 1000 50 875 800 580 43
4 B 11.5 1160 1035 56 915 805 615 32
5 B 11.5 1165 1035 56 915 820 610 35
6 B 11.5 1150 1025 56 875 800 625 35
7 C 11 1160 990 39 925 830 580 30
8 C 11 1150 995 39 920 825 635 30
9 D 11 1160 985 31 920 830 620 30
10 E 11 1150 975 31 920 825 590 30
11 E 11 1160 975 31 920 830 620 30
12 F 11 1150 981 39 875 805 620 35
13 C 11 1160 1000 50 875 795 460 42 비
교
예
14 D 11 1150 975 31 920 825 550 30
15 D 11 1150 970 31 920 825 510 30
16 D 11 1160 983 50 863 771 685 30
17 E 11 1150 975 31 920 820 530 30
18 G 11 1170 910 12 910 830 470 30
19 G 11 1150 910 12 910 830 580 30
20 H 11 1159 954 0 954 819 491 47
21 I 11 1160 1020 45 920 830 570 30
22 A 22 1150 945 98 835 775 610 23
23 D 22 1144 935 78 827 767 617 21
표 3의 각 시편에 대해 미세조직, 항복강도 및 인장강도, 연신율 및 -30℃에서의 DWTT 연성파면율을 측정하여 아래의 표 4에 나타내었다. 각 시편의 미세조직은 광학현미경 조직사진 및 EBSD 입도분포도를 이용하여 평가하였다. 항복강도, 인장강도 및 연신율은 각 시편에 대해 상온 인장시험을 실시하여 평가하였다. 표 4에 기재된 항복강도 및 인장강도는 각각 압연 직각 방향에 대한 측정값을 의미한다. 또한, 각 시편에 대해 -30℃의 DWTT 시험을 실시하여 인장특성 및 연성파면율을 평가하였다.
시
편		 강
종		 페라
이트
(면적%)		 베이
나이트
(면적%)		 M/A
(면적%)		 고경각
결정립
상위
80%
입도
(㎛)		 항복
강도 (MPa)		 인장
강도
(MPa)		 항복비
(%)		 연신율
(%)		 균일
연신율
(%)		 -30℃ DWTT
(%)		 비
고
1 A 25 71.0 4.0 52.0 524 667 79 33 9.0 100 발
명
예
2 A 42 54.5 3.5 40.5 508 635 80 36 10.5 100
3 A 28 67.5 4.5 46.5 541 671 81 35 9.6 100
4 B 32 63.6 4.4 62.1 525 671 78 33 9.0 100
5 B 43 52.8 4.2 57.9 529 667 79 34 9.5 100
6 B 52 43.5 4.5 56.6 528 653 81 36 9.9 99
7 C 23 72.8 4.2 67.1 487 643 76 33 9.2 98
8 C 30 65.7 4.3 48.5 489 620 79 34 9.7 99
9 D 23 72.7 4.3 60.1 505 638 79 33 9.1 100
10 E 24 71.5 4.5 48.5 485 614 79 31 9.7 100
11 E 28 67.7 4.3 42.0 495 613 81 36 10.9 100
12 F 31 64.8 4.2 45.1 536 625 86 36 10.5 95
13 C 17 78.3 4.7 86.1 620 730 85 28 7.7 100 비
교
예
14 D 15 80.5 4.5 89.5 501 651 77 28 7.6 100
15 D 18 77.7 4.3 75.2 500 628 80 32 8.3 100
16 D 75 22.9 2.1 90.5 455 570 80 42 13.0 92
17 E 22 74.0 4.0 76.5 492 632 78 28 8.2 100
18 G 24 72 4.0 93 524 656 80 28 6.3 75
19 G 26 69.8 4.2 82.5 502 620 81 32 7.9 80
20 H 28 67.9 4.1 78.0 528 606 87 30 8.0 50
21 I 12 81.8 6.2 89.1 624 796 78 28 6.8 91
22 A 65 31.2 3.8 58.6 475 568 84 47 13.0 100
23 D 66 30.5 3.5 65.1 470 565 83 48 13.5 100
본 발명의 합금조성 및 공정 조건을 만족하는 시편 1 내지 12의 경우, 미세조직은로 20~60면적%의 페라이트, 35~75면적%의 베이나이트 및 5면적% 이하의 도상 마르텐사이트를 포함하고, 강판 중심부에서 15도 기준 고경각결정립도의 상위 80%의 결정립 크기가 70㎛ 이하이며, 항복강도 485MPa 이상, 총 연신율 28% 이상, 압연 직각 방향에 대한 균일 연신율 9% 이상 및 압연 직각 방향에 대한 -30℃의 DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하므로, 극저온 환경에 제공되는 라인파이프용 소재로 특히 적합한 물성을 구비함을 확인할 수 있다.
시편 13 내지 15, 17은 본원발명의 합금조성을 만족하나, 본원발명의 냉각 개시온도 또는 냉각 종료온도보다 낮은 온도범위에서 냉각을 실시한 경우의 시편이다. 시편 내지 13 내지 15, 17의 경우, 20면적% 미만의 페라이트 및 75면적% 초과의 베이나이트가 형성되었으며, 강판 중심부에서 15도 기준 고경각결정립도의 상위 80%의 결정립 크기가 70㎛를 초과하므로, 균일 연신율이 9% 미만의 수준인 것을 확인할 수 있다.
시편 16은 본원발명의 합금조성을 만족하나, 본원발명의 미재결정역 압연 종료온도보다 낮은 온도범위에서 미재결정역 압연을 실시하고, 본원발명의 냉각 개시온도보다 낮은 온도범위에서 냉각을 개시하여 본원발명의 냉각 정지온도보다 높은 온도범위에서 냉각을 종료한 경우의 시편이다. 시편 16의 경우, 60면적% 초과의 페라이트가 형성되어 항복강도가 485MPa 미만임을 확인할 수 있다.
시편 18 내지 21은 본원발명의 합금조성 및 공정조건을 만족하지 않는 시편으로, 본원발명이 목적하는 미세조직 및 물성을 확보하지 못함을 확인할 수 있다.
시편 22 및 23은 본원발명의 합금조성을 만족하지만, 강판의 두께가 20mm를 초과하여 페라이트가 과도하게 형성된 것을 확인할 수 있다.
도 1은 시편 2를 광학현미경으로 관찰한 사진이며, 도 2는 EBSD를 이용하여 시편 2의 15도 기준 고경각입계 결정립 크기를 측정한 결과이다. 도 2의 그래프에 나타난 바와 같이, 시편 2의 고경각입계 결정립 평균 크기는 22,3㎛이며, 이 중 상위 80%의 결정립 크기는 40.5㎛인 것을 확인할 수 있다.
도 3은 시편 18을 광학현미경으로 관찰한 사진이며, 도 4는 EBSD를 이용하여 시편 18의 15도 기준 고경각입계 결정립 크기를 측정한 결과이다. 도 4의 그래프에 나타난 바와 같이, 시편 18의 고경각입계 결정립 평균 크기는 38㎛이며, 이 중 상위 80%의 결정립 크기는 93㎛인 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 20mm 미만의 두께를 가지면서도, 485MPa 이상의 항복강도, 28% 이상의 총 연신율 및 9% 이상의 압연 직각 방향에 대한 균일 연신율 및 85% 이상의 강판의 압연 직각 방향에 대한 -30℃의 DWTT 연성파면율을 구비하여 라인파이프용 소재로 특히 적합한 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (17)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.04~0.07%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.05~0.4%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    20~60면적%의 페라이트 및 베이나이트를 미세조직으로 포함하며,
    강판 중심부에서 15도 기준 고경각결정립도의 상위 80% 결정립 크기가 70㎛ 이하인 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 0.3중량% 이하의 몰리브덴(Mo)을 더 포함하는, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 베이나이트의 분율은 35~75면적%인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 미세조직은 5면적% 이하의 도상 마르텐사이트를 더 포함하는, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 항복강도는 485MPa 이상인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 총 연신율은 28% 이상이며,
    상기 강판의 압연 직각 방향에 대한 균일 연신율은 9% 이상인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 압연 직각 방향에 대한 -30℃의 DWTT 연성파면율이 85% 이상인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 두께는 20mm 미만인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판.
  9. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.04~0.07%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.05~0.4%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고,
    상기 슬라브를 유지 및 추출하고,
    상기 유지 및 추출된 슬라브를 Tnr 이상의 온도범위에서 재결정역 압연하고,
    상기 재결정역 압연된 압연재를 30% 이상의 총 압하율로 미재결정역 압연하고,
    상기 미재결정역 압연된 강판을 (Bs-80℃)~Bs의 온도범위까지 냉각하되,
    상기 미재결정역 압연은 Tnr 이하의 온도범위에서 개시되어 (Ar3+100℃) 이상의 온도범위에서 종료되는, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브는 0.3중량% 이하의 몰리브덴(Mo)을 더 포함하는, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브의 재가열 온도범위는 1140~1200℃인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브의 유지 및 추출 온도범위는 1140~1200℃인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  13. 제9항에 있어서,
    상기 재결정역 압연은 복수의 패스로 실시되며,
    상기 각 패스의 평균 압하율은 10% 이상인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  14. 제9항에 있어서,
    상기 재결정역 압연된 압연재는 공냉에 의해 Tnr 이하의 온도범위까지 냉각되는, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  15. 제9항에 있어서,
    상기 미재결정역 압연된 강판은 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각되는, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  16. 제9항에 있어서,
    상기 미재결정역 압연된 강판의 냉각은 (Ar3+30℃) 이상의 온도범위에서 개시되는, 저온파괴 인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  17. 제9항에 있어서,
    상기 강판의 두께는 20mm 미만인, 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.


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