WO2020130354A1 - 극후 강판 제조방법 및 극후 강판용 주편 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing an ultra-high-strength steel sheet and a cast steel for the ultra-high-strength steel sheet. More specifically, the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength, high-toughness, ultra-high-strength steel sheet having excellent core properties and a cast steel for the ultra-high-strength steel sheet.
  • the steel sheet is made by rolling a cast steel produced by a continuous casting method.
  • an empty space is generated in the center of the thickness of the cast steel by solidification and contraction of the molten steel, and the steel for solute concentration residual flows into the empty space to generate segregation.
  • segregation remains in the center of the thickness of the cast steel, hydrogen dissolved in molten steel accumulates in the segregation area, causing cracks in the steel sheet.
  • the center of the thickness of the cast piece with concentrated segregation grains has a high hardness and easily cracks during rolling.
  • one of the prior arts proposes to eliminate the segregation in the center of the cast thickness by applying a surface pressure from 1 to 25 mm at a solidification rate of 85 to 99%.
  • Another conventional technique proposes a method for producing an ultra-thick steel sheet by performing a surface pressure of 1.1 to 2 times the uncoagulated thickness in a region having a central solid phase ratio of 0.6 or more.
  • it is necessary to install a large-scale rolling equipment in the player, and it is impossible to sufficiently remove segregation grains because the rolling must be performed at the end of solidification.
  • the present invention is to provide a method for manufacturing an ultra-high-strength steel sheet and a cast steel for the extreme-thick steel sheet. More specifically, it is intended to provide a method for manufacturing a high-strength, high-toughness, ultra-high-strength steel sheet having excellent core properties and a cast steel for the ultra-high-strength steel sheet.
  • the method for manufacturing a thick steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight%, C: 0.02 to 0.2%, Mn: 1.0 to 3.0%, Si: 0.01 to 0.8%, Cu: 0.010 to 1.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, Nb: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.3%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.05 to 1.0%, Ti: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, P: 0.02% or less , Preparing the steel material containing the remaining iron (Fe) and inevitable impurities; Casting a steel material to produce a cast; And a step of roughly rolling the cast steel at a rolling reduction rate of 10% or more three times or more; and including, casting a steel material to prepare the cast steel; at a rolling speed of 1.5 to 4.5 mm/min during solidification of the steel material. First rolling; And after the solidification of the steel material, a second rolling at a rolling speed of 2 to 4.5 mm/min.
  • in the steel material may further include any one or more of B: 5 to 40ppm, N: 15 to 150ppm, Ca: 60ppm or less and S: 100ppm or less.
  • the casting speed may be 0.6 to 1.8m/min.
  • the step of casting a steel material to produce a cast In the step of casting a steel material to produce a cast; In the, supply the cooling water to the cast, based on the width (w) direction of the cast, the center portion (a to b section) for the amount of coolant in the border (0 to a
  • the ratio of the amount of cooling water in the section and b to w section) is 1.2 or more, a is w/4 ⁇ w/8, and b may be 3w/4 ⁇ w/8.
  • Casting a steel material to produce a cast may further include.
  • in the rough rolling temperature may be Tnr to 1120 °C.
  • the step of finishing rolling the rough-rolled cast to Ar 3 +30 to Tnr °C; may further include.
  • Sasang rolling the rough rolled cast Thereafter, further comprising the step of cooling the finished rolled cast, and cooling the finished rolled cast; may be to end the cooling at a temperature of 390 °C or more at a cooling rate of 5 °C / s or more.
  • Cast iron for ultra-high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.02 to 0.2%, Mn: 1.0 to 3.0%, Si: 0.01 to 0.8%, Cu: 0.010 to 1.0%, Ni: 0.01 to 2.0 %, Nb: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.3%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.05 to 1.0%, Ti: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, P: 0.02% or less, It is a cast iron for ultra-thick steel sheet containing residual iron (Fe) and unavoidable impurities, and the area of central segregation and pores per area at t/2 is 0.031 to 0.087% based on the thickness (t) direction of the cast.
  • Fe residual iron
  • t/2 residual iron
  • the cast piece may further include any one or more of B: 5 to 40 ppm, N: 15 to 150 ppm, Ca: 60 ppm or less, and S: 100 ppm or less.
  • the ultra-thick steel sheet manufactured by an embodiment of the present invention is a structural material for extreme thickness by minimizing pores or segregation in the center of the thickness of the cast steel, and has excellent core properties. In addition, it has high strength and excellent impact toughness.
  • the ultra-high-strength steel sheet manufactured by an embodiment of the present invention is a high-strength, high-toughness structural steel sheet without defects due to ultrasonic flaw detection, having a high impact absorption energy at a 1/2t position, which is the center of the steel sheet, and a high impact toughness value. .
  • 1 is a conceptual diagram of a continuous casting machine.
  • Figure 2 is a method of manufacturing a cast steel according to an embodiment of the present invention, a schematic diagram of the gap of the rolling roll after solidification.
  • FIG. 3 is a schematic view showing a section of a solidification retardation part of a cast piece.
  • Figure 4 is a photograph showing the final microstructure of the pole steel sheet manufactured by an embodiment of the present invention.
  • first, second, and third are used to describe various parts, components, regions, layers, and/or sections, but are not limited thereto. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first portion, component, region, layer or section described below may be referred to as a second portion, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • the term "combination of these" included in the expression of the marki form means one or more mixtures or combinations selected from the group consisting of the components described in the expression of the marki form, the components It means to include one or more selected from the group consisting of.
  • % means% by weight, and 1 ppm is 0.0001% by weight.
  • the meaning of further including an additional element means that the remaining amount of iron (Fe) is replaced by an additional amount of the additional element.
  • the cast steel is manufactured while the molten steel accommodated in the mold is cooled through a cooling table. This is illustrated in FIG. 1.
  • the continuously cast cast 10 is cooled while passing through at least one segment 20 to proceed to a subsequent process.
  • defects in the cast steel remain after the rolling and cause defects. Examples of such defects are central segregation and pores.
  • the central segregation is caused by the flow of the solute liquid concentrated during solidification when the cast is continuously cast.
  • the biggest cause of this flow is the residual molten steel flow due to the solidification shrinkage near the solidification completion point, and the largest for the residual molten steel flow. Will be affected. That is, when the solute-concentrated residual molten steel is collected in the solidification shrinkage portion near the solidification completion point of the continuous casting process, this becomes a central segregation, and when the solidification shrinkage portion is not filled and remains in the space, it becomes a center porosity.
  • Cast iron for ultra-high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.02 to 0.2%, Mn: 1.0 to 3.0%, Si: 0.01 to 0.8%, Cu: 0.010 to 1.0%, Ni: 0.01 to 2.0 %, Nb: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.3%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.05 to 1.0%, Ti: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, P: 0.02% or less, It contains the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities, and the center segregation and pore area per area at the point t/2 is 0.031 to 0.087% based on the thickness (t) direction of the cast iron.
  • it may further include any one or more of B: 5 to 40 ppm, N: 15 to 150 ppm, Ca: 60 ppm or less, and S: 100 ppm or less.
  • the steel material prepared in the manufacturing method of the ultra-thick steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight, C: 0.02 to 0.2%, Mn: 1.0 to 3.0%, Si: 0.01 to 0.8%, Cu: 0.010 to 1.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, Nb: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.3%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.05 to 1.0%, Ti: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 To 0.2%, P: 0.02% or less, residual iron (Fe), and unavoidable impurities.
  • the steel material may further include any one or more of B: 5 to 40 ppm, N: 15 to 150 ppm, Ca: 60 ppm or less, and S: 100 ppm or less.
  • C is an important element for forming a hard phase bainite and determining the size and fraction of bainite formed, and thus is included within an appropriate range.
  • the content of C is too high, the toughness is deteriorated. If it is too small, the formation of bainite may be hindered, leading to a decrease in strength.
  • the content of C may be 0.06 to 0.16% by weight for better weldability.
  • Mn is a useful element that improves strength by solid solution strengthening, so it needs to be added at least 1.0% by weight. However, when added too much, the toughness of the weld may be significantly reduced due to an increase in excessive hardenability. More specifically, it may be 1.2 to 3.0% by weight.
  • Si is used as a deoxidizer, and is helpful for strength improvement and toughness improvement. However, if too much is added, low-temperature toughness and weldability may deteriorate simultaneously. On the other hand, if too little is added, the deoxidation effect may be insufficient. More specifically, it may be 0.1 to 0.4% by weight.
  • P is an element that is advantageous for strength improvement and corrosion resistance, but it is advantageous to keep it as low as possible because impact toughness can be greatly inhibited.
  • S is an element that greatly inhibits impact toughness by forming MnS or the like, it is advantageous to keep it as low as possible.
  • Al is an element capable of deoxidizing molten steel inexpensively, and may be included in an amount of 0.005% by weight or more in order to exhibit a sufficient effect. However, if too much is added, nozzle clogging may occur during continuous casting.
  • Ni is almost the only element capable of simultaneously improving the strength and toughness of the base material, and 0.01% or more may be contained in order to exhibit the effect. However, since Ni is a very expensive element, if too much is added, economic efficiency is significantly lowered and weldability is also lowered.
  • Cu is an element that can increase strength while minimizing the toughness of the base material, 0.01% by weight or more may be added to sufficiently obtain the effect, but excessive addition of Cu may significantly impair product surface quality.
  • Nb is the most important element in the production of TMCP steel, and precipitates in the form of NbC or Nb(C,N) to greatly improve the strength of the base material and welds.
  • Nb employed during reheating at a high temperature suppresses recrystallization of austenite and transformation of ferrite or bainite, thereby exhibiting an effect that the structure is refined.
  • the stability of austenite is increased even during cooling after the final rolling to promote the formation of a hard phase such as bainite even at low speed cooling. Therefore, Nb may be added in an amount of 0.005% by weight or more, but if too much is added, brittle cracks may appear at the edges of the steel.
  • Ti greatly suppresses the growth of crystal grains during reheating, which greatly improves low-temperature toughness. Although 0.005% by weight or more can be added, too much addition causes problems such as clogging of the playing nozzle or reduction in low-temperature toughness due to crystallization of the center. I can do it.
  • N can be added up to 150 ppm by weight because it increases the strength while significantly reducing the toughness. However, too little N content control can increase the steelmaking load.
  • Ca is mainly used as an element that suppresses the non-metallic inclusions of MnS and improves low-temperature toughness.
  • excessive Ca addition can react with oxygen contained in the steel to produce CaO, a non-metallic inclusion.
  • the present invention includes Fe and unavoidable impurities. Addition of an effective ingredient other than the above ingredients is not excluded. However, in the normal steel manufacturing process, impurities that are not intended from raw materials or the surrounding environment can be inevitably mixed, and therefore cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary steel manufacturing process, they are not specifically mentioned in this specification.
  • the method of manufacturing the ultra-high-strength steel sheet of the present invention may be composed of a process of manufacturing a slab-heating a slab-rough rolling-finishing rolling-cooling.
  • preparing a steel material of the above-mentioned component Casting a steel material to produce a cast; And rough rolling of the cast steel at a rolling reduction rate of 10% or more three times or more; including, and manufacturing a steel cast steel; at a rolling speed of 1.5 to 4.5 mm/min during solidification of the steel material. Rolling; And after the solidification of the steel material, a second rolling at a rolling speed of 2 to 4.5 mm/min.
  • casting a steel material to produce a cast may further include the step of heating the cast.
  • the step of finishing the rough rolled cast piece may further include.
  • the step of finishing the rough rolled cast piece; Then, the step of cooling the sand-rolled cast; may further include.
  • a steel material satisfying the above-described composition is prepared, and the steel material is cast to prepare a cast steel.
  • the cast steel may have a thickness of 200 mm or more. More specifically, it may be 300 mm or more thick.
  • the first rolling at a rolling speed of 1.5 to 4.5 mm/min during solidification of the steel material and the second rolling at a rolling reduction speed of 2 to 4.5 mm/min after solidification of the steel material are formed by minimizing the center segregation and pores by reducing the pressure to /min.
  • the rolling speed may be calculated by the rolling amount, the casting speed, and the length of the segment, as shown in Equation 1 below.
  • the rolling reduction rate before the completion of solidification in the first rolling step is too small and the rolling reduction amount is too small, it is difficult to remove the central segregation and pores. If the rolling reduction rate is too large after the completion of solidification in the second rolling step, the rolling reduction productivity is too large. Considering deterioration and load of segment equipment, it is necessary to increase equipment costs such as enlargement of equipment or change of segment type.
  • the speed of the first rolling step may be 1.5 to 3.5 mm/min.
  • the speed of the second rolling step may be 2.5 to 4 mm/min.
  • the casting speed may be 0.6 to 1.8 m/min.
  • the above speed is appropriate. If the casting speed is too slow, the performance of the performance decreases. On the contrary, if it is too fast, internal cracks are easily generated between the columnar columns due to bulging between rolls. More specifically, the casting speed may be 0.6 to 1.0 m/min.
  • the amount of cooling water in the rim (0 to a section and b to w section) relative to the amount of cooling water in the center (a to b section)
  • the ratio of is 1.2 or more, a is w/4 ⁇ w/8, and b may be 3w/4 ⁇ w/8.
  • the center portion of the cast piece is the center portion w/4 ⁇ w/8 to 3w/4 ⁇ w/8, and the edge portion is 0 to w/4 ⁇ w/8 and 3w/4 ⁇ based on the width (w) direction of the cast piece. It can be defined as a w/8 to w section.
  • the amount of coolant in the rim portion compared to the amount of coolant in the central portion may be 1.3 or more, and more specifically 1.5 or more.
  • it may further include the step of heating the produced cast.
  • the heating temperature may be 1050 to 1250°C.
  • the purpose is to employ at least one carbonitride of Ti and Nb formed during casting. That is, in order to sufficiently solidify any one or more carbonitrides of Ti and Nb, it may be preferable to heat to 1050°C or higher. However, there is a fear that the austenite may become coarse when heated to too high a temperature. More specifically, heating may be reheating.
  • the heated cast piece is rough-rolled.
  • the reason for rough rolling is to adjust the shape.
  • the extraction temperature of the heated cast can be maintained between 1050 to 1120 °C.
  • maintaining between 1050 and 1080°C has the advantage of reducing the occurrence of product surface cracks during subsequent rolling, and it is possible to simultaneously improve the impact toughness by low temperature extraction.
  • the rough rolling temperature may be Tnr to 1120 °C.
  • the Tnr temperature is the temperature at which austenite recrystallization stops. The effect of reducing the size of the austenite and the destruction of the columnar crystal structure formed during casting by rolling and compression of pores will be obtained.
  • the number of passes with a rolling reduction rate of 10% or more is three or more times. That is, in order to improve the impact toughness of the core of the ultra-thick material, by rolling at least 3 times of the pressure drop over 10% per rough rolling pass, the pressure is transmitted to the center to minimize the pores or segregation in the center, so that defects are not detected in the ultrasonic flaw. Not only that, it is possible to secure a product exceeding 80t having excellent impact toughness at a t/2 position at -40°C with a shock absorption energy of 100J or more.
  • the rough-rolled cast piece can be finished rolling. Finish rolling is to introduce non-uniform microstructure into the austenite structure of the rough rolled cast steel.
  • the finishing rolling temperature may be Ar 3 +30 to Tnr °C.
  • the Tnr temperature is the temperature at which austenite recrystallization stops
  • the Ar 3 temperature is the ferrite transformation start temperature. In this case, it is possible to suppress the transformation of the cornerstone ferrite, which significantly reduces the impact toughness, before the start of cooling.
  • the sand-rolled cast piece can be cooled.
  • the cooling may be terminated at a temperature of 390°C or higher at a cooling rate of 5°C/s or higher.
  • the soft phase ferrite formed from the initial austenite grain boundaries is 10 to 50% in area fraction, more specifically 15 to 40%, the rest may be bainite.
  • the cooling rate is too low, there is a possibility that the area fraction of the ferrite in the soft phase becomes 50% or more and the tensile strength becomes less than 570 Mpa. In addition, if the cooling end temperature is too low, the ferrite fraction becomes 10% or less, and it may be difficult to obtain impact toughness of 100 J or more at a low temperature.
  • the center segregation and pore area per area at the point t/2 is 0.031 to 0.087% based on the thickness (t) direction of the cast steel.
  • the area of the cast piece may be 74.5 mm x 32.5 mm.
  • the microstructure of the steel sheet includes ferrite and bainite, and the volume fraction of ferrite may be 10 to 50%. More specifically, it may be 15 to 40%.
  • the rest can be bainite.
  • the tensile strength of the steel sheet may be 570 Mpa or more.
  • the shock absorption energy at the point t/2 based on the thickness t direction of the steel sheet may be 100 J or more at -40°C.
  • Table 1 is a table showing the steel grades that satisfy the component system according to the present invention and those that do not.
  • the content unit of each element is% by weight or ppm (indicated by *).
  • Tnr temperature means the temperature at which austenite recrystallization stops
  • Ar 3 temperature means the ferrite transformation start temperature, and the unit is °C.
  • steel types A to D are steel types that satisfy the component system according to the present invention, and steel types E to G do not satisfy the component system according to the present invention. More specifically, steel type E and steel type F have a C content of less than 0.02% by weight, which is the lower limit of the content of C according to the present invention (0.02% by weight to 0.2% by weight), more than the upper limit of 0.2% by weight, and steel type G. Is greater than 3.0% by weight, the highest limit of Mn according to the present invention.
  • the austenite recrystallization end temperature (Tnr) and the Ar 3 transformation temperature are different for each steel type.
  • Table 2 was prepared by casting, rolling and cooling in the form shown in Table 2 below for a steel slab composed of the components of Table 1 to prepare a steel material.
  • Equation 1 the first rolling speed and the second rolling speed were calculated using Equation 1 below.
  • segment length in the first rolling step and the second rolling step was calculated as 2 m.
  • B-2 is a case in which the cooling water injection amount at the edge of the casting portion is less than the cooling water injection amount in the central portion of the casting portion, and the rough rolling reduction rate is 10% or more and the number of passes is less than three times.
  • CTOD and ultrasound flaws were also generated.
  • steel grade E with a C content of less than 0.02% by weight failed the material with a tensile strength of less than 570 MPa, which is a required level, and steel grade F with a C content of more than 0.2% by weight significantly reduced impact toughness as the tensile strength increased. At the same time, CTOD failure occurred. Finally, in the case of steel type G, it was found that it is impossible to secure impact toughness due to the excess of Mn content.

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Abstract

본 발명은 극후 강판 제조방법 및 극후 강판용 주편에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시예에 의한 극후 강판 제조방법은, 중량%로, C: 0.02 내지 0.2%, Mn: 1.0 내지 3.0%, Si: 0.01 내지 0.8%, Cu: 0.010 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 2.0%, Nb: 0.005 내지 0.10%, V: 0.005 내지 0.3%, Mo: 0.01 내지 1.0%, Cr: 0.05 내지 1.0%, Ti: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, P: 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 소재를 준비하는 단계; 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계; 및 주편을 압하율 10 % 이상의 패스수가 3회 이상으로 조압연하는 단계;를 포함하며, 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계;는, 강 소재의 응고 중에 압하속도 1.5 내지 4.5 mm/min으로 제1 압연하는 단계; 및 강 소재의 응고 후에 압하속도 2 내지 4.5 mm/min으로 제2 압연하는 단계를 포함한다.

Description

극후 강판 제조방법 및 극후 강판용 주편
본 발명은 극후 강판 제조방법 및 극후 강판용 주편에 관한 것이다. 보다 구체적으로 중심부 물성이 우수한 고강도 고인성 극후 강판 제조방법 및 극후 강판용 주편에 관한 것이다.
일반적으로 강판은 연속 주조 방법으로 만들어진 주편을 압연하여 만들어진다. 주편 제조 시 주편의 두께 중심부에는 용강의 응고 수축에 의해 빈 공간이 발생하고, 이 빈 공간으로 용질 농축 잔류용 강이 유입되어 편석이 발생하게 된다. 주편 두께 중심부에 편석이 남아있게 되면, 용강 중에 녹아 있던 수소가 편석 부위에 집적하게 되어 강판에 균열을 야기한다. 또한 수소가 집적되지 않더라도 편석립이 집중된 주편의 두께 중심부는 경도가 높아 압연 중에 쉽게 균열이 발생된다.
근래 산업/건설 기계용 강재, 건축/해양 구조물이나 각종 압력 용기용 강재에 대해서도 설비의 대형화 등에 따라 100mm 이상의 극후강판을 사용하는 기회가 증가하였다. 또한 금형이나 기계부품용 고탄소강에서도 제품의 원가를 줄이기 위해 단조재가 아닌 압연재를 사용하려는 추세이다. 이러한 극후강판 제조 시 이용되는 주편의 두께 중심부에 중심편석 및 응고 수축공이 남아있게 되면 현재 일반적으로 사용하고 있는 압연기로는 문제를 해결하는 것은 곤란하다. 따라서 극후강판의 초음파 탐상시험을 행하는 경우 결함으로 검출되는 경우가 많다. 이를 해소하기 위해 여러 가지의 방법이 제안되어 있다.
예를 들면 종래 기술 중 하나는, 응고 고상율이 85 내지 99%에서 1 내지 25mm로 면압하를 하여 주편두께 중심부 편석을 없애는 것을 제안하고 있다. 또 다른 종래 기술은, 중심부 고상율 0.6 이상 영역에서 미응고두께의 1.1 내지 2배의 면압하를 실시하여 극후강판을 생산하는 방법을 제안하였다. 하지만 이렇게 하기 위해서는 연주기에 대규모 압하 설비를 설치해야만 하고, 응고말기에 압하를 실시해야 하기 때문에 편석립을 충분히 제거할 수 없게 된다. 또한 또 다른 종래 기술에서 주조 중에 주편 두께를 20 내지 100mm로 인위적으로 두껍게 하고 응고 완료 전 한 쌍의 압하롤을 이용하여 주편을 압하하여 중심편석을 저감하는 기술을 제안하였다. 하지만 주편 두께를 20 내지 100mm로 인위적으로 두껍게 하기 위한 벌징기술은 주편 내부 크랙의 발생으로 인해 중심부 물성에 문제를 일으킬 수 있다. 또 다른 종래 기술의 경우 세그먼트를 이용하여 압하구배 5 내지 20mm/m로 주편을 압하하여 주편 중심부에 부편석을 만드는 기술을 제안하였다. 하지만 압연조건에 따른 제품 품질이 명시되어 있지 않다.
본 발명은 극후 강판 제조방법 및 극후 강판용 주편을 제공하고자 한다. 보다 구체적으로 중심부 물성이 우수한 고강도 고인성 극후 강판 제조방법 및 극후 강판용 주편을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 극후 강판 제조방법은, 중량%로, C: 0.02 내지 0.2%, Mn: 1.0 내지 3.0%, Si: 0.01 내지 0.8%, Cu: 0.010 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 2.0%, Nb: 0.005 내지 0.10%, V: 0.005 내지 0.3%, Mo: 0.01 내지 1.0%, Cr: 0.05 내지 1.0%, Ti: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, P: 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 소재를 준비하는 단계; 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계; 및 주편을 압하율 10 % 이상의 패스수가 3회 이상으로 조압연하는 단계;를 포함하며, 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계;는, 강 소재의 응고 중에 압하속도 1.5 내지 4.5 mm/min로 제1 압연하는 단계; 및 강 소재의 응고 후에 압하속도 2 내지 4.5 mm/min로 제2 압연하는 단계를 포함한다.
강 소재를 준비하는 단계;에서, 강 소재는 B: 5 내지 40ppm, N: 15 내지 150ppm, Ca: 60ppm 이하 및 S: 100ppm 이하 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계;에서, 주조 속도는 0.6 내지 1.8m/min일 수 있다.
강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계;에서, 주편에 냉각수를 공급하되, 주편의 폭(w) 방향을 기준으로, 중앙부(a 내지 b 구간)에서의 냉각수 물량에 대한 테두리부(0 내지 a 구간 및 b 내지 w 구간)에서의 냉각수 물량의 비가 1.2 이상이고, a는 w/4±w/8 이고, b는 3w/4±w/8 일 수 있다.
강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계; 이후, 주편을 1050 내지 1250℃로 가열하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
주편을 조압연하는 단계;에서, 조압연 온도는 Tnr 내지 1120 ℃일 수 있다.
주편을 조압연하는 단계; 이후, 조압연된 주편을 Ar3+30 내지 Tnr ℃로 사상압연하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
조압연된 주편을 사상압연하는 단계; 이후, 사상압연된 주편을 냉각하는 단계를 더 포함하고, 사상압연된 주편을 냉각하는 단계;는, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 390℃ 이상의 온도에서 냉각 종료하는 것일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 극후 강판용 주편은, 중량%로, C: 0.02 내지 0.2%, Mn: 1.0 내지 3.0%, Si: 0.01 내지 0.8%, Cu: 0.010 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 2.0%, Nb: 0.005 내지 0.10%, V: 0.005 내지 0.3%, Mo: 0.01 내지 1.0%, Cr: 0.05 내지 1.0%, Ti: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, P: 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 극후 강판용 주편이되, 주편의 두께(t) 방향을 기준으로 t/2 지점에서의 면적당 중심 편석 및 기공의 면적이 0.031 내지 0.087%이다.
주편은, B: 5 내지 40ppm, N: 15 내지 150ppm, Ca: 60ppm 이하 및 S: 100ppm 이하 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의해 제조된 극후 강판은, 주편 두께 중심부의 기공이나 편석을 최소화하여 극후용 구조용 재료로써, 중심부 물성이 우수하다. 또한, 고강도 특성을 가지면서 충격인성이 우수하다.
본 발명의 일 실시예에 의해 제조된 극후 강판은, 강판의 중심부인 1/2t 위치의 충격흡수에너지가 높고, 충격인성 값도 높아, 제품을 초음파 탐상에 의한 결함 없이 고강도, 고인성 구조용 강판이다.
도 1은 연속주조기의 개념도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 의한 주편의 제조방법으로서, 응고 후 압하 롤의 갭 모식도이다.
도 3은 주편의 응고 지연부의 단면을 보여주는 모식도이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 의해 제조된 극후 강판의 최종 미세조직을 보여주는 사진이다.
본 명세서에서, 제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
본 명세서에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함" 한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
본 명세서에서, 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
본 명세서에서, 마쿠시 형식의 표현에 포함된 "이들의 조합"의 용어는 마쿠시 형식의 표현에 기재된 구성 요소들로 이루어진 군에서 선택되는 하나 이상의 혼합 또는 조합을 의미하는 것으로서, 상기 구성 요소들로 이루어진 군에서 선택되는 하나 이상을 포함하는 것을 의미한다.
본 명세서에서, 어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001 중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
일반적으로, 주편은 주형에 수용된 용강이 냉각대를 거쳐 냉각되면서 제조된다. 이를 도 1에 도시하였다. 연속 주조되는 주편(10)은 적어도 하나의 세그먼트(20)를 거치면서 냉각되어 차후의 공정으로 진행된다.
주편이 후판 강재로 압연될 때 주편의 결함이 압연 후에도 잔류하여 불량을 유발하는 경우가 발생한다. 이러한 결함의 예로서 중심 편석과 기공이 있다.
중심 편석은 주편이 연속 주조될 시 응고 도중 농화된 용질 액상의 유동에 의해서 발생하는데, 이러한 유동의 가장 큰 원인으로 응고 완료점 부근에서의 응고 수축에 의한 잔류 용강 유동이며, 잔류 용강 유동에 가장 큰 영향을 받게 된다. 즉, 연속 주조 공정의 응고 완료점 부근에서의 응고 수축부에 용질 농축 잔류 용강이 모이게 되면 이것이 중심 편석이 되며, 응고 수축부가 채워지지 않고 그대로 공간으로 남으면 중심 기공(center porosity)이 된다.
극후물 제품 생산 시 주편 두께 중심부에 중심 편석 및 기공이 남아 있는 경우, 압연 후에도 편석 및 기공은 제품의 두께 중심부에 존재하게 되며, 제품 두께가 두꺼운 극후 판재의 경우 제품 물성을 확보하는데 치명적일 수 밖에 없다. 따라서 제품 모재보다 경도가 높은 중심 편석, 빈 공간인 기공은 제품 크랙으로 성장하여 초음파 탐상의 시험에서 결함으로 검출되게 된다.
따라서, 이러한 연주 공정 중에 발생한 중심 편석 및 기공을 최소화하여 초음파 탐상에서 결함이 없고, 낮은 온도에서 중심부 위치의 충격 흡수 에너지가 높으며, 충격인성이 우수한 두꺼운 제품을 확보하는, 고강도 고인성 극후 강판을 제공하고자 한다.
우선, 충격 인성이 우수한 극후 강판을 제조하기 위하여는 내부품질이 건전한 주편을 확보하는 기술이 가장 중요하다. 이를 기초로, 응고 후 주편에 남아있는 기공을 완전 압착하여 기공에 의한 제품 물성 악영향을 미리 방지하는 극후 강재 및 그 제조방법을 살펴보도록 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 극후 강판용 주편은, 중량%로, C: 0.02 내지 0.2%, Mn: 1.0 내지 3.0%, Si: 0.01 내지 0.8%, Cu: 0.010 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 2.0%, Nb: 0.005 내지 0.10%, V: 0.005 내지 0.3%, Mo: 0.01 내지 1.0%, Cr: 0.05 내지 1.0%, Ti: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, P: 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 주편의 두께(t) 방향을 기준으로 t/2 지점에서의 면적당 중심 편석 및 기공의 면적이 0.031 내지 0.087%이다.
또한, B: 5 내지 40ppm, N: 15 내지 150ppm, Ca: 60ppm 이하 및 S: 100ppm 이하 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 의한 극후 강판의 제조방법에서의 준비하는 강 소재는, 중량%로, C: 0.02 내지 0.2%, Mn: 1.0 내지 3.0%, Si: 0.01 내지 0.8%, Cu: 0.010 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 2.0%, Nb: 0.005 내지 0.10%, V: 0.005 내지 0.3%, Mo: 0.01 내지 1.0%, Cr: 0.05 내지 1.0%, Ti: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, P: 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 강 소재는 B: 5 내지 40ppm, N: 15 내지 150ppm, Ca: 60ppm 이하 및 S: 100ppm 이하 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
먼저, 주편 및 강 소재의 성분을 한정한 이유를 설명한다.
[탄소(C): 0.02 내지 0.2 중량%]
C는 경질상인 베이나이트 형성시키고, 형성되는 베이나이트의 크기 및 분율을 결정하는 중요한 원소이므로 적절한 범위 내로 포함된다. 그러나, C의 함량이 너무 많게 되면 인성을 저하시키며, 반대로 너무 적게되면 베이나이트의 형성을 방해하여 강도의 하락을 초래할 수 있다. 한편, 보다 구체적으로, 선박 구조용 강재로 사용되는 판재의 경우에는 더 나은 용접성을 위해 C의 함량을 0.06 내지 0.16중량%로 할 수 있다.
[망간(Mn): 1.0 내지 3.0 중량%]
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 1.0중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 너무 많이 첨가되는 경우는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 수 있다. 보다 구체적으로 1.2 내지 3.0 중량%일 수 있다.
[실리콘(Si): 0.01 내지 0.8 중량%]
Si는 탈산제로 사용되며, 강도향상 및 인성향상에 도움이 된다. 하지만, 너무 많이 첨가되면 저온인성 및 용접성이 동시에 저하될 수 있다. 반면, 너무 적게 첨가되면 탈산 효과가 불충분할 수 있다 보다 구체적으로 0.1 내지 0.4중량%일 수 있다.
[인(P): 0.02 중량% 이하]
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하다.
[황(S): 0.01 중량% 이하]
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하다.
[알루미늄(Al): 0.005 내지 0.2 중량%]
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 충분한 효과를 나타내기 위하여는 0.005중량% 이상 포함될 수 있다. 그러나, 너무 많이 첨가되는 경우에는 연속 주조시 노즐 막힘이 발생할 수 있다.
[니켈(Ni): 0.01 내지 2.0 중량%]
Ni는 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소이며, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 함유될 수 있다. 하지만, Ni는 매우 고가의 원소이므로 너무 많이 첨가할 경우 경제성이 현저히 저하되며, 용접성도 떨어지게 된다.
[구리(Cu): 0.01 내지 1.0 중량%]
Cu는 모재의 인성 저하를 최소화시키면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01중량% 이상을 첨가할 수 있으나, Cu의 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해할 수 있다.
[니오븀(Nb): 0.005 내지 0.1 중량%]
Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 가장 중요한 원소이고, NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다. 나아가 본 발명에서는 최종 압연 후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 높여 낮은 속도의 냉각에서도 베이나이트와 같은 경질상 생성을 촉진시켜주는 역할도 한다. 따라서, Nb는 0.005중량% 이상 첨가될 수 있으나, 너무 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성 크랙이 나타날 수 있다.
[티타늄(Ti): 0.005 내지 0.1 중량%]
Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시켜주는 바, 0.005중량% 이상이 첨가할 수 있으나, 너무 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성 감소와 같은 문제점을 발생시킬 수 있다.
[질소(N): 15 내지 150 중량ppm]
N은 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 150중량ppm 이하 첨가될 수 있다. 다만, 너무 적은 N함량 제어는 제강부하를 증가시킬 수 있다.
[칼슘(Ca): 60 중량ppm 이하]
Ca는 주로 MnS의 비금속개재물을 억제하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca첨가는 강중에 함유된 산소와 반응하여 비금속개재물인 CaO를 생성할 수 있다.
상기 성분 이외에 본 발명은 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 성분 이외에 유효한 성분의 첨가를 배제하는 것은 아니다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이하, 본 발명의 극후 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명의 극후 강판의 제조방법은 주편 제조 - 슬라브 가열 - 조압연 - 사상압연 - 냉각의 과정으로 이루어져 있을 수 있다.
즉, 상기 언급한 성분의 강 소재를 준비하는 단계; 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계; 및 주편을 압하율 10% 이상의 패스수가 3회 이상으로 조압연하는 단계;를 포함하고, 강 소재의 주편을 제조하는 단계;는, 강 소재의 응고 중에 압하속도 1.5 내지 4.5 mm/min으로 제1 압연하는 단계; 및 강 소재의 응고 후에 압하속도 2 내지 4.5 mm/min으로 제2 압연하는 단계를 포함한다.
또한, 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계; 이후, 주편을 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다.
또한, 주편을 조압연하는 단계 이후, 조압연된 주편을 사상압연하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 조압연된 주편을 사상압연하는 단계; 이후, 사상압연된 주편을 냉각하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
각 과정별 상세한 조건은 아래와 같다.
[주편 제조]
먼저, 전술한 조성을 만족하는 강 소재를 준비하고, 그 강 소재를 주조하여 주편을 제조한다.
이때, 주편은 200 mm 이상의 두께일 수 있다. 보다 구체적으로 300 mm 이상의 두께일 수 있다.
이때, 강 소재의 응고 중에 압하속도 1.5 내지 4.5 mm/min으로 제1 압연하는 단계 및 강 소재의 응고 후에 압하속도 2 내지 4.5 mm/min으로 제2 압연하는 단계를 포함한다. 즉, 주편 제조 시 도 1과 같이 세그먼트(20)를 이용하여 도 2와 같이 주편이 응고 완료되기 전에 압하속도 1.5 내지 4.5 mm/min으로 압하하고, 응고 완료된 후에 세그먼트 장치를 이용하여 2 내지 4.5 mm/min으로 압하하여 중심 편석과 기공을 최소화한 슬라브를 제조한다.
여기서, 압하속도는 하기의 식 1과 같이, 압하량, 주조속도, 세그먼트의 길이로 계산될 수 있다.
[식 1]
Figure PCTKR2019015278-appb-I000001
제1 압연하는 단계에서의 응고 완료 전 압하속도가 너무 작아 압하량이 너무 적으면 중심 편석 및 기공을 제거하기 어렵고, 제2 압연하는 단계에서의 응고 완료 후 압하속도가 너무 커 압하량이 너무 많으면 압연 생산성 저하 및 세그먼트 설비 부하를 고려하여 설비 대형화 혹은 세그먼트 type 변경 등 많은 설비 개조 비용이 필요하게 된다.
보다 구체적으로, 제1 압연 단계의 속도는 1.5 내지 3.5 mm/min일 수 있다. 또한, 보다 구체적으로 제2 압연 단계의 속도는 2.5 내지 4 mm/min일 수 있다.
한편, 주조 속도는 0.6 내지 1.8 m/min일 수 있다. 주편 생산성 및 중심 편석 최소화 등을 고려하였을 때 상기의 속도가 적정하다. 주조 속도가 너무 느리면 연주 생산성이 저하되고, 반대로 너무 빠르면 롤 사이의 벌징 등에 의해 주상정 사이에 내부 크랙이 쉽게 발생하게 된다. 보다 구체적으로 주조 속도는 0.6 내지 1.0 m/min일 수 있다.
한편, 주편에 냉각수를 공급하되, 주편의 폭(w) 방향을 기준으로, 중앙부(a 내지 b 구간)에서의 냉각수 물량에 대한 테두리부(0 내지 a 구간 및 b 내지 w 구간)에서의 냉각수 물량의 비가 1.2 이상이고, a는 w/4±w/8 이고, b는 3w/4±w/8 일 수 있다.
일반적으로 주편을 응고하는 데에 있어, 도 3과 같이 폭방향으로 균일하게 응고가 이루어지지 않게 되는데, 이렇게 불균일한 응고가 일어날 때 주편을 압하하게 되면 응고 지연부에는 용질 농축 용강이 모이게 되어 주편 폭방향으로 불균일 응고로 인해 제품의 재질 편차가 발생하거나, 초음파 탐상 시 불량이 발생할 수 있기 때문에, 폭방향 불균일 응고 지연부를 저감하기 위해 주편 중앙부 대비 가장 자리부의 냉각수 물량을 더 많게 할 수 있다.
여기서, 주편 중앙부는 주편의 폭(w) 방향을 기준으로 중앙부는 w/4±w/8 내지 3w/4±w/8 구간, 테두리부는 0 내지 w/4±w/8 및 3w/4±w/8 내지 w 구간으로 정의할 수 있다.
중앙부의 냉각수 물량 대비 테두리부의 냉각수 물량은 보다 구체적으로 1.3 이상일 수 있고, 더욱 구체적으로 1.5 이상일 수 있다.
[주편 가열]
다음으로, 제조된 주편을 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다.
이때, 가열 온도는 1050 내지 1250℃일 수 있다. 주조 중에 형성된 Ti 및 Nb 중 어느 하나 이상의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 즉, Ti 및 Nb 중 어느 하나 이상의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1050℃ 이상으로 가열하는 것이 좋을 수 있다. 다만, 너무 높은 온도로 가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있다. 보다 구체적으로 가열은 재가열일 수 있다.
[조압연]
다음으로, 가열된 주편을 조압연한다. 조압연을 하는 이유는 그 형상을 조정하기 위함이다.
이때, 가열된 주편의 추출 온도는 1050 내지 1120 ℃ 사이에서 유지될 수 있다. 특히, 고합금 첨가시에는 1050 내지 1080℃ 사이에서 유지하면 후속 압연시 제품 표면 크랙 발생을 저감할 수 있는 장점이 있으며, 저온 추출에 의한 충격 인성 향상을 동시에 꾀할 수 있다.
한편, 조압연 온도는 Tnr 내지 1120 ℃일 수 있다. Tnr 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도이다. 압연에 의해 주조 중에 형성된 주상정 조직의 파괴 및 기공의 압착, 그리고 오스테나이트의 크기를 작게하는 효과를 얻을 수 있을 것이다.
한편, 압하율 10 % 이상의 패스수가 3회 이상이다. 즉, 극후물재의 중심부 충격 인성을 향상시키기 위해서는 조압연 패스당 10% 이상의 강압하를 최소 3회 이상 압연함으로써 중심부까지 압하력을 전달하여 중심부의 기공이나 편석을 최소화하여 초음파 탐상에서 결함이 검출되지 않을 뿐만 아니라, -40℃에서 t/2 위치의 충격흡수에너지가 100J 이상인 충격인성이 우수한 80t 초과 제품을 확보할 수 있다.
[사상압연]
다음으로, 조압연된 주편을 사상압연할 수 있다. 사상압연은 조압연된 주편의 오스테나이트 조직을 불균일 미세조직을 도입하기 위함이다.
이때, 사상압연 온도는 Ar3+30 내지 Tnr ℃일 수 있다. Tnr 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도이고, Ar3 온도는 페라이트 변태 시작 온도이다. 이 경우, 충격 인성을 크게 하락시키는 초석 페라이트가 냉각 개시 전에 변태되는 것을 억제할 수 있다.
[압연 후 냉각]
다음으로, 사상압연된 주편을 냉각할 수 있다.
이때, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 390℃ 이상의 온도에서 냉각 종료할 수 있다.
본 발명 강재의 미세조직은 도 4에 나타낸 바와 같이 초기 오스테나이트 결정립계로부터 형성되는 연질상인 페라이트가 면적 분율로 10 내지 50%, 보다 구체적으로는 15 내지 40 %이고, 나머지가 베이나이트일 수 있다.
상기 냉각 속도를 너무 낮게 하면, 연질상인 페라이트의 면적 분율이 50 % 이상이 되어 인장 강도가 570Mpa 미만이 될 가능성이 있다. 또한 냉각 종료 온도가 너무 낮으면, 페라이트 분율이 10 % 이하가 되어 저온에서 100J 이상의 충격 인성을 얻기 어려울 수 있다.
이하, 본 발명의 극후 강판용 주편에 대하여 설명한다.
[중심부 중심 편석 및 기공의 면적]
주편의 두께(t) 방향을 기준으로 t/2 지점에서의 면적당 중심 편석 및 기공의 면적이 0.031 내지 0.087%이다. 중심부 편석 및 기공의 면적이 작을수록 요구하는 품질을 얻기가 좋으며, 반대로 너무 크면 가열 및 압연공정에서 중심 편석을 완화하기 위해 장시간 가열이 필요하고, 기공을 압착하기 위한 압하율 10 % 이상의 패스수를 더욱 늘려야 하는 단점이 있다. 보다 구체적으로, 주편의 면적은 74.5mm x 32.5mm 일 수 있다.
이하, 본 발명에 의해 제조된 극후 강판의 미세조직 및 기계적 물성에 대하여 설명한다.
[미세조직]
강판의 미세조직은, 페라이트 및 베이나이트를 포함하며, 페라이트의 체적 분율은 10 내지 50 %일 수 있다. 보다 구체적으로 15 내지 40 %가 될 수 있다. 나머지는 베이나이트일 수 있다.
[인장강도]
강판의 인장강도는 570 Mpa 이상일 수 있다.
[충격흡수에너지]
강판의 두께(t) 방향을 기준으로 t/2 지점의 충격흡수에너지는 -40℃에서 100J 이상일 수 있다.
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]
실험 및 평가
하기 표 1에 나타난 성분계를 만족하는 슬라브를 하기 표 2에 나타난 제조 조건에 부합하도록 압연 및 냉각한 후, 항복강도, 인장강도, 페라이트 면적분율 및 항복비를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
표 1은 본 발명에 따른 성분계를 만족하는 강종과 그렇지 않은 강종들을 나타낸 표이다. 표 1에서 각 원소의 함량 단위는 중량% 또는 ppm(*로 표시함)이다. 또한, Tnr 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도를 의미하고, Ar3 온도는 페라이트 변태 시작 온도를 의미하며, 단위는 ℃이다.
Figure PCTKR2019015278-appb-T000001
표 1을 참조하면, 강종 A 내지 D는 본 발명에 따른 성분계를 만족하는 강종들이고, 강종 E 내지 G는 본 발명에 따른 성분계를 만족하지 않는다. 보다 구체적으로, 강종 E 및 강종 F는 C 함량이 본 발명에 따른 C의 함량(0.02 중량% 내지 0.2 중량%)의 최하한치인 0.02 중량% 미만이고, 최상한치인 0.2 중량% 초과이며, 강종 G는 본 발명에 따른 Mn의 최상한치인 3.0 중량% 초과이다. 또한, 표 1을 참조하면, 강종마다 오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr)와 Ar3 변태온도가 상이하다.
그리고, 표 2는 표 1의 성분으로 이루어진 강 슬라브에 대하여 하기 표 2와 같은 형태로 주조, 압연 및 냉각을 실기하여 강재를 제조하였다.
이때, 제1 압연 속도 및 제2 압연 속도는 하기의 식 1을 이용하여 계산하였다.
[식 1]
Figure PCTKR2019015278-appb-I000002
또한, 제1 압연 단계 및 제 2 압연 단계에서의 세그먼트 길이는 2m로 하여 계산 하였다.
Figure PCTKR2019015278-appb-T000002
Figure PCTKR2019015278-appb-I000003
Figure PCTKR2019015278-appb-I000004
표 2와 같이 제조된 강재에 대해, 표 3과 같이 항복 강도(YS), 인장강도(TS), -40℃에서 1/2t 위치의 충격흡수에너지(CVN), CTOD 합부 여부 및 초음파로 측정된 불량 여부를 판단하였다.
Figure PCTKR2019015278-appb-T000003
Figure PCTKR2019015278-appb-I000005
Figure PCTKR2019015278-appb-I000006
실험 결과
표 1에서 표 3을 참조하면, 강종 A 내지 G중, 본 발명의 성분계, 주조속도, 주편 응고 전 압하량 및 응고 후 압하량, 주편의 중앙부의 냉각수 분사량에 대한 주편의 가장자리부의 냉각수 분사량, 재가열 추출온도, 조압연 종료 온도, 압하율 10% 이상 패스 수, 사상 압연 개시 온도, 사상 압연 종료 온도, 냉각 속도, 냉각 종료 온도의 조건을 만족하는 A-1, A-2, A-3, B-1, C-1, C-2, C-3, D-1, D-2, D-3은 인장강도가 570MPa 이상, -40℃에서 t/2 위치의 충격흡수에너지가 100J 이상인 충격인성 확보가 가능하며 동시에 CTOD 및 초음파를 통한 검출시에 결함이 발생되지 않은 안정된 제품 제조가 가능하다고 판단되었다.
하지만, 주편의 응고전 압하량이 5mm 미만인 B-3의 경우 주편 응고전 중심편석 저감이 불가능하여 -40℃에서 t/2 위치의 충격흡수에너지가 100J 미만일 뿐만 아니라 CTOD 및 초음파 탐상 불량도 발생되었으며, 주편 응고후 압하가 없는 경우인 A-4, B-4, C-4, D-4는 주편 응고 후 기공의 영향으로 -40℃에서 t/2 위치의 충격흡수에너지가 100J 미만일 뿐만 아니라 간혹 CTOD 및 초음파 탐상 불량도 발생되었다. 그리고, B-2는 주편의 중앙부의 냉각수 분사량에 대한 주편의 가장자리부의 냉각수 분사량 부족과 조압연 압하율 10% 이상 패스 수가 3회 미만인 경우로, -40℃에서 t/2 위치의 충격흡수에너지가 100J 미만일 뿐만 아니라 CTOD 및 초음파 탐상 불량도 발생되었다.
또한, C 함량이 0.02 중량% 미만인 강종 E은 인장강도가 요구수준인 570MPa 미만으로 재질이 불합격되었고, C 함량이 0.2 중량% 초과인 강종 F는 인장강도 증가함에 따른 충격인성이 크게 감소하였고, 이와 동시에 CTOD 불합격이 발생되었다. 마지막으로 강종 G의 경우, Mn 함량 초과에 따른 충격인성 확보가 불가능함을 알게 되었다.
본 발명은 상기 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.
[부호의 설명]
10: 주편
20: 세그먼트
30: 2차 냉각 노즐

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.02 내지 0.2%, Mn: 1.0 내지 3.0%, Si: 0.01 내지 0.8%, Cu: 0.010 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 2.0%, Nb: 0.005 내지 0.10%, V: 0.005 내지 0.3%, Mo: 0.01 내지 1.0%, Cr: 0.05 내지 1.0%, Ti: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, P: 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 소재를 준비하는 단계;
    상기 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계; 및
    상기 주편을 압하율 10 % 이상의 패스수가 3회 이상으로 조압연하는 단계;를 포함하고,
    상기 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계;는,
    상기 강 소재의 응고 중에 압하속도 1.5 내지 4.5 mm/min으로 제1 압연하는 단계; 및
    상기 강 소재의 응고 후에 압하속도 2 내지 4.5 mm/min으로 제2 압연하는 단계를 포함하는 극후 강판 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강 소재를 준비하는 단계;에서,
    상기 강 소재는 B: 5 내지 40ppm, N: 15 내지 150ppm, Ca: 60ppm 이하 및 S: 100ppm 이하 중 어느 하나 이상을 더 포함하는 극후 강판 제조방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계;에서,
    주조 속도는 0.6 내지 1.8m/min인 극후 강판 제조방법.
  4. 제1에 있어서,
    상기 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계;에서,
    상기 주편에 냉각수를 공급하되,
    상기 주편의 폭(w) 방향을 기준으로, 중앙부(a 내지 b 구간)에서의 상기 냉각수 물량에 대한 테두리부(0 내지 a 구간 및 b 내지 w 구간)에서의 상기 냉각수 물량의 비가 1.2 이상인 극후 강판 제조방법.
    (상기 a는 w/4±w/8 이고, 상기 b는 3w/4±w/8 이다.)
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강 소재를 주조하여 주편을 제조하는 단계; 이후,
    상기 주편을 1050 내지 1250℃로 가열하는 단계;를 더 포함하는
    극후 강판 제조방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 가열된 주편을 조압연하는 단계;에서,
    조압연 온도는 Tnr 내지 1120 ℃인 극후 강판 제조방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 주편을 조압연하는 단계; 이후,
    상기 조압연된 주편을 Ar3+30 내지 Tnr ℃로 사상압연하는 단계;를 더 포함하는 극후 강판 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 조압연된 주편을 사상압연하는 단계; 이후,
    상기 사상압연된 주편을 냉각하는 단계;를 더 포함하고,
    상기 사상압연된 주편을 냉각하는 단계;는,
    5℃/s 이상의 냉각 속도로 390℃ 이상의 온도에서 냉각 종료하는 것인 극후 강판 제조방법.
  9. 중량%로, C: 0.02 내지 0.2%, Mn: 1.0 내지 3.0%, Si: 0.01 내지 0.8%, Cu: 0.010 내지 1.0%, Ni: 0.01 내지 2.0%, Nb: 0.005 내지 0.10%, V: 0.005 내지 0.3%, Mo: 0.01 내지 1.0%, Cr: 0.05 내지 1.0%, Ti: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, P: 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 극후 강판용 주편이되,
    상기 주편의 두께(t) 방향을 기준으로 t/2 지점에서의 면적당 중심 편석 및 기공의 면적이 0.031 내지 0.087%인 극후 강판용 주편.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 주편은,
    B: 5 내지 40ppm, N: 15 내지 150ppm, Ca: 60ppm 이하 및 S: 100ppm 이하 중 어느 하나 이상을 더 포함하는 극후 강판용 주편.
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