KR102400036B1 - 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 저온인성이 우수함과 동시에 항복비가 낮은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 DWTT 특성이 우수함과 동시에 상온에서 저항복비를 가지는 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법 {STEEL SHEET HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND LOW YIELD RATIO AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 저온인성이 우수함과 동시에 항복비가 낮은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 DWTT 특성이 우수함과 동시에 상온에서 저항복비를 가지는 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 한랭지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서 유전지역의 자원을 라인파이프를 통해 원거리의 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 활발히 진행 중에 있다. 이러한 프로젝트에 투입되는 강재는 수송 가스의 압력뿐만 아니라 극저온과 동상 현상(Frost Heave, 환절기에 땅이 얼면서 지면을 밀어 올리는 현상)에 의한 파이프의 변형에 대한 내구성을 고려하여, DWTT (Drop Weight Tear Test) 특성과 함께 저항복비가 요구된다. 라인파이프용 강재가 저온에서 안전하게 사용되기 위해서는 취성파괴 정지특성을 나타내는 DWTT 특성이 보증되어야 한다. 이러한 파이프에 공급되는 강판은 기본적으로 사용온도에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상 확보되어야 한다.

일반적으로 DWTT 특성을 확보하기 위해서 성분 제어와 함께 강재의 결정립을 미세화하고, 저온인성이 우수한 에시큘라 페라이트의 기지조직을 가지도록 제어하고 있으며, 결정립을 미세화하기 위하여 제조 시, 열간압연 직후 가속냉각을 실시한다. 그러나, 통상의 가속냉각을 통해 형성된 미세조직으로는 -60℃의 극저온에서 DWTT 특성을 확보하기가 쉽지 않을 뿐 아니라, 저항복비를 구현하기에는 어려움이 있다.

일반적으로 저항복비는 균일연신율과 밀접한 관계가 있으며, 종래에 연신율과 저온파괴인성이 우수한 강판에 대한 여러 기술들이 제안되어 왔다.

예를 들어, 특허문헌 1은 미세조직이 면적분율로 30~60%의 등축 페라이트 및 40~70%의 베이나이트 혼합조직을 주된 상으로 하는 저온파괴인성 및 균일연신율이 우수한 강재를 제조하는 방법에 관한 것으로, Ni, Nb 및 Mo를 함유한 강재를 미재결정역 압하량 65% 이상으로 압연하고, 15~30℃/s의 냉각속도로 Bs 온도까지 냉각한 후, 30~60℃/s 냉각속도로 350~500℃까지 냉각하는 공정을 특징으로 한다.

특허문헌 2는 미세조직이 면적분율로 50~65%의 페라이트, 30~40%의 베이나이트 및 5~10%의 도상 마르텐사이트를 포함하고, 상기 페라이트의 평균 유효 결정립 크기가 10㎛ 이하, 상기 베이나이트의 평균 유효 결정립 크기가 20㎛ 이하인 균일연신율 및 저온파괴인성이 우수한 강재를 제조하는 방법에 관한 것으로, 오스테나이트 단상역에서 압연 종료하고, 오스테나이트와 페라이트 2상 영역에서 강판을 수냉하여 Ms+50~Ms+110℃에서 냉각을 종료한 후 강판을 상온으로 공냉 또는 방냉시켜 셀프-템퍼링(Selftempering)하는 것을 특징으로 한다.

또한, 특허문헌 3은 미세조직이 면적분율로 65~80%의 공냉 페라이트, 20~35%의 펄라이트를 포함하고, 상기 공냉 페라이트와 펄라이트의 평균 유효 결정립 크기가 20㎛ 이하인 라인파이프용 강판의 제조방법에 관한 것으로, Tnr-190~Tnr-160℃에서 누적압하율 73~80%로 열간압연하고 상온까지 공냉하는 것을 특징으로 한다.

상기 특허문헌들은 결정립 미세화를 위해 저온압연을 행하는 것을 특징으로 하고 있으나, 저온압연으로 인한 과도한 결정립 미세화는 항복강도의 증가를 야기하기 때문에 항복비가 증가하는 단점을 가질 뿐만 아니라, 결정립 미세화에 의한 DWTT 향상은 한계가 있다.

한국 공개특허공보 제10-2013-0073472호 한국 공개특허공보 제10-2014-0083540호 한국 공개특허공보 제10-2014-0084891호

본 발명의 일 측면에 따르면, 저온인성이 우수하고 항복비가 낮은 강판을 제공하고자 하는 것이다.

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 측면은, 중량%로, C: 0.02~0.08%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8중량%, P: 0.03% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.06% 이하, N: 0.01% 이하, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.05%를 포함하며, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2%, V: 0.005%~0.1%의 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직은 에시큘라 페라이트를 기지조직으로 포함하고,

강판의 두께 중심부 15mm 영역에 두께방향으로 Mn 편석에 의한 베이나이트 띠를 30~100개 포함하는 저온인성이 우수한 저항복비 강판을 제공할 수 있다.

상기 베이나이트 띠의 평균 간격이 50㎛ 이상일 수 있다.

상기 베이나이트 띠의 Mn 함량이 기지조직의 Mn 함량 대비 1.5배 이상일 수 있다.

상기 기지조직의 경도는 220Hv 이하이고, 상기 베이나이트 띠의 경도는 250Hv 이상일 수 있다.

상기 강판은 -60℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상이고, 상온에서의 항복비가 88% 이하이며, 항복강도가 450MPa 이상일 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.02~0.08%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8중량%, P: 0.03% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.06% 이하, N: 0.01% 이하, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.05%를 포함하며, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2%, V: 0.005%~0.1%의 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강으로 연속주조 시, 강 슬라브 두께 중심부의 용강을 유동시키는 강 슬라브 제조하는 단계;

제조된 강 슬라브를 재가열하는 단계;

상기 재가열된 슬라브를 조압연하는 단계;

상기 조압연된 슬라브를 Ar3~Ar3+200℃의 열간압연 마무리 온도로 열간압연하는 단계; 및

상기 열간압연된 강판을 Ar3-50~Ar3+100℃의 온도범위에서 냉각 개시하여 300~600℃의 온도범위까지 5~100℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 저항복비 강판의 제조방법을 제공할 수 있다.

상기 강 슬라브 제조하는 단계는 연속주조 시 응고완료 30~70% 시점에 전자기를 이용하여 용강을 유동시키는 것일 수 있다.

상기 재가열하는 단계는 1100~1300℃의 온도범위에서 2시간 이상 재가열하는 것일 수 있다.

상기 열간압연하는 단계는 50% 이상의 누적압하율로 행하는 것일 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 과도한 결정립 미세화 없이, -60℃의 저온에서 DWTT 연성파면율 특성이 우수함과 동시에, 상온에서 저항복비를 가지는 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 중심부의 두께방향 편석부를 나타내는 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직과 경도를 나타내는 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 중심부 영역의 기지조직과 편석부의 성분을 나타내는 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강과 비교강의 -60℃ DWTT 실험 파면을 나타내는 것이다.

이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.

종래에 저온 DWTT 보증온도가 낮아질수록 압연온도를 하향하여 결정립을 미세화하는 기술을 사용해왔으나, 결정립의 미세화는 항복강도를 증가시켜 항복비를 상승시키는 주요 원인이 되어, 저온 DWTT 특성과 저항복비의 동시 확보에 걸림돌이 되어왔다.

이에, 본 발명의 연구자들은 연구와 실험을 거듭하면서, 통상적으로 강판의 품질에 악영향을 미치는 중심부 편석을 역이용하는 기술을 구상하게 되었으며, 이를 통하여 저온압연에 의한 과도한 결정립 미세화 없이, 항복비를 낮추고 저온 DWTT 특성을 향상시킬 수 있는 기술을 개발하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

본 발명은 강판의 두께 중심부 영역에 미세한 편석을 균일하게 분산시킴으로써 간헐적 파괴를 유도하여 저온 DWTT 특성을 향상시킴과 동시에, 편석부와 기지조직의 미세조직 차이에 기인한 경도 차이로 저항복비를 가지는 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량%를 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, C: 0.02~0.08%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8중량%, P: 0.03% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.06% 이하, N: 0.01% 이하, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.05%를 포함하며, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2%, V: 0.005%~0.1%의 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

탄소(C): 0.02~0.08%

탄소(C)는 다른 성분과 함께 제조방법과 밀접하게 관련되어 있는 원소로, 강 성분 중에서도 강재의 특성에 가장 큰 영향을 미친다. 탄소(C)의 함량이 0.02% 미만이면 제강공정 중 성분제어 비용이 과도하게 발생하고, 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화될 뿐만 아니라 강도확보가 어려운 반면, 그 함량이 0.08%를 초과하면 강판의 저온인성이 감소하고 용접성을 떨어뜨리는 문제가 발생한다.

따라서, 탄소(C)의 함량은 0.02~0.08%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.03~0.07%일 수 있다.

실리콘(Si): 0.1~0.5%

실리콘(Si)은 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강재의 강도를 높이는 역할을 한다. 실리콘(Si)의 함량이 0.5%를 초과하면 소재의 저온인성이 나빠지고 용접성을 저해하며 압연 시 스케일 박리성을 저하시키는 반면, 그 함량이 0.1% 미만이면 제조비용이 증가하게 된다.

따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.1~0.5%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.15~0.35%일 수 있다.

망간(Mn): 0.8~1.8%

망간(Mn)은 저온인성을 저해하지 않으면서 강의 소입성을 향상시키는 원소이다. 망간(Mn)의 함량이 1.8%를 초과하면 중심편석이 과도하게 발생하여 저온인성이 저하됨은 물론 강의 경화능을 높이고 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 반면, 그 함량이 0.8% 미만이면 강도확보를 위한 합금원소의 비용이 증가하는 문제점이 발생한다.

따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.8~1.8%일 수 있다. 특히, 중심편석 측면에서 보다 바람직하게는 0.8~1.6%, 보다 바람직하게는 1.0~1.5%일 수 있다.

인(P): 0.03% 이하

인(P)은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 저온인성이 감소하는 문제점이 있다.

따라서, 인(P)의 함량은 0.03% 이하일 수 있다. 특히, 저온인성 측면에서 보다 바람직하게는 0.012% 이하일 수 있다.

황(S): 0.003% 이하

황(S)은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.003%를 초과하면 강의 연성, 저온인성 및 용접성을 감소시키는 문제점이 있다.

따라서, 황(S)의 함량은 0.003% 이하일 수 있다. 특히, S는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 저온인성을 저하시키기 때문에, 보다 바람직하게는 0.002% 이하일 수 있다.

알루미늄(Al): 0.06% 이하

알루미늄(Al)은 용강 중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 수행하는 원소로, 알루미늄(Al)은 강재 내에 충분한 탈산력을 갖출 정도로 첨가되는 것이 일반적이다. 다만, 그 함량이 0.06%를 초과하면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 저온인성을 저해하는 문제점이 발생한다.

따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.06% 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.04% 이하일 수 있다.

질소(N): 0.01% 이하

질소(N)는 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.01%를 상한으로 한정할 수 있다. 질소(N)는 Al, Ti, Nb, V등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 방해하며 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 함량이 0.01%를 초과하면 고용상태의 질소(N)가 존재하게 되고, 고용상태의 질소(N)는 저온인성에 악영향을 미치게 된다.

따라서, 질소(N)의 함량은 0.01% 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.007% 이하일 수 있다.

니오븀(Nb): 0.005~0.08%

니오븀(Nb)은 슬라브 재가열 시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 탄소와 결합하여 석출함으로써 항복비의 증가를 최소화하면서 강의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 한편, 니오븀(Nb)이 0.005% 미만이면 첨가에 의한 강도의 증가효과가 없을 뿐만 아니라, 소입성이 감소하여 에시큘라 페라이트 조직의 확보가 어렵다. 반면, 그 함량이 0.08%를 초과하면 오스테나이트 결정립이 필요 이상으로 미세화 될 뿐만 아니라 조대 석출물에 의한 저온인성이 감소하게 된다.

따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.005~0.08%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.02~0.06%일 수 있다.

티타늄(Ti): 0.005~0.05%

티타늄(Ti)은 슬라브 재가열 시, N과 결합하여 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 효과적인 원소이다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만이면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 저온인성을 감소시키는 반면, 그 함량이 0.05%를 초과하면 조대한 Ti계 석출물이 형성되어 저온인성이 감소하는 문제점이 발생한다.

따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.05%일 수 있다. 특히, 저온인성 측면에서 보다 바람직하게는 0.005~0.03%일 수 있다.

하기 Cr, Ni, Mo 및 V은 강도 및 저온인성 확보를 위해 1종 이상 포함될 수 있다. 강판의 두께가 증가할수록 냉각속도가 감소하므로, 두께의 증가에 따라 포함되는 종류 및 양이 증가될 수 있다.

크롬(Cr): 0.05~0.3%

크롬(Cr)은 슬라브 재가열 시, 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키고 강판의 강도를 확보하는데 기여하는 원소이다. 크롬(Cr)의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 효과를 확보할 수 없는 반면, 그 함량이 0.3%를 초과하면 저온인성 및 용접성을 열화시키는 문제점이 있다.

따라서, 크롬(Cr)의 함량은 0.05~0.3%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.1~0.25%일 수 있다.

니켈(Ni): 0.05~0.3%

니켈(Ni)은 강의 인성을 향상시키는 원소로 저온인성의 열화 없이 강의 강도를 증가시키기 위해서 첨가된다. 니켈(Ni)의 함량이 0.05% 미만이면 첨가로 인한 강도 증가의 효과가 없는 반면, 0.3%를 초과하면 첨가에 의한 비용이 증가하게 된다.

따라서, 니켈(Ni)의 함량은 0.05~0.3%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.1~0.25%일 수 있다.

몰리브덴(Mo): 0.02~0.2%

몰리브덴(Mo)은 Cr과 유사하거나 보다 적극적인 효과를 가지는 원소로 강재의 소입성을 증가시키고 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.02% 미만이면 강의 소입성을 확보하기 어려운 반면, 그 함량이 0.2%를 초과하면 상부 베이나이트(Upper Bainite) 조직을 형성하여 저온인성이 취약해지는 문제점이 발생한다.

따라서, 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.02~0.2%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.05~0.12%일 수 있다.

바나듐(V): 0.005~0.1%

바나듐(V)은 강재의 소입성을 증가시켜 강도를 증가시키는 원소이다. 바나듐(V)의 함량이 0.005% 미만이면 소입성 증가에 효과가 없는 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하면 과도한 석출로 저온인성이 감소하고 합금원소의 비용이 증가하는 문제점이 있다.

따라서, 바나듐(V)의 함량은 0.005~0.1%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.005~0.05%일 수 있다.

본 발명의 강재는, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직은 면적%를 기준으로 한다.

상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 강판은 미세조직으로 에시큘라 페라이트의 기지조직을 가지고, 강판의 두께 중심부 15mm 영역에 두께방향으로 Mn 편석에 의한 베이나이트의 띠가 30개 이상 내지 100개 미만, 베이나이트 간의 평균간격이 50 ㎛ 이상, 베이나이트부의 Mn 함량은 기지조직 대비 1.5배 이상이고, 에시큘라 페라이트의 경도는 220 Hv 이하, 베이나이트부의 경도는 250 Hv 이상일 수 있다.

기지조직으로 에시큘라 페라이트를 가질 수 있다.

본 발명의 강재는 저온 DWTT 특성이 우수한 강으로 저온인성이 우수한 에시큘라 페라이트의 미세조직으로 제조하는 것이 바람직하다. 하지만, 에시큘라 페라이트만으로는 -60℃의 극저온 DWTT 특성과 저항복비를 동시에 만족시키기 어려우므로, 이를 동시에 만족시키기 위해 기지조직 내부에 고경도의 이차상을 분산시키는 것이 필요하다.

에시큘라 페라이트에 Mn 편석에 의한 베이나이트 띠가 형성되며, 베이나이트 띠는 강판의 두께 중심부 15mm 영역에서 두께방향으로 30~100개이며, 베이나이트 간의 평균간격이 50㎛ 이상일 수 있다.

강판 두께 중심부에는 강 슬라브 제조공정 중에 분산된 Mn 편석으로 인해, 열간압연 및 냉각 후에 두께 중심부 15mm의 영역에 Mn 편석에 의한 베이나이트가 분산된 것을 특징으로 한다.

강판 두께방향으로 베이나이트의 띠의 개수가 30개 미만이면 간헐적 파괴 및 저항복비 확보에 용이하지 않고, 100개를 초과하면 과도한 편석으로 인해 저온인성이 열화되는 원인이 된다.

베이나이트 간의 평균간격은 저온파괴 시 균열 전파면과 수직인 간헐적 파괴를 유도하기 위하여 50㎛ 이상으로 제한할 수 있다. 그 간격이 50㎛ 미만이면 분산되는 효과를 확보하지 못하고 하나의 편석으로 인해 균열이 발생하는 문제점이 있다. 베이나이트 간의 평균간격의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 두께 중심부 영역에 베이나이트 띠의 개수를 고려하여, 바람직하게는 500㎛ 이하일 수 있다.

베이나이트부의 Mn 함량은 기지조직 대비 1.5배 이상이고, 에시큘라 페라이트의 경도는 220Hv 이하, 베이나이트부의 경도는 250Hv 이상일 수 있다.

베이나이트의 띠는 기지조직 대비 경도가 높을 때 기지조직과의 계면경도 차이에 의한 저항복비 확보가 가능하고, 간헐적 파괴를 유도할 수 있으므로, 베이나이트 경도를 충분히 확보하기 위해서 기지조직 대비 베이나이트 띠의 Mn 함량을 1.5배 이상 확보하여야 하며, 기지조직의 경도를 220Hv 이하, 베이나이트부의 경도를 250Hv 이상으로 제한한다. 베이나이트부의 Mn 함량은 기지조직 대비 높을수록 바람직하며, 합금조성의 Mn 함량이 한정되어있는 바, 기지조직 대비 베이나이트부의 Mn 함량의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 바람직하게는 15배 이하일 수 있다. 또한, 기지조직의 경도 하한 및 베이나이트부의 경도 상한을 특별히 한정하지 않지만, 바람직하게 기지조직의 경도는 150Hv 이상일 수 있으며, 베이나이트부의 경도는 350Hv 이하일 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브 제조, 재가열, 열간압연 및 냉각하여 제조될 수 있다.

강 슬라브 제조

상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 제조하기 위하여 연속주조 시, 응고완료 30~70% 시점에 전자기를 이용하여 강 슬라브 두께 중심부의 용강을 유동시킬 수 있다.

본 발명의 강 슬라브 제조방법으로 제조된 강 슬라브는 기존방법으로 제조된 강 슬라브 대비 편석의 차이가 발생한다. 기존방법으로 제조된 강 슬라브는 두께 중심부가 가장 늦게 응고하는 특징 때문에 Mn과 같은 원소가 두께 중심부에 농축되고, 슬라브의 두께 중심부에 1줄의 고농도 Mn 편석이 발생하게 된다.

이에 반해, 본 발명의 강 슬라브 제조방법으로 강 슬라브를 제조할 경우, 응고 전에 두께 중심부의 용강을 유동시킴으로써 미세한 편석이 중심부 내에 분산되는 특징을 가진다. 용강을 유동시키는 시점이 응고완료 70%를 초과하면 용강 유동이 어려운 반면, 그 시점이 30% 미만이면 Mn이 강 슬라브 전체에 분산되게 되어, 미세한 Mn 편석부를 형성하기 어려운 문제점이 있다.

재가열

제조된 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 2시간 이상 가열할 수 있다.

재가열 온도는 강 슬라브를 열간압연하기 위해 고온으로 가열하는 공정으로, 재가열 온도가 1300℃를 초과하면 스케일 결함이 증가할 뿐만 아니라, 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강의 소입성을 증가시키고, 기지조직이 상부 베이나이트가 되어 저온인성이 저하된다. 반면, 그 온도가 1100℃ 미만이거나, 재가열 시간이 2시간 미만이면 합금원소가 충분히 용해되지 않는 문제점이 있다.

열간압연

재가열된 강 슬라브를 Ar3~Ar3+200℃의 열간압연 마무리 온도, 50% 이상의 누적압하율로 열간압연할 수 있다.

열간압연 마무리 온도가 Ar3+200℃를 초과하면 결정립 성장에 의한 소입성 증가로 상부 베이나이트 조직이 형성되어 저온인성을 저하시키는 반면, 그 온도가 Ar3℃ 미만이면 냉각 개시온도가 과도하게 낮아지게 되어 기지조직이 공냉 페라이트와 상부 베이나이트의 복합조직이 되는 문제점이 발생한다.

열간압연 시 누적압하율이 50% 미만이면 중심부까지 압연에 의한 재결정이 발생하지 않아 중심부 결정립이 조대화되고 저온인성이 열화되는 문제점이 있다.

냉각

열간압연된 강판을 Ar3-50~Ar3+100℃의 온도범위에서 냉각 개시하여 300~600℃의 온도범위까지 5~100℃/s의 냉각속도로 냉각할 수 있다.

냉각개시온도가 Ar3+100℃를 초과하면 냉각종료온도의 확보가 어려운 반면, 그 온도가 Ar3-50℃ 미만이면 기지조직이 공냉 페라이트와 상부 베이나이트의 복합조직이 되는 문제점이 있다.

냉각종료온도가 300℃ 미만이면 중심부의 MA 분율이 높아지게 되어 저온인성 및 수소취성에 악영향을 미치게 되는 반면, 그 온도가 600℃를 초과하면 중심부의 상변태가 완료되지 않아 강도확보가 어렵게 된다.

본 발명에서 냉각속도는 강판의 t/4 지점(t: 강판의 두께)의 냉각속도이다. 냉각속도가 5℃/s 미만이면 중심부의 결정립이 조대화되어 강재의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 반면, 그 속도가 100℃/s를 초과하면 기지조직이 상부 베이나이트가 되는 문제점이 있다.

상기와 같이 제조된 본 발명의 강판은 -60℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상임과 동시에, 상온에서의 항복비가 88% 이하이며, 항복강도가 450MPa 이상인 저온인성이 우수하면서도 낮은 항복비를 가지는 특성을 구비할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

(실시예)

하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 표 2의 조건으로 주조, 재가열, 열간압연 및 냉각하여 강판을 제조하였다. 하기 표 1의 조성 및 표 2의 제조공정 조건에 따르는 것을 제외하고는 동일한 공정에 의해 제조된 것이며, 구체적으로 표 2의 조건으로 열간압연을 수행하되, 통상의 조건으로 조압연을 수행한 후, 표 2의 조건으로 압연 후 냉각을 수행한 것이다. 하기 표 2의 용강 유동 시점은 응고완료 100%를 기준으로 적용되었다.

강종	합금조성(중량%)													두께 (mm)	Ar3 (℃)
	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ni	Cr	Mo	Nb	Ti	V
A	0.065	0.25	1.32	0.01	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.21	0	0.043	0.012	0.02	28.50	777
B	0.055	0.24	1.31	0.008	0.0012	0.023	0.004	0.18	0	0.14	0.041	0.013	0	30.50	775
C	0.057	0.25	1.44	0.008	0.0008	0.031	0.005	0.21	0.12	0.06	0.05	0.011	0.02	20.60	763
D	0.061	0.24	1.32	0.011	0.0009	0.029	0.006	0	0	0	0.035	0.012	0	30.50	793
E	0.07	0.22	1.22	0.006	0.001	0.038	0.004	0.16	0.19	0.08	0	0.013	0	30.50	781

Ar3 = 910-310*[C]-80*[Mn]-20*[Cu]-15*[Cr]- 55*[Ni]-80*[Mo]+0.35*(두께-8)

(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] 및 [Mo]은 각 원소의 중량%이며, 두께의 단위는 mm이다.)

시편 번호	강종	주조	재가열		열간압연		냉각
		용강 유동 시점 (%)	가열 온도 (℃)	가열 시간 (hr)	마무리 온도(℃)	누적 압하율(%)	개시 온도 (℃)	종료 온도 (℃)	속도 (℃/s)
1	A	46	1166	4.3	893	80	790	493	46
2	B	42	1158	4	918	77	796	444	51
3	C	미실시	1149	4.3	850	75	803	468	55
4	D	43	1145	4.2	875	75	789	498	48
5	E	65	1156	3.9	895	77	795	503	38
6	B	19	1143	4.3	873	75	797	434	45
7	B	81	1150	4.2	879	75	801	453	49
8	B	47	1171	4.5	998	75	802	465	47
9	B	37	1119	3.7	706	80	653	421	28
10	B	49	1148	4.3	879	75	893	633	43
11	B	51	1165	3.1	870	75	791	597	4
12	B	64	1147	4.4	865	75	789	412	121

표 3에는 실시예의 미세조직 및 기계적 성질의 결과를 나타내었다. 미세조직 및 베이나이트 띠의 개수는 전자 현미경을 이용하여 관찰하였으며, 각 조직의 Mn 함량은 EDS 분석을 통해 측정하였다. 여기서, 베이나이트 띠의 개수는 강판의 1/2t 지점(t: 강판의 두께)을 중심으로 두께방향으로 총 15mm의 영역에서 측정된 값이다. 그리고, 비커스 경도 시험기를 이용하여 0.1kg의 하중으로 조직의 경도를 측정하였으며, DWTT 연성파면율은 -60℃에서 평가하였다.

시편 번호	강종	미세조직					기계적 성질			구분
		기지조직	중심부 15mm 베이나이트 띠 개수(개)	기지조직 경도 (Hv(0.1))	베이나이트 띠 경도 (Hv(0.1))	Mn 함량 비 (베이나이트 띠/기지조직) (배)	항복 강도 (MPa)	항복비 (%)	DWTT 연성파면율 (-60℃)
1	A	AF	63	198	269	2.0	523	85	99	발명강1
2	B	AF	55	203	271	1.9	475	83	100	발명강2
3	C	AF	1	199	296	2.3	506	89	8	비교강1
4	D	F	16	183	243	1.8	429	86	89	비교강2
5	E	AF+F	39	189	256	1.5	444	85	91	비교강3
6	B	AF	21	195	257	1.9	486	91	59	비교강4
7	B	AF	17	196	279	2.1	493	90	29	비교강5
8	B	UB	56	255	275	2.0	496	90	73	비교강6
9	B	F+UB	42	191	259	1.8	412	83	88	비교강7
10	B	AF+F	13	190	248	1.6	438	86	91	비교강8
11	B	F	9	183	244	1.6	399	86	94	비교강9
12	B	UB	51	264	295	1.8	527	90	69	비교강10

AF: 에시큘라 페라이트, F: 페라이트, UB: 상부 베이나이트

상기 표 3의 발명강 1 및 2는 본 발명에서 제안하는 성분, 주조조건, 재가열, 압연 및 냉각조건을 만족하는 것으로, 기지조직으로 저온인성에 유리한 에시큘라 페라이트를 형성하고 있으며, 주조 시 용강 유동으로 중심부 15mm 두께의 영역에 베이나이트 띠의 개수가 본 발명에서 제안하는 30~100개를 만족함과 동시에, 기지조직 대비 편석부의 Mn 농도가 1.5배 이상으로 만족하고, 기지조직의 경도, 베이나이트 띠의 경도도 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하고 있다. 더하여, 표 3의 발명강들은 상기 특징을 만족함과 동시에 항복강도 450MPa 이상, 항복비 88% 이하 및 -60℃에서의 DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하고 있다.

비교강 1은 표 2에서와 같이 본 발명에서 제안하는 용강 유동을 적용하지 않은 강으로, 표 3과 같이 강판 중심부 15mm 영역에 편석을 분산하지 못하여 1개의 편석 띠만 생성되었고, 이로 인해 항복비 및 DWTT 특성이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하였다.

비교강 2 및 3은 표 1에서와 같이 본 발명에서 제안하는 성분 범위를 벗어난 경우로, 비교강 2는 합금원소의 함량이 충분하지 못하여, 편석 띠에서 경도 250Hv 이상을 만족하지 못함과 동시에, 띠의 수에 있어서도 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하였다. 또한, 표 3과 같이 항복강도도 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하였다. 비교강 3은 표 1에서와 같이 본 발명에서 제안하는 Nb 함량의 하한을 만족하지 못한 경우로, 기지조직으로 에시큘라 페라이트와 함께 페라이트도 형성된 경우이며, 페라이트의 형성으로 인해 항복강도가 본 발명에서 제안하는 범위를 충족하지 못하였다.

비교강 4는 본 발명에서 제안하는 용강 유동 시점 범위를 충족하지 못한 경우로, 비교강 4는 편석이 강판 전체적으로 분산되어 중심부의 베이나이트 띠의 개수가 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하였다. 이로 인해 항복비 및 DWTT 특성이 본 발명에서 제안하는 범위를 충족하지 못하였다.

비교강 5는 본 발명에서 제안하는 용강 유동 시점 범위를 벗어난 경우로, 비교강 5는 편석이 충분히 분산되지 않아 베이나이트 띠의 개수가 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하여, 항복비 및 DWTT 특성이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하였다.

비교강 6은 성분 및 슬라브 제조공정은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하고 있으나, 표 2와 같이 열간압연 마무리 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하는 경우로, 오스테나이트의 미세화 부족으로 냉각 후 기지조직으로 상부 베이나이트가 형성되었다. 이로 인해, 기지조직의 경도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여, 베이나이트 띠와의 경도차이 부족으로 항복비가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하였으며, DWTT 특성도 범위를 벗어나게 되었다.

비교강 7은 표 2에서와 같이 본 발명에서 제안하는 열간압연 마무리 온도를 충족하지 못한 경우이며, 열간압연 마무리 온도가 낮아 냉각개시온도 또한 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못한 경우로, 기지조직으로 공냉 페라이트와 상부 베이나이트가 형성되었다. 상부 베이나이트의 형성은 공냉 페라이트의 형성으로 탄소가 오스테나이트로 농축 되고, 수냉 시에 오스테나이트의 높은 소입성으로 인한 것이다. 따라서, 표 3에서와 같이, 공냉 페라이트의 형성으로 본 발명에서 제안하는 항복강도 범위를 만족하지 못하였다.

비교강 8은 표 2에서와 같이 냉각개시온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우로, 냉각개시온도가 높아 냉각종료온도도 함께 증가하여 본 발명의 범위를 벗어났다. 비교강 8은 표 2와 같이 높은 냉각종료온도로 인해, 표 3에서와 같이 에시큘라 페라이트 상변태가 충분하지 못하고 페라이트도 함께 형성된 경우로, 냉각량 부족으로 인해 강판의 중심부 15mm 영역의 베이나이트 띠의 개수와 경도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났으며, 항복강도 또한 범위를 벗어나게 되었다.

비교강 9 및 10은 표 2에서와 같이 냉각속도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우로, 표 3에서와 같이 본 발명의 범위를 충족하지 못하는 비교강 9는 페라이트, 본 발명의 범위를 초과한 비교강 10은 상부 베이나이트의 조직이 형성되어 베이나이트 띠의 특성 및 기지조직의 경도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났으며, 항복강도, 항복비 및 DWTT 특성 또한 범위를 벗어나게 되었다.

이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

1. 중량%로, C: 0.02~0.08%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8중량%, P: 0.03% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.06% 이하, N: 0.01% 이하, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.05%를 포함하며, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2%, V: 0.005%~0.1%의 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
   미세조직은 에시큘라 페라이트를 기지조직으로 포함하고,
   강판의 두께 중심부 15mm 영역에 두께방향으로 Mn 편석에 의한 베이나이트 띠를 30~100개 포함하며,
   -60℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상인 저온인성이 우수한 저항복비 강판.
   
2. 제1항에 있어서,
   상기 베이나이트 띠의 평균 간격이 50㎛ 이상인 저온인성이 우수한 저항복비 강판.
   
3. 제1항에 있어서,
   상기 베이나이트 띠의 Mn 함량이 기지조직의 Mn 함량 대비 1.5배 이상인 저온인성이 우수한 저항복비 강판.
   
4. 제1항에 있어서,
   상기 기지조직의 경도는 220Hv 이하이고, 상기 베이나이트 띠의 경도는 250Hv 이상인 저온인성이 우수한 저항복비 강판.
   
5. 제1항에 있어서,
   상기 강판은 상온에서의 항복비가 88% 이하이며, 항복강도가 450MPa 이상인 저온인성이 우수한 저항복비 강판.
   
6. 중량%로, C: 0.02~0.08%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8중량%, P: 0.03% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.06% 이하, N: 0.01% 이하, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.05%를 포함하며, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2%, V: 0.005%~0.1%의 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강으로 연속주조 시, 용강의 응고완료 37~65% 시점에 전자기를 이용하여 강 슬라브 두께 중심부의 용강을 유동시키는 강 슬라브 제조하는 단계;
   제조된 강 슬라브를 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 슬라브를 조압연하는 단계;
   상기 조압연된 슬라브를 Ar3~Ar3+200℃의 열간압연 마무리 온도로 열간압연하는 단계; 및
   상기 열간압연된 강판을 Ar3-50~Ar3+100℃의 온도범위에서 냉각 개시하여 300~600℃의 온도범위까지 5~100℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 저항복비 강판의 제조방법.
   
7. 삭제
8. 제6항에 있어서,
   상기 재가열하는 단계는 1100~1300℃의 온도범위에서 2시간 이상 재가열하는 것인 저온인성이 우수한 저항복비 강판의 제조방법.
   
9. 제6항에 있어서,
   상기 열간압연하는 단계는 50% 이상의 누적압하율로 행하는 것인 저온인성이 우수한 저항복비 강판의 제조방법.
   

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