KR101018159B1

KR101018159B1 - 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101018159B1
Application number: KR1020080045190A
Authority: KR
Inventors: 안성수; 유장용; 김기호; 박충재; 이태우
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2008-05-15
Filing date: 2008-05-15
Publication date: 2011-02-28
Also published as: KR20090119263A

Abstract

본 발명은 오스테나이트 변태 온도 이상에서 냉각 속도를 제어하여 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주된 조직으로 가지며, 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A) 조직을 제2상 조직으로 가지는, C : 0.03 ~ 0.10 중량%, Si : 0.1 ~ 0.4 중량%, Mn : 1.8 중량% 이하, Ni : 1.0 중량% 이하, Ti : 0.005~0.03 중량%, Nb : 0.02~0.10 중량%, Al : 0.01~0.05 중량%, Ca : 0.006 중량%이하, N : 0.001 ~ 0.006 중량%, P : 0.02 중량%이하, S : 0.005 중량%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판을 제공한다.

본 발명에 의한 강판 및 강판의 제조방법에 의할 경우, Mo와 같은 고가 원소를 첨가하지 않아도 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 효과적으로 생성시킬 수 있어, 고강도 및 고인성 특성을 확보할 수 있는 고강도 강재를 경제적이고 효율적으로 제조할 수 있다.

침상형 페라이트, 베이나이트, 냉각 속도, 다각형 페라이트, TMCP

Description

저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 라인파이프, 건축 구조물, 해양 구조물 등으로 사용되는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온인성이 우수하여 혹독한 환경에서도 안정적으로 사용이 가능한 고강도 강판 및 제조방법에 관한 것이다.

라인파이프의 운용 효율을 높이기 위해서는 단위 시간 당 수송할 수 있는 원유 또는 가스의 양을 증가시킬 필요가 있는데, 이를 위해서는 필연적으로 일정한 강재의 강도가 확보되어야 한다. 또한, 원유 및 가스 채굴 지역이 점차 한랭지로 옮겨감에 따라 저온인성의 확보도 필수적으로 요구된다. 나아가 건축 구조물 및 해양 구조물의 경우에도 대형 구조물의 수요증가 및 운용 조건(운용온도, 연결부 구조 등)의 가혹화 등으로 인하여 고강도 및 고인성의 강재에 대한 요구가 점차 증가하고 있다.

종래에는 강도향상을 위해서 주로 경화능을 향상시키는 원소를 첨가하여 냉각시 저온변태상을 형성함으로써 강판의 경도 및 강도도 향상시킬 수 있는 기술이 제안되었는데, 이와 같이 마르텐사이트와 같은 저온변태조직이 강판 내부에 형성되면 강판내부의 잔류응력으로 인하여 강판의 인성이 극히 열악해질 수 있다는 문제를 가지고 있었다. 즉, 강판의 강도와 인성은 종래에는 양립하기 어려운 두 가지 물성으로서 강판의 강도가 증가하면 인성이 감소한다는 것이 일반적인 인식이었다.

이후에도 강판의 강도와 인성을 동시에 확보하여 고강도 강재를 제공하고자 하는 노력은 계속되었는데, 이러한 일환에서 나타난 것이 TMCP(Thermo Mechanical Controlling Process) 방법이다. 상기 TMCP는 강판에 대하여 기계적 가공과 동시에 열이력을 부여하여 강판의 물성을 원하는 물성으로 변화시키는 가공법을 총칭하는 의미로서, 다양한 형태로 변경되어 사용되고 있으나, 주로 정해진 온도 및 엄격한 조건 하에서 압연하는 제어압연 공정 및 적절한 범위의 냉각속도로 강판을 냉각하는 가속냉각 공정으로 이루어져 있다.

이러한 TMCP법을 이용할 경우, 강판내부에 미세한 결정립을 형성시키고 조직을 적절히 원하는 형태로 제어함으로써 이론상으로는 원하는 물성을 어느 정도까지는 원활하게 제어할 수 있다.

그러나 TMCP의 가속냉각을 통하여 원하는 강도를 가진 강판을 제조하기 위해 서는 종래기술과 마찬가지로 경질 조직을 형성시킬 필요가 있다. 따라서 여전히 경질 조직인 저온 변태 조직을 형성하기 위하여 경화능을 향상시키는 합금원소를 첨가하는 것이 필요하였고, 이러한 경화능 향상 원소는 가격이 높아 제조원가를 상승시키는 문제점을 야기한다. 따라서, 고강도 강재 분야에서는 강재의 강도 수준을 높이기 위하여 연구개발이 이루어지고 있으며 아울러 저온인성을 확보할 수 있는 노력이 지속적으로 이루어져 왔다.

일반적으로 TMCP에 의한 압연방법은 크게 두 가지로 나뉘어진다. 먼저 오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도인 Ar₃ 이상의 온도에서 압연을 마치고 가속냉각을 실시하는 단상역 압연법, 그리고 Ar₃ 이하의 온도에서 압연을 마치고 냉각을 실시하는 이상역 압연법이 그것이다. 단상역 압연법은 이상역 압연법에 비하여 압연 온도가 높아 압연 설비의 부하가 적게 들고 압연시간이 적어 제조원가를 낮출 수 있는 장점이 있는 반면, 냉각 중에 변태조직이 형성될 수 있어 강도를 향상시키기 위하여 경화능이 우수한 값비싼 합금원소들의 첨가가 요구되어 합금원소 첨가에 의한 제조원가 부담이 있으며, 또한 냉각 중 제조 판재 내부에서 불균일한 변태가 발생하여 판형상이 나쁘게 제조되는 경우가 많은 문제점을 갖는다. 반면 이상역 압연법의 경우 압연 중에 변태조직을 형성하므로 경화능 원소를 적게 첨가할 수 있어 합금원소 첨가에 따른 원가 상승 문제는 없으나, 압연온도가 낮아 압연설비에 부하를 주며 제조시간이 길어 제조 원가가 상승하는 문제를 가지고 있다.

기존에 TMCP를 활용하여 구조용 강재를 제조하는 다양한 방법들이 제안되어 왔는데, Ar₃ 직상에서 압연을 마무리하고, 약 150~500℃로 가속냉각을 실시하는 과정을 거쳐 저온변태상인 베이나이트나 마르텐사이트 조직을 가지는 강재를 제조하는 기술이 그러한 예이다. 하지만 이러한 기술은 초기 냉각속도에 따라 다각형 페라이트가 생성될 수 있어 합금성분에 따라 적합한 냉각속도를 도출하기가 쉽지 않다. 또한, Ar₃ 직상까지 압연을 실시하게 되어 압연설비에 부하를 줄 뿐 아니라 압연시간이 길어지게 되어 제조원가를 높이게 된다.

또 다른 예로서 TMCP를 이용하면서 충분한 저온인성을 확보하기 위하여 냉각 완료 후 Ac₁ 변태온도(가열시 페라이트가 오스테나이트로 변태하는 온도) 이하에서 템퍼링을 추가적으로 수행하는 공정이 포함된 기술이 있다. 하지만 이러한 기술은 강판을 냉각한 후에 다시 냉각 후 템퍼링을 실시하기 위하여 가열 단계가 포함되어야 하므로, 강재 생산을 위한 에너지 사용량이 증가하고 추가되는 템퍼링 공정으로 인한 원가 상승의 문제가 여전히 존재하였다.

따라서, 이러한 문제점을 해결할 수 있는 획기적이고 안정적인 강재의 제조방법이 끊임없이 요구되고 있는 실정이다.

본 발명은 상기의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 고원가의 합금원소를 첨가하지 않을 뿐 아니라 압연시간을 단축하여 제조원가를 낮추고 강도 및 저온인성 우수한 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것을 발명의 목적으로 한다.

본 발명은, C : 0.03 ~ 0.10 중량%, Si : 0.1 ~ 0.4 중량%, Mn : 1.8 중량% 이하, Ni : 1.0 중량% 이하, Ti : 0.005~0.03 중량%, Nb : 0.02~0.10 중량%, Al : 0.01~0.05 중량%, Ca : 0.006 중량%이하, N : 0.001 ~ 0.006 중량%, P : 0.02 중량%이하, S : 0.005 중량%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판을 제공한다. 상기 강판의 미세조직은 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주된 조직으로 가지며, 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A) 조직을 제2상 조직을 가질 수 있으며, 상기 침상형 페라이트의 결정립 크기는 10㎛ 이하(0을 제외)이며, 상기 베이나이트 조직의 패킷 크기는 5㎛ 이하(0을 제외)로 제한할 수 있다. 또한, 상기 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A) 조직은 면적분율 기준으로 10% 이하(0을 제외)일 수 있으며, 이러한 상기 고강도 강판은 항복강도가 500~650MPa이며, -40℃에서의 샤르피(Charpy) 충격 흡수 에너지가 300J 이상일 수 있다.

나아가 본 발명은 상기 조성의 강슬라브에 대하여, 1050 ~ 1180℃에서 가열하는 가열 단계, 오스테나이트 재결정 온도(Tnr) 이상의 온도에서 1회 또는 2회 이상의 다단계 압연하는 제1 압연 단계, Ar₃~T_nr 온도 범위에서 1회 또는 2회 이상의 다단계로 마무리 압연하는 제2 압연 단계, 냉각하여 300~600℃에서 냉각 정지하는 가속 냉각 단계 및 공냉 또는 방냉하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법을 제공한다. 이 경우, 상기 제1 압연 단계의 압하율은 20~80%일 수 있으며상기 제2 압연 단계의 압하율은 60~80%일 수 있다. 또한, 상기 가속 냉각 단계는, 30~60℃/sec의 냉각 속도로 Bs(베이나이트 변태 개시 온도)~Ar₃ 온도 범위까지 냉각하는 제1 냉각 단계 및 10~30℃/sec의 냉각 속도로 300~600℃ 범위까지 냉각하는 제2 냉각 단계를 포함할 수 있다.

본 발명에 의한 강판 및 강판의 제조방법에 의할 경우, Mo와 같은 고가 원소를 첨가하지 않아도 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 효과적으로 생성시킬 수 있어, 고강도 및 고인성 특성을 확보할 수 있는 구조용 강재를 경제적이고 효율적으로 제조할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, 제조 시간을 단축시키고 강판의 강도를 향상시키기 위한 단상역 압연법을 사용하되 초기 냉각속도를 증가시키는 방법을 이용함으로써 강도와 인성이 우수한 조직을 형성할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 조건을 강판의 강판의 조성, 내부조직 및 제조방법의 순서대로 상세히 설명한다.

(성분계)

본 발명에서는 그 대상으로 하고 있는 강판의 조성을 충분한 강도와 용접부 인성을 가질 수 있도록 한정하였다.

C : 0.03 ~ 0.10 중량%

C는 고용강화를 통하여 금속 및 용접부의 기지를 강화하는 가장 효과적인 원소이며, 작은 크기의 세멘타이트, V 및 Nb 탄질화물 및 Mo 탄화물의 형성에 의한 석출경화에 의한 강화 효과를 얻을 수 있다. 이에 더하여, Nb 탄질화물은 열간 압연시 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립 성장을 막음으로써 결정립 미세화를 통하여 강도 및 저온 인성을 동시에 향상시킬 수 있다. 또한, C는 경화능을 향상시켜 냉각 중 강판 내부에 강한 미세조직이 형성되도록 한다. C의 함량이 0.03 중량% 미만이 되면 이러한 강화 효과를 얻을 수 없으며, 반면 0.1 중량%를 초과하여 첨가하면 현장 용접 후 저온균열을 포함하여 기지금속 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다

Si : 0.1 ~ 0.4 중량%

Si는 Al을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 고용강화 원소로도 효과를 나타내기 때문에 0.1 중량% 이상을 첨가한다. 반면, Si을 0.4 중량%를 초과하여 과다하게 첨가하면 압연시 Si에 의한 붉은 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 저하되며 현상 용접성 및 용접 열영향부의 인성이 저하될 수 있다. 단, Al 혹은 Ti가 탈산하는 역할을 수행하므로 탈산을 위하여 Si를 반드시 첨가하여야 하는 것은 아니다

Mn : 1.8 중량% 이하

Mn은 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소로서 첨가할 경우 경화능 증가효과가 있어 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나, 1.8 중량%을 초과하여 첨가시키면 제강공정에서 슬라브 주조시 중심 편석을 조장하고 인성이 저하될 수 있다. 아울러, 과다한 Mn의 첨가는 경화능을 과도하게 향상시켜 현장 용접성을 나쁘게 하여 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다.

Ni : 1.0 중량% 이하

Ni은 저탄소강에서 현장 용접성 및 저온인성을 해지지 않고 물성을 향상시키는 원소이다. 특히 Mn 및 Mo에 비하여, Ni은 저온인성을 저하시키는 도상 마르텐사이트 등의 경질상을 적게 형성시키고, 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 아울러 연속주조 및 열간압연시 Cu 첨가강에서 발생하는 표면균열발생을 억제시킨다. 그러나, Ni은 고가원소이고 과다한 Ni의 첨가는 용접열영향부의 인성을 오히려 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 1.0 중량%로 한정한다.

Ti : 0.005~0.03 중량%

Ti은 미세한 Ti 질화물(TiN)을 형성하여 슬라브 가열시 오스테나이트 결정립 조대화를 억제함으로써 결정립 미세화에 기여한다. 이에 더하여, TiN은 용접 열영향부의 결정립 조대화를 막는 것은 물론 용강 중에 있는 N을 제거함으로써 인성을 향상시키는 역할을 한다. N을 충분히 제거하기 위하여 Ti는 N첨가량의 3.4배 이상이 되는 것이 바람직하다. 따라서, Ti는 기지금속 및 용접 열영향부의 강도 및 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소로써 강 중에 TiN으로 존재하여 압연을 위한 가열 과정에서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며, 또한 질소와 반응하고 남은 Ti가 강 중에 고용되어 탄소와 결합하여 TiC 석출물이 형성되는데, TiC 석출물은 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다. 특히, Al의 첨가량이 매우 적을 경우, Ti는 Ti 산화물을 형성하여 용접 열영향부에 입내 침상형 페라이트(intragranular acicular ferrite)의 핵생성 사이트로 작용한다. 이러한 TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 Ti가 적어도 0.005 중량% 이상 첨가되어야 한다. 한편, 0.03 중량%을 초과하면 Ti 질화물의 조대화 및 Ti 탄화물에 의한 경화가 과도하여 저온인성에 매우 좋지 않으며, 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열되어 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화될 수 있기 때문에 Ti 첨가의 상한은 0.03 중량%로 한다.

Nb : 0.02~0.10 중량%

Nb는 결정립 미세화를 통하여 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 한다. 열간압연 중 생성되는 Nb 탄질화물은 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립 성장을 막아서 오스테나이트 결정립을 미세하게 한다. 특히 Nb는 Mo와 함께 첨가될 때 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립미세화 효과가 증대되고, 석출강화 및 경화능 향상을 통한 강화효과가 두드러진다고 알려져 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여 본 발명에서는 Nb를 0.02 중량% 이상 포함한다. 특히 Nb는 오스테나이트 미재결정 온도(T_nr)을 상승시켜 압연온도를 높일 수 있으므로 제조원가를 낮추기 위해서는 0.035 중량% 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, 0.10 중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 더 이상 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라 과도한 Nb 탄질화물의 석출에 기인되어 오스테나이트 미재결정 온도를 지나치게 높이기 때문에 재질 이방성이 증가하고 비용이 증가하며 용접성 및 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 주게 된다.

Al : 0.01~0.05 중량%

Al은 일반적으로 강의 탈산을 목적으로 첨가한다. 또한, 미세조직을 미세하게 할 뿐 아니라, 용접 열영향부의 조대결정립 영역에서 N을 제거함으로써 열영향부의 인성을 향상시키기 때문에 0.01 중량% 이상을 첨가한다. 그러나, 0.05 중량%를 초과하여 첨가되는 경우에는 Al 산화물(Al₂O₃)을 형성하여 기지금속 및 열영향부의 인성을 저하시킬 수 있다. 또한, Ti 및 Si첨가를 통하여 탈산을 할 수 있으므로, Al을 필수적으로 첨가하여야 하는 것은 아니다.

Ca : 0.006 중량%이하

Ca는 주로 MnS 개재물의 형상을 제어하고 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca첨가는 다량의 CaO-CaS가 형성되고 결합하여 조대한 개재물을 형성할 수 있으므로 강의 청정도 저하는 물론 현장 용접성을 위하여 그 상한을 0.006 중량%로 한정한다.

N : 0.001 ~ 0.006 중량%

N는 슬라브 가열 중 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, TiN 석출물은 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 그러나, 과도한 N 첨가는 슬라브 표면 결함을 조장하고, 용질질소가 있을 경우 기지 및 용접 열영향부의 인성 을 저하시킨다.

P : 0.02 중량%이하

P는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극 저감하여야 할 필요가 있으나, P을 극한까지 저감하기 위해서는 제강 공정부하가 심화되고 0.02 중량%이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로 그 상한을 0.02 중량%로 한다.

S : 0.005 중량%이하

S는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키고, 적열취성을 일으키는 원소로서, 상기 P와 마찬가지로 제강 공정 부하를 고려하여 그 상한을 0.005 중량%로 한정한다.

기타

본 발명에서는 냉각능을 향상시키는 합금원소를 첨가하는 대신 냉각속도로 경화능을 극복할 수 있는 발명이다. 이에 따라 경화능을 향상시키는 대표적인 원소인 Mo, Cr, V 등을 첨가하지 않는 것을 기본으로 한다. 그러나 설비의 제약상 본 발명에서 제시하는 냉각속도의 구현이 어려울 경우 경화능을 향상시키는 원소를 미량 첨가할 수는 있다.

(미세조직)

상술한 성분계를 가지는 강판으로서 판형상이 우수한 고강도 고인성 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 내부조직의 종류와 형상에 대하여 추가적으로 한정할 필요가 있다.

즉, 본 발명에서 제공하는 강판 내부의 미세조직은 도 2에 도시한 바와 같이 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주된 조직으로 가지며, 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A)를 제2상 조직으로 하는 것을 특징으로 한다. 여기서, 침상형 페라이트의 결정립 크기와 베이나이트의 패킷 크기는 충격인성에 매우 큰 영향을 주는 핵심 인자로 작을수록 좋다. 본 발명에서는 침상형 페라이트의 결정립 크기를 10?㎛이하로 제한하고, 베이나이트 조직의 패킷 크기는 5?㎛ 이하로 제한한다.

주된 조직 이외의 제2상 조직인 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A)는 그 분포량이 과다하면 인성을 저해하는 원인이 될 수 있으므로 그 함량을 면적분율 기준으로 10% 이하로 한정한다.

이러한 성분계 및 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 항복강도 500~650MPa를 보유하며, -40℃에서의 샤르피(Charpy) 충격 흡수 에너지가 300J 이상을 나타낼 수 있다.

(제조방법)

본 발명의 강판을 제조하는 방법은 개략적으로는 슬라브를 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정 영역에서 1회 또는 2회 이상의 다단계 압연하는 단계, 상기 오스테나이트 재결정 온도보다 낮은 온도에서 2회 이상의 다단계로 마무리 압연하는 단계, 20~50℃/sec의 속도로 냉각하는 단계 및 400~600℃에서 냉각을 종료하는 단계를 포함한다. 그리고, 상기 냉각 종료 온도 이하에서는 강판을 공냉 또는 방냉시킨다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

슬라브 가열 온도: 1050 ~ 1180℃

슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원할히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로 목적에 맞게 적절한 온도 범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 상기 가열공정에서 중요한 것은 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하여야 할 뿐만 아니라 너무 가열온도로 인하여 결정립이 과다하게 조대화되는 것을 최대한 방지하여야 한다는 것이다. 만일, 강의 가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 Nb가 강 중에 재고용되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울 뿐 아니라 부분 재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립이 균일하지 않게 형성되어 고인성화가 어려우며, 반면 1180℃를 초과하는 온도에서는 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화되어 결국 강판의 결정립 크기가 증가하고 강판의 인성이 극히 열화된다.

압연 조건 제어

강판이 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다. 본 발명의 압연 단계는 두 가지 온도영역에서 실시하는 것을 특징으로 한다. 또한, 각각의 온도영역에서의 재결정 거동은 서로 상이하므로 그 조건도 따로 설정한다.

(1) 제1 압연 단계 : 오스테나이트 재결정 영역에서 20~80%의 압연

오스테나이트 재결정 영역에서 초기 슬라브 두께의 20~80%를 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연은 오스테나이트 재결정을 통하여 결정립을 작게 하는 효과를 가지는데, 이러한 다단계 압연을 실시할 경우 오스테나이트 재결정 후 결정립 성장이 발생하지 않도록 각 단계의 압하율 및 시간을 잘 제어하여야 한다. 상술한 과정에 의해 형성된 미세한 오스테나이트 결정립은 최종 판재의 인성을 향상시키는 역할을 하게 된다.

(2) 제2 압연 단계 : T_nr 온도 이하, Ar₃온도 이상에서 60~80%로 압연

상기 제1 압연 단계 이후, 오스테나이트 재결정 온도(T_nr) 영역 이하에서 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 이 때, 재결정 온도영역에서 압연을 마친 슬라브를 두께의 60~80%로 압연하며, Ar₃온도(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도)이상에서 압연을 종료한다. T_nr와 Ar₃온도 사이에서의 압연은 결정립을 찌그러뜨 리고 결정립 내부에 변형에 의한 전위를 발달시켜 냉각시 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직으로의 변태를 용이하게 해준다. 압연종료 온도가 올라갈수록 강판의 제조시간이 단축되어 제조원가를 낮출 수 있는데, 이는 가속냉각 시 초기 냉각 속도가 높을 경우에 가능하다. 이에 대하여는 1 단계 냉각조건에 대한 설명에서 다시 자세히 설명한다.

1단계 냉각 속도 : 30~60℃/sec

냉각속도는 강판의 인성과 강도를 향상시키는 중요한 요소이다. 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키고, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있기 때문이다. 하지만, 본 발명과 같이 오스테나이트 영역에서부터 가속냉각을 실시할 경우, 냉각 중에 다각형 페라이트가 생성될 수 있기 때문에, 본 발명에서는 다각형 페라이트의 생성을 억제하기 위하여 냉각 초기에 냉각속도를 가속화하는 것을 특징으로 한다. 초기 냉각속도가 30℃/sec 이하일 경우 다각형 페라이트가 생성될 수 있어 강도 및 저온인성을 확보할 수 없게 된다. 하지만 냉각 시작 온도가 높아도 다각형 페라이트를 형성하는 구간을 만나지 않을 정도로 1 단계 냉각속도를 빠르게 하면, 본 발명에서 필요로 하는 미세 조직인 침상형 페라이트와 베이나이트의 혼합조직을 형성할 수 있게 된다. 즉, 냉각속도를 빠르게 제어하면 냉각 시작온도를 높일 수 있고 이는 고온에서 압연을 할 수 있다는 것을 의미하므로 압연설비의 부하가 적게 들고 압연시간도 절약할 수 있어 제조원가가 낮아진다. 이러한 방법은 도 1에 나타나 있는바, 냉각속도 가 느린 경우(A)보다 빠른 경우(B)에서 다각형 페라이트의 형성이 억제되는 것을 알 수 있다.

1단계 냉각 종료온도 : Bs~Ar₃

1단계 냉각은 오스테나이트가 페라이트로 변태하는 온도인 Ar₃ 이하, 베이나이트 변태 시작온도인 Bs이상의 온도에서 종료된다. 보다 바람직하게는, 안정적으로 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 얻기 위해서 Bs+10℃ 이내에서 1차 냉각을 종료한다.

2단계 냉각 속도 : 10~30℃/sec

1단계 냉각을 마친 후 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 형성하기 위하여 10~30℃/sec으로 냉각을 실시한다. 10℃/sec 이하로 냉각할 경우 잔류 오스테나이트 및 M&A의 양이 지나치게 증가하여 강도 및 인성을 저해할 수 있으므로 2단계 냉각속도의 하한을 10℃/sec로 설정한다. 그러나, 반대로 30℃/sec를 초과하는 냉각속도로 냉각할 경우에는 과다한 냉각수량으로 인하여 강판의 뒤틀림 현상이 발생하여 형상제어가 불량하게 될 수 있다.

2단계 냉각 종료온도 : 300~600℃

강판의 내부조직을 제어하기 위해서는 냉각속도의 효과가 충분히 발현되는 온도까지 냉각하여 줄 필요가 있다. 만일 냉각을 정지하는 온도인 냉각정지온도가 600℃ 이상일 경우에는 강판 내부에 미세한 결정립과 베이나이트상이 충분히 형성되기 어렵게 되므로 상기 냉각정지온도의 상한은 600℃로 한정할 필요가 있다. 반면, 냉각정지 온도가 300℃ 미만이 될 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다 냉각으로 인한 판 뒤틀림 문제가 발생될 수 있다. 아울러 과도한 강도상승으로 인하여 충격인성을 저해하게 된다.

이하 본 발명을 하기 실시예를 통해 보다 상세히 설명한다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 조성으로 300mm 두께의 슬라브를 제조한 후, 표 2에 나타난 제조조건으로 가열-압연-냉각하여 두께 30mm의 강판을 제조하였다.

구분		C	Si	Mn	Ni	Ti	Nb	Al	Ca*	N*	P*	S*	Tnr	Ar₃
발명강	A	0.061	0.30	1.54	0.02	0.022	0.049	0.040	10	36	80	10	1015	774
	B	0.048	0.25	1.65	0.05	0.015	0.043	0.022	11	42	71	13	984	768
	C	0.052	0.27	1.38	0.07	0.024	0.036	0.021	12	34	60	9	954	787
	D	0.037	0.32	1.72	0.04	0.017	0.029	0.024	14	46	76	15	891	766
비교강	E	0.025	0.18	1.52	0.41	0.026	0.032	0.030	12	38	65	12	959	766
	F	0.122	0.26	1.72	0.32	0.018	0.045	0.041	18	42	76	15	1035	725
	G	0.063	0.37	2.13	0.04	0.025	0.036	0.023	12	36	62	13	925	726
	H	0.062	0.25	1.64	0.22	0.021	0.120	0.032	15	45	62	15	1407	755
	I	0.053	0.21	1.58	0.31	0.024	0.015	0.028	13	39	62	14	885	758

(단, T_nr 및 Ar₃의 단위는 ℃이고, *표시된 원소의 함량단위는 ppm이며, 나머지 원소의 함량 단위는 중량%임)

상기 표 1에서 알 수 있듯이 발명강 A 내지 발명강 D의 경우는 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 경우이며, 비교강 E 내지 발명강 H의 경우는 본 발명의 조건을 벗어나는 경우에 해당된다. 즉, 비교강 E는 C이 너무 낮은 경우에 해당되고 비교강 F는 C이 과도하게 높은 경우에 해당되는 것이다. 또한 비교강 G는 Mn이 과다하게 높은 경우이며, 비교강 H는 Nb가 너무 높은 경우이고, I는 Nb가 너무 낮은 경우이다.

구분			슬라브 가열온도 (℃)	미재결정역 압하율 (%)	압연종료온도 (℃)	1단계 냉각속도 (℃/sec)	2단계 냉각속도 (℃/sec)	냉각 정지온도 (℃)
발명강	A	1	1136	76	933	64.3	10.9	472
	B	1	1124	74	918	62.6	11.8	521
	C	1	1152	68	879	45.5	15.4	557
	D	1	1172	74	812	57.1	22.3	426
비교강	A	2	1187	74	922	52.7	10.9	523
	A	3	1013	76	915	46.8	12.4	483
	A	4	1123	75	935	21.4	15.4	472
	A	5	1118	74	920	38.5	7.8	485
	A	6	1113	78	921	42.1	18.5	628
	A	7	1134	77	931	38.5	22.2	334
	E	1	1127	75	820	56	18.4	533
	F	1	1150	76	930	58	21.7	482
	G	1	1132	78	790	62	18.4	513
	H	1	1152	69	960	58	16.8	522
	I	1	1136	66	810	35	17.6	489

표 2의 발명강 A1 내지 D1은 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 경우이며, 비교강 A2 내지 A7은 본 발명의 합금조성을 만족하는 조성인 표1의 발명강 A의 합금조성을 가지나 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 경우이다. 비교강 E1 내지 H1은 표 1의 비교강 E 내지 I의 합금조성을 가지는 슬라브에 대하여 본 발명의 제조 조건을 적용한 경우이다.

상기 표 2에서 알 수 있듯이 발명강 A1 내지 D1의 경우는 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 경우이다. 비교강 A2는 슬라브 가열 온도가 과다하게 높은 경우, 비교강 A3는 슬라브 가열온도가 과다하게 높은 경우, 비교강 A4는 1단계 냉각속도가 너무 낮은 경우, 비교강 A5는 2단계 냉각속도가 너무 낮은 경우, 비교강 A6는 냉각종료온도가 너무 높은 경우이며, 비교강 A7은 냉각종료온도가 너무 낮은 경우를 나타낸다.

상기 표 1의 조성을 가진 슬라브를 이용하여 표 2의 제조조건으로 제조한 강판의 일부분을 채취하여 침상형 페라이트와 베이나이트의 분율, 침상형 페라이트의 결정립 크기 및 베이나이트의 패킷 크기를 측정한 결과, 인장시험 결과, -40℃에서 샤르피(Charpy) 충격시험을 수행하여 얻은 인장특성 및 충격흡수에너지를 측정한 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 하기 표 3에서 인장특성 및 충격흡수에너지는 압연방향의 수직방향(파이프의 원주방향)으로의 시험결과를 의미한다.

구분			AF+B (%)	AF 크기 (㎛)	B 크기 (㎛)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	vE_-40℃ (J)
발명강	A	1	95	6	3	525	624	371
	B	1	92	8	4	510	600	462
	C	1	93	7	4	523	617	406
	D	1	94	6	3	505	596	484
비교강	A	2	92	8	16	520	621	186
	A	3	93	6	4	452	562	486
	A	4	82	8	3	462	545	330
	A	5	87	15	4	454	608	268
	A	6	64	7	4	432	526	368
	A	7	67	8	3	513	624	146
	E	1	76	12	8	421	520	488
	F	1	94	9	4	580	674	156
	G	1	93	7	15	514	615	124
	H	1	92	8	18	525	620	109
	I	1	94	7	25	486	575	78

* 단, AF : 침상형 페라이트, B: 베이나이트

상기 표 3의 결과로부터 알 수 있듯이, 본 발명에서 제한하고 있는 조성 및 제조 조건을 가지는 발명강은 모두 목표하는 강도수치를 나타내고 있으며, -40℃에서의 충격흡수에너지 역시 300J이상의 높은 값을 나타내고 있다.

반면, 본 발명의 성분계는 만족하나 제조 조건이 다른 비교강 A2 내지 A7은 각각 본 발명의 물성을 나타내지 못하고 있다. 즉, ① 비교강 A2의 경우는 슬라브 가열온도가 과다하게 높은 경우로서, 가열로에서 추출되었을 때의 오스테나이트의 결정립 크기가 조대하여 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연 후에도 오스테나이트 결정립의 미세화가 이루어지지 않았는데, 이는 냉각 후의 베이나이트 패킷 사이즈를 크게 하여 충격흡수에너지가 저하되는 결과로 나타났다. ② 비교강 A3는 슬라브 가열 온도가 너무 낮은 경우로서 합금원소에 의한 고용강화효과가 미비하여 강도가 저하되는 것을 나타내고 있다. ③ 비교강 A4는 1단계 냉각속도가 너무 낮아 다각형 페라이트가 형성되어 낮은 강도값을 나타낸다. ④ 비교강 A5는 2단계 냉각속도가 너무 낮아 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직이 제대로 형성되지 않았을 뿐 아니라 침상형 페라이트의 결정립 크기 및 베이나이트의 패킷 크기가 조대하여 낮은 항복강도 및 충격흡수 에너지값을 나타낸다. ⑤ 비교강 A6는 냉각종료온도가 너무 높아 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 제대로 형성하지 못하여 낮은 강도값을 나타낸다. 마지막으로 ⑥ 비교강 A7은 냉각종료온도가 너무 낮은 경우로서 강도는 높으나 마르텐사이트 등이 형성되어 낮은 충격흡수에너지 값을 나타낸다.

한편, 비교강 E는 C이 너무 낮은 경우로서, 인성은 우수하나 강도가 매우 열위하였다. 비교강 F, G, H는 각각 C, Mn, Nb가 과도하게 높은 경우로서, 강도는 만족할 만한 결과를 얻었으나 충격흡수에너지가 부족하였다. 특히, Nb가 과도하게 높은 비교강 H는 오스테나이트 미재결정 온도가 1407℃까지 상승하게 되어 오스테나이트 재결정에 의한 결정립 미세화 효과를 제대로 얻을 수 없었다. 비교강 I는 Nb가 너무 낮아 오스테나이트 결정립 미세화를 제대로 이루지 못하여 낮은 충격흡수에너지를 나타내었다.

따라서, 이러한 실시예의 결과를 살펴볼 때, 본 발명의 성분계 및 제조조건을 만족하는 강재는 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 주조직으로 가지며(도 2 내지 4 참고) 우수한 물성을 나타내면서 아울러 비용 및 생산효율 면에서 우수하다는 사실을 알 수 있다.

도 1은 기존의 강재(A) 제조방법과 발명강(B)의 제조방법을 비교한 것으로 1단계 냉각속도가 빨라 폴리고날 페라이트 형성을 억제하는 냉각방법;

도 2는 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주된 조직으로 가지는 발명강의 광학현미경 관찰 사진;

도 3은 발명강의 주된 조직인 침상형 페라이트의 주사전자현미경 관찰 사진;

도 4는 발명강의 주된 조직인 베이나이트의 주사전자현미경 관찰 사진

Claims

삭제
C : 0.03 ~ 0.10 중량%, Si : 0.1 ~ 0.4 중량%, Mn : 1.8 중량% 이하(0%는 제외), Ni : 1.0 중량% 이하(0%는 제외), Ti : 0.005~0.03 중량%, Nb : 0.02~0.10 중량%, Al : 0.01~0.05 중량%, Ca : 0.006 중량% 이하(0%는 제외), N : 0.001 ~ 0.006 중량%, P : 0.02 중량% 이하, S : 0.005 중량% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,

미세조직은 침상형 페라이트와 베이나이트 조직 및 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A) 조직을 가지고, 상기 침상형 페라이트와 베이나이트 조직의 면적분율이 상기 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A) 조직보다 크며,

항복강도가 500~650MPa이며, -40℃에서의 샤르피(Charpy) 충격 흡수 에너지가 300J 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제2항에 있어서, 상기 침상형 페라이트의 결정립 크기는 10㎛ 이하(0을 제외)이며, 상기 베이나이트 조직의 패킷 크기는 5㎛ 이하(0을 제외)임을 특징으로 하는 고강도 강판.
제2항에 있어서, 상기 도상 오스테나이트/마르텐사이트(M&A) 조직은 면적분 율 기준으로 10% 이하(0을 제외)임을 특징으로 하는 고강도 강판.
삭제
C : 0.03 ~ 0.10 중량%, Si : 0.1 ~ 0.4 중량%, Mn : 1.8 중량% 이하(0%는 제외), Ni : 1.0 중량% 이하(0%는 제외), Ti : 0.005~0.03 중량%, Nb : 0.02~0.10 중량%, Al : 0.01~0.05 중량%, Ca : 0.006 중량% 이하(0%는 제외), N : 0.001 ~ 0.006 중량%, P : 0.02 중량% 이하, S : 0.005 중량% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브에 대하여,

슬라브를 1050 ~ 1180℃에서 가열하는 가열 단계;

오스테나이트 재결정 온도(Tnr) 이상의 온도에서 1회 또는 2회 이상의 다단계 압연하는 제1 압연 단계;

Ar₃~T_nr 온도 범위에서 1회 또는 2회 이상의 다단계로 마무리 압연하는 제2 압연 단계;

30~60℃/sec의 냉각 속도로 Bs(베이나이트 변태 개시 온도)~Ar₃ 온도 범위까지 냉각하는 제1 냉각 단계;

10~30℃/sec의 냉각 속도로 냉각하여 300~600℃ 범위에서 냉각 정지하는 제2 냉각 단계;

공냉 또는 방냉하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
제6항에 있어서, 상기 제1 압연 단계의 압하율은 20~80%임을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
제6항 또는 제7항에 있어서, 상기 제2 압연 단계의 압하율은 60~80%임을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.