KR102153170B1 - 강도 및 dwtt 저온인성이 우수한 극후물 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도 및 dwtt 저온인성이 우수한 극후물 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 1.4~1.7%, P: 0.005% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.075~0.1%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.1~0.3%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 침상형 페라이트, 베이나이트 및 폴리고날 페라이트의 복합조직에 단면 기준으로 0.5면적% 이하의 펄라이트를 포함하며, 단면에서의 평균 유효결정립 크기가 10㎛ 이하이고, 단면 기준으로 결정립 크기가 20㎛ 이상인 조대한 결정립이 5면적% 이하로 분포할 수 있다.

Description

강도 및 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판 및 그 제조방법{Ultra heavy gauge hot rolled steel plate having excellent strength and high DWTT toughness at low temperature and method for manufacturing thereof}
본 발명은 극후물 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 강도 및 DWTT 저온인성을 효과적으로 확보하여 저온환경에서 바람직하게 적용될 수 있는 극후물 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 중국, 인도 등의 신흥 공업국가의 산업 발전이 가속화됨에 따라 전 세계적으로 에너지 수요가 증가하는 추세이다. 하지만, 최근 시베리아나 알래스카 등의 한랭 지역으로 원유 및 가스의 채굴지역이 확대됨에 따라 원유 및 가스의 채굴 및 수송 환경이 점점 열악해지고 있다.
저온의 한랭지역에서 원유 및 가스를 장거리 수송하기 위해서는 저온에서의 외부 충격에 대한 저항력, 즉, 저온 충격인성이 우수할 뿐만 아니라, 채굴 및 수송 설비에 사고 발생시 경제적 및 환경적 손실을 최소화하기 위하여 DWTT 저온인성이 우수한 강재가 요구되는 실정이다. 특히, 최근에는 파이프라인의 저온 안정성을 확보하기 위해 20mm 이상의 두께를 가지는 열연 극후물 강재에 대한 수요가 증가하는 추세이다.
용강의 불순물을 제어하거나 또는 비금속개재물의 양을 제어함으로써 강재의 저온인성을 향상시키는 방법 등이 제시되고 있으며, 추가적으로 저온압연을 통해 강재의 조직을 미세화하여 저온인성을 향상시키는 방법이 제시되고 있다.
하지만, 이와 같은 기술들은 일반적인 저온 충격인성을 향상시키기 위한 방법이며, 저온 DWTT(Drop Weight Tearing Test) 연성파면율에 미치는 영향에 대해서는 최근에서야 많은 연구가 진행되고 있다. DWTT 연성파면율은 원유 및 가스 등을 수송하는 라인파이프가 외부손상에 의해 균열이 발생한 경우 균열의 전파 저항성을 대변하는 물성으로 알려져 있으며, 고객사에서는 통상적으로 원유 및 가스 등의 수송을 위한 강재의 경우 85% 이상의 DWTT 연성파면율을 만족할 것을 요구한다.
기존의 문헌 및 특허에 의하면, P 및 S와 같은 불순물 함량을 엄격히 제어하거나, 결정립의 미세화를 통해 85% 이상의 DWTT 연성파면율을 확보할 수 있다고 알려져 있다. 최근에는 -30℃ 미만의 극저온에서도 DWTT 연성파면율을 확보할 수 있는 방안에 대한 연구가 지속되고 있으나, 두께가 두꺼운 극후물 열연강판의 DWTT 연성파면율을 확보하는 방안에 대해서는 잘 알려져 있지 않은 실정이다. 20mm 이상의 두께를 가지는 극후물 열연강판의 경우, 두께방향에 대한 중심부 조직의 조대화로 DWTT 저온인성을 확보하는데 어려움이 있다. 또한, 두께가 두꺼운 극후물 열연강판의 경우, 두꺼운 강판 두께로 인하여 저온권취를 적용하지 못하고 일정 온도 이상의 고온권취를 적용할 수 밖에 없는 상황이므로, 높은 권취 온도로 인하여 DWTT 물성을 확보하기 어려운 문제점이 있다.
대한민국 공개특허공보 제10-2014-0084925호(2014.07.07. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 강도 및 DWTT 저온인성을 효과적으로 확보하여 저온환경에서 바람직하게 적용될 수 있는 극후물 열연강판 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 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 1.4~1.7%, P: 0.005% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.075~0.1%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.1~0.3%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 침상형 페라이트, 베이나이트 및 폴리고날 페라이트의 복합조직과, 0.5면적% 이하의 펄라이트를 포함하며, 상기 복합조직의 평균 유효결정립 크기가 10㎛ 이하이고, 결정립 크기가 20㎛ 이상인 조대한 결정립이 5면적% 이하로 분포할 수 있다.
상기 극후물 열연강판의 두께방향 중심부에 중심편석이 존재하지 않을 수 있다.
상기 극후물 열연강판의 두께는 20~24mm일 수 있다.
상기 극후물 열연강판의 항복강도는 500~600MPa이고, -10℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 1.4~1.7%, P: 0.005% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.075~0.1%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.1~0.3%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위에서 가열하고, 상기 가열된 슬라브를 1120~1160℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출하고, 상기 추출된 슬라브에 대해 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 압연을 종료하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3~800℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제공하고, 상기 열연강판에 대한 냉각을 개시하여 450~650℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후 권취하되, 상기 가열된 슬라브의 추출온도와 상기 재결정역 압연의 마지막 5회 압연 패스의 압하율 합은 하기의 관계식 1을 만족하도록 제어할 수 있다.
[관계식 1]
60,000 ≤ 슬라브 추출온도 * 마지막 5회 압연 패스 압하율 합(℃·%) ≤ 80,000
상기 재결정역 압연은 마지막 5회 압연 패스 내에서 20% 이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시할 수 있다.
상기 열연강판은 550℃ 초과의 온도범위에서 권취될 수 있다.
상기 열연강판은 마무리 열간압연 후 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각되어 권취될 수 있다.
상기 열연강판의 두께는 20~24mm일 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 바람직한 측면에 의하면, 20~24mm의 두께를 가지면서도 강도 및 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1 및 도 2는 각각 발명예 1 및 발명예 2의 미세조직 관찰 사진이며, 도 3 및 도 4는 각각 비교예 1 및 비교예 7의 미세조직 관찰 사진이다.
도 5의 (a) 및 (b)는 각각 발명예 1 및 비교예 8의 EBSD 사진이다.
도 6의 (a) 내지 (c)는 각각 발명예 1, 비교예 7 및 비교예 8의 -10℃ DWTT 시험 후 파면 사진이다.
본 발명은 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현례들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현례들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현례들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현례들은 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 구현예에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 1.4~1.7%, P: 0.005% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.075~0.1%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.1~0.3%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C: 0.04~0.06%
C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이며, 특히, Nb, V 및 Ti와 결합하여 강의 강화효과에 효과적으로 기여하는 원소이므로, C 함량의 하한을 0.04%로 제한할 수 있다. 다만, C는 다량 첨가 시 강의 용접성, 성형성 및 인성 저하를 유발하는 원소이며, 특히, 중심편석에 의한 DWTT 저온인성 저하를 유발할 수 있는 원소이므로, C 함량의 상한을 0.06%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 C 함량은 0.04~0.06%일 수 있다.
Si: 0.05~0.25%
Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 이와 같은 효과를 달성하기 위해 0.05%이상의 Si가 첨가될 수 있다. 다만, Si가 다량 첨가되는 경우, 고온 권취 시 펄라이트 생성을 촉진시켜 DWTT 저온인성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 Si 함량의 상한을 0.25%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Si 함량은 0.05~0.25%일 수 있다.
Mn: 1.4~1.7%
Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이므로, 이와 같은 효과를 달성하기 위해 1.4% 이상의 Mn이 첨가될 수 있다. 다만, Mn이 다량 첨가되는 경우, 연주 시 중심 편석을 조장하여 DWTT 저온인성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 Mn 함량의 상한을 1.7%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mn 함량은 1.4~1.7%일 수 있다.
P: 0.005% 이하
P는 고온 권취시 입계 편석을 조장하여 DWTT 저온인성 및 용접성을 저하시키는 원소이므로, P 함량은 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명은 P 함량의 상한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, P는 제강공정상 불가피하게 함유되는 원소이며, 제강공정에서 P를 완전히 제거하는 데에는 과다한 비용이 소모될 수 있다. 따라서, 본 발명은 P 함량을 적극적으로 제한하되, 불가피하게 포함되는 함량을 고려하여 그 하한에서 0%를 제외할 수 있다.
S: 0.001% 이하
S는 강 중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 강의 인성 및 강도를 크게 저하시키는 성분이므로, S 함량은 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 S 함량의 상한은 0.001%일 수 있다. 다만, S 역시 제강 공정상 불가피하게 함유되는 원소이며, 제강공정에서 S를 완전히 제거하는 데에는 과다한 비용이 소모된다. 따라서, 본 발명은 S의 함량을 적극적으로 제한하되, 불가피하게 포함되는 함량을 고려하여 그 하한에서 0%를 제외할 수 있다.
Al: 0.02~0.05%
Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분으로서, 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.02% 이상 첨가될 수 있다. 다만, Al이 다량 첨가되는 경우, 알루미나 집합체를 증가시켜 DWTT 저온인성의 저하를 유발할 수 있는바, 본 발명은 Al 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Al 함량은 0.02~0.05%일 수 있다.
Nb: 0.075~0.1%
Nb는 소량 첨가에 의하더라도 석출강화에 의한 강도 증가에 기여하는 성분이며, 550℃ 초과의 고온권취 시 폴리고날 페라이트의 변태를 촉진시키고, 펄라이트 변태를 억제하여 DWTT 저온인성 확보에 유효한 성분이다. 따라서, 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.075% 이상의 Nb가 첨가될 수 있다. 다만, Nb가 다량 첨가되는 경우, 두께방향 중심부에 TiNbN 정출물을 형성시키며, 그에 따라 DWTT 저온인성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 Nb 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Nb 함량은 0.075~0.1%일 수 있다.
V: 0.02~0.05%
V는 Nb와 마찬가지로 소량 첨가에 의하더라도 석출강화에 의한 강도 증가 효과를 기여하는 성분이므로, 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.02% 이상의 V가 첨가될 수 있다. 다만, V가 다량 첨가되는 경우, 고온권취 시 다량의 석출물을 형성하여 DWTT 저온인성 및 용접성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 V 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 V 함량은 0.02~0.05%일 수 있다.
Ti: 0.005~0.015%
Ti는 강 중에서 TiN으로 석출되어 재가열 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하며, 그에 따라 고강도 및 우수한 충격인성을 확보하는데 효과적으로 기여하는 성분이다. 또한, Ti는 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는데 기여하는 성분이기도 하므로, C 함량에 따라 Ti 함량 범위가 결정될 수 있다. 따라서, 이와 같은 효과의 달성을 위해, 0.005% 이상의 Ti가 첨가될 수 있다. 다만, Ti가 다량 첨가되는 경우, 이와 같은 효과는 포화상태에 도달하며, 오히려 조대한 TiN 석출물이 형성되어 DWTT 저온인성을 저해할 수 있는바, 본 발명은 Ti 함량의 상한을 0.015%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ti 함량은 0.005~0.015%일 수 있다.
N: 0.002~0.006%
N은 강 중에서 Ti와 결합하여 TiN으로 석출되며, 그에 따라 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하는 원소이므로, 이와 같은 효과를 달성하기 위한 N 함량의 하한은 0.002%일 수 있다. 다만, N이 다량 첨가되는 경우, 조대한 TiN 석출물이 형성되어 DWTT 저온인성을 저해할 수 있는바, 본 발명은 N 함량의 상한을 0.06%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 N 함량은 0.002~0.006%일 수 있다.
Ni: 0.1~0.3%
Ni는 고용강화를 통한 강도 증가와 함께 인성을 향상시키기 위해 첨가되는 성분이므로, 이러한 효과를 달성하기 위하여 0.1% 이상의 Ni가 첨가될 수 있다. 다만, Ni가 다량 첨가되는 경우, 오히려 석출물 형성에 의한 인성 저하가 우려되는바, 본 발명은 Ni 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ni 함량은 0.1~0.3%일 수 있다.
Cr: 0.3% 이하
Cr은 경화능이 큰 원소이므로 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가될 수 있다. 다만, Cr이 다량 첨가되는 경우, 상부 베이나이트(Upper bainite)와 같은 조직이 형성되어 전체적으로 불균일한 조직이 구현되며, 그에 따라 저온인성이 저하될 수 있는바, 본 발의 Cr 함량은 0.3% 이하일 수 있다.
Mo: 0.1~0.3%
Mo는 Cr보다 경화능이 더 큰 원소로서, 변태강화를 통한 강도증가에 기여하는 성분이므로, 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.1% 이상의 Mo가 첨가될 수 있다. 다만, 본 발명의 C 함량 범위 내에서 다량의 Mo가 첨가되는 경우, 마르텐사이트/오스테나이트(MA)와 같은 경한 이차상이 다량 생성되며, 그에 따라 인정이 저하되는 문제가 발생할 수 있는바, 본 발명의 Mo 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mo 함량은 0.1~0.3%일 수 있다.
Ca: 0.0005~0.003%
Ca는 유화물계 개재물의 형상을 구상화시키며, 그에 따라 인성을 저하시키는 개재물의 형성을 억제하는 역할을 하는 성분이므로, 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.0005% 이상의 Ca가 첨가될 수 있다. 다만, Ca가 다량 첨가되는 경우, 오히려 비금속 개재물의 양이 증가하여 저온인성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 Ca 함량의 상한을 0.003%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ca 함량은 0.0005~0.003%일 수 있다.
본 발명의 극후물 열연강판은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 미세조직으로 침상형 페라이트, 베이나이트 및 폴리고날 페라이트의 복합조직을 구비할 수 있다. 특히, 본 발명의 극후물 열연강판은 저온인성을 저해하는 펄라이트를 0.5면적% 이하로 적극 억제하므로, 목적하는 DWTT 저온인성을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 단면에서의 평균 유효결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있으며, 단면 기준으로 결정립 크기가 20㎛ 이상인 조대한 결정립이 5면적% 이하로 분포될 수 있다. 여기서 평균 유효결정립 크기는 상기 복합조직의 평균 유효결정립 크기를 의미하며, 전자 후방산란 회절(EBSD, Electron Backscatter Diffraction) 분석 시 고경각(15도 이상) 입계를 갖는 유효 결정립의 평균 크기를 의미한다. 특히, 본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 두꺼운 두께를 가지는 극후물 열연강판임에도 합금조성 및 제조공정의 제어를 통해 상기 복합조직의 조대화를 적극 억제하는바, DWTT 저온인성을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 두께방향 중심부에 중심편석이 존재하지 않을 수 있다.
편석에 의해 생성된 MnS 등의 개재물은 균열 발생의 핵으로 작용 가능하며, 이와 같은 균열은 중심편석부를 통해 급격하게 전파되는 경향을 나타낸다. 즉, 중심편석은 DWTT 저온인성에 악영향을 미치는바, 본 발명은 DWTT 저온인성 확보를 위하여 두께방향 중심부에서의 중심편석 발생을 적극 억제할 수 있다. 중심편석의 존재여부는 강판 단면의 두께방향 중심부를 관찰하여 검의 띠 형상의 편석대가 존재하는지 여부를 기초로 파악할 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 20~24mm의 두께로 구비됨과 동시에, 500~600MPa의 항복강도 및 85% 이상의 -10℃ DWTT 연성파면율을 가질 수 있다. 즉, 본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판은, 20~24mm의 두꺼운 두께로 구비되면서도, 500~600MPa의 항복강도 및 85% 이상의 -10℃ DWTT 연성파면율을 확보하는바, 극저온 환경에서 사용되는 라인파이프 등의 소재로 특히 적합한 극후물 열연강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 구현례에 따른 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판의 제조방법은, 상술한 조성으로 구비되는 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위에서 가열하고, 상기 가열된 슬라브를 1120~1160℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출하고, 상기 추출된 슬라브에 대해 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 압연을 종료하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3~800℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제공하고, 상기 열연강판에 대한 냉각을 개시하여 450~650℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후 권취하되, 상기 가열된 슬라브의 추출온도와 상기 재결정역 압연의 마지막 5회 압연 패스의 압하율 합은 하기의 관계식 1을 만족하도록 제어할 수 있다.
[관계식 1]
60,000 ≤ 슬라브 추출온도 * 마지막 5회 압연 패스 압하율 합(℃·%) ≤ 80,000
슬라브 가열 및 추출
슬라브의 강 조성은 극후물 열연강판의 강 조성과 대응하므로, 슬라브의 강 조성 제한 이유에 대한 설명은 전술한 극후물 열연강판의 강 조성 제한 이유에 대한 설명으로 대신하도록 한다.
전술한 강 조성으로 구비되는 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위에서 가열한 후 1120~1160℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출할 수 있다.
슬라브 가열온도는 Nb계 석출물의 고용 온도에 의해 결정되는바, 본 발명의 성분범위에서 전체 Nb가 고용 가능한 온도는 최소 1150℃이므로, 슬라브 가열온도의 하한은 1150℃일 수 있다. 슬라브의 가열온도가 과도하게 높은 경우, 강판의 결정립도가 매우 커져서 인성이 저하될 우려가 있는바, 슬라브 가열온도의 상한은 1250℃일 수 있다. 따라서, 본 발명의 슬라브 가열 온도범위는 1150~1250℃일 수 있다.
또한, 추출 온도는 압연 전 슬라브의 초기 오스테나이트 조직의 크기에 영향을 미치며, 본 발명의 성분범위에서 1120℃ 미만에서 슬라브를 추출하는 경우, 충분한 강도 확보가 어렵고, 1160℃를 초과해서 슬라브를 추출하는 경우, 초기 오스테나이트 조직의 크기가 과도하게 커짐으로 인하여 DWTT 저온인성을 확보하기 어렵다. 따라서, 본 발명의 슬라브 추출 온도범위는 1120~1160℃일 수 있다.
재결정역 압연 및 마무리 열간압연
슬라브의 추출 후 추출된 슬라브에 대하여 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 압연을 종료하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3~800℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻을 수 있다.
Tnr 이상의 온도에서 행해지는 재결정역 압연은 마무리 열간압연 전 오스테나이트의 입도 크기에 매우 큰 영향을 미친다. Tnr+60℃를 초과하여 재결정역 압연을 마무리할 경우, 부분재결정에 의해 국부적으로 조대한 오스테나이트가 형성되므로, DWTT 저온인성을 확보하기 어렵다. 따라서, 본 발명의 재결정역 압연은 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 종료하는 것이 바람직하다.
재결정역 압연 시 재결정 촉진을 위해 재결정역 압연의 마지막 5회 압연 패스 내에서 각각 20% 이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시할 수 있다. 즉, 재결정역 압연의 마지막 5회 압연 패스 내에서 각각 20% 이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시하지 않는 경우, 재결정이 촉진되지 않아 결정립 크기가 성장하고, 그에 따라 DWTT 저온인성이 저하될 우려가 있다.
또한, 본 발명에서 가열된 슬라브의 추출온도와 재결정역 압연의 마지막 5회 패스 압연의 압하율 합은 하기의 관계식 1을 만족해야 한다. 관계식 1에서, 슬라브 추출온도의 단위는 섭씨온도(℃)이며, 압하율의 단위는 퍼센트(%)이다
[관계식 1]
60,000 ≤ 슬라브 추출온도 * 마지막 5회 압연 패스 압하율 합(℃·%) ≤ 80,000
슬라브 추출온도는 초기 오스테나이트 결정립 크기를 결정하는 중요한 변수이며, 추출온도가 낮으면 초기 결정립 크기가 작아 인성향상에는 유리하지만, 합금원소의 고용이 충분하지 않아 강도를 확보하기 어렵고, 슬라브 상하부 온도편차에 기인한 소재상향이 발생할 우려가 있으며, 추출온도가 높으면 그 반대의 현상이 발생하게 된다. 또한, 통상적으로 8회 패스 이상의 재결정역 압연 중 마지막 5회 패스의 압하율 합이 중요한 이유는 압연 후반으로 갈수록 슬라브 온도가 지속적으로 떨어져 후단부 압연이 저온압연이 되며, 두께방향 중심부 결정립 미세화를 위해 저온 강압연을 구연할 수 있기 때문이다. 즉, 저온 강압연을 하게 되면 재결정이 촉진되면서 결정립이 미세화된다.
관계식 1은 이와 같은 효과를 종합적으로 고려하여 실험적으로 획득한 조건이며, 슬라브 추출온도와 마지막 5회 압연 패스의 압하율 합의 곱이 일정 수준에 미만인 경우, 추출온도가 낮으면서 동시에 압하율이 크지 않아 강도 확보가 어려울 뿐 아니라, 재결정 압연시 소재 상향에 의한 설비사고의 발생우려가 있으므로, 슬라브 추출온도와 마지막 5회 압연 패스의 압하율 합의 곱을 60,000 이상으로 제한할 수 있다. 또한, 슬라브 추출온도와 마지막 5회 압연 패스의 압하율 합의 곱이 일정 수준을 초과하는 경우, 추출온도가 높으면서 압하율이 커 부분 미재결정 압연에 의해 국부 결정립이 조대해지며, 그에 따라 DWTT 저온인성이 저하될 수 있으므로, 슬라브 추출온도와 마지막 5회 압연 패스의 압하율 합의 곱을 80,000 이하로 제한할 수 있다.
마무리 열간 압연은 Ar3~800℃의 온도범위에서 실시되는 것이 바람직하다. 800℃ 이상의 온도범위에서 마무리 열간 압연을 실시하는 경우, 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 가능성이 높아지므로, 본 발명에서 추구하는 DWTT 저온인성을 확보하지 못할 우려가 있다. 또한, Ar3 미만의 온도범위에서 마무리 열간압연을 실시하는 경우, 취성파괴에 열위한 집합조직이 생성되어 DWTT 저온인성이 매우 낮아질 우려가 있다.
마무리 열간압연 종료 후의 극후물 열연강판은 20~24mm의 두께를 가질 수 있다.
냉각 및 권취
마무리 열간압연의 종료 후 극후물 열연강판의 냉각이 개시되며, 450~650℃의 온도범위에서 냉각이 종료된 후 권취될 수 있다.
마무리 열간압연 종료 후의 극후물 열연강판의 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만약, 극후물 열연강판의 냉각이 Ar3 미만의 온도에서 개시되는 경우, 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으며, 특히, DWTT 저온인성을 떨어뜨리는 취성 파괴 집합조직을 발달시킬 수 있다. 따라서, Ar3 이상의 온도에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.
한편, 극후물 열연강판의 냉각 시 냉각속도는 10~30℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우, 인성을 떨어뜨리는 조대한 펄라이트가 용이하게 형성될 수 있으며, 냉각속도가 30℃/s를 초과하는 경우, 마르텐사이트/오스테나이트(MA)와 같은 경한 이차상의 생성이 촉진되어 DWTT 저온인성이 저하될 수 있기 때문이다.
극후물 열연강판은 450~650℃의 온도범위에서 냉각이 종료되어 권취되는 것이 바람직하다. 권취온도가 650℃를 초과하는 경우, 변태가 불안정하여 조대한 펄라이트 조직이 형성되어 중심부에 펄라이트 밴드가 형성될 수 있으며, 이로 인해 목적하는 DWTT 저온인성을 확보할 수 없게 된다. 권취온도가 450℃ 미만인 경우, 강판의 강성이 커 정상권취가 매우 어렵다.
또한, 본 발명은 합금조성의 제어를 통해 550℃ 초과의 고온권취 조건을 적용하더라도 펄라이트 분율을 0.5면적% 이하로 제어할 수 있는바, DWTT 저온인성의 저하를 효과적으로 방지하면서도 권취 효율을 효과적으로 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
( 실시예 )
하기 표 1과 같은 조성을 가지는 슬라브에 대해 하기 표 2의 제조조건을 적용하여 20~24mm의 두께를 가지는 극후물 열연강판을 제조하였다. 이때, 모든 실시예에 대하여 슬라브 가열온도는 1175~1225℃의 범위 내에서 적용되었으며, 압연 후 냉각속도는 14~25℃/s의 범위 내에서 적용되었다. 이와 같이 제조된 강판에 대하여 두께방향 중심부의 중심편석 존재여부, 펄라이트 분율, 유효결정립 크기, 조대 결정립 분율, 항복강도 및 DWTT 저온인성을 측정 및 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
중심편석 관찰 및 펄라이트 분율은 광학현미경을 사용하여 배율 500배에서 화상해석(Image analysis)을 통해 면적 분율로 측정하였으며, 유효결정립 크기 및조대 결정립 분율은 EBSD(Election Back Sacttered Dirrfaction)을 활용하여 측정하였다. 중심편석의 존재여부는 두께방향 중심부의 배율 200배 광학사진 촬영 시 검의 띠의 존재 여부를 기준으로 평가하였다. 또한, 항복강도는 상온인장시험을 통해 측정하였으며, 저온 DWTT 물성은 액체질소를 이용하여 온도를 낮추면서, DWTT 시험기를 이용하여 시편을 파단시킨 후 연성 파면율을 측정하였다.
구분 (중량%)
C Si Mn P S Al Cr Mo Ni Ti Nb V N Ca
발명강1 0.045 0.22 1.65 0.004 0.0008 0.03 0.01 0.23 0.21 0.012 0.085 0.045 0.0046 0.0025
발명강2 0.055 0.2 1.6 0.0042 0.0008 0.027 0.2 0.15 0.23 0.013 0.09 0.03 0.0053 0.0024
발명강3 0.058 0.21 1.63 0.0048 0.0007 0.026 0.25 0.13 0.19 0.014 0.078 0.038 0.0046 0.0026
비교강1 0.07 0.24 1.65 0.0046 0.0009 0.025 0.24 0.12 0.16 0.012 0.08 0.043 0.0045 0.0023
비교강2 0.054 0.22 1.64 0.0062 0.0007 0.024 0.25 0.13 0.22 0.011 0.086 0.041 0.0051 0.0024
비교강3 0.048 0.29 1.66 0.0043 0.0008 0.024 0.18 0.21 0.17 0.013 0.081 0.035 0.0041 0.0022
비교강4 0.053 0.2 1.62 0.0048 0.0017 0.022 0.19 0.2 0.2 0.014 0.088 0.035 0.0047 0.0026
비교강5 0.056 0.21 1.64 0.0047 0.0006 0.026 0.02 0.24 0.21 0.011 0.061 0.046 0.0051 0.0024
구분 강종 No. 추출온도(℃) 재결정역 마지막 5회 패스 압하율 합(%) 마무리
열간압연온도(℃)		 권취온도
(℃)		 조건식 값
발명예1 발명강1 1143 65 782 563 74295
발명예2 발명강2 1126 62 779 642 69812
발명예3 발명강3 1156 56 792 491 64736
비교예1 비교강1 1151 55 778 486 63305
비교예2 비교강2 1145 62 796 639 70990
비교예3 비교강3 1143 61 787 624 69723
비교예4 비교강4 1140 63 776 534 71820
비교예5 비교강5 1135 56 791 619 63560
비교예6 발명강1 1168 67 776 519 78256
비교예7 발명강2 1145 63 796 657 72135
비교예8 발명강3 1158 70 783 504 81060
비교예9 발명강1 1122 51 786 572 59466
구분 항복강도 (MPa) 중심편석 존재여부 펄라이트 분율(%) 유효결정립크기 (㎛) 20㎛이상 조대결정립 면적분율 (%) -10℃ DWTT 연성 파면율 (%)
발명예1 543 X 0.05 6.7 1.7 100
발명예2 536 X 0.41 6.9 2.8 96
발명예3 556 X 0.02 8.3 3.2 89
비교예1 551 O 0.03 8.8 3.8 21
비교예2 523 X 0.04 7.1 1.9 78
비교예3 539 X 0.9 9.3 4.1 72
비교예4 546 O 0.04 6.8 2.3 39
비교예5 561 X 1.4 7.9 3.1 41
비교예6 538 X 0.06 12.2 5.6 36
비교예7 535 X 2.1 7.3 2.1 63
비교예8 544 X 0.03 9.4 5.8 66
비교예9 526 X 0.16 13.1 4.5 59
본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우, 펄라이트 분율이 0,5면적% 이하이며, 평균 유효결정립 크기가 10㎛ 이하이고, 결정립 크기가 20㎛ 이상인 조대한 결정립이 5면적% 이하로 분포하며, 두께방향 중심부에 중심편석이 존재하지 않음을 확인할 수 있다. 또한, 발명예1 내지 3의 경우, 500~600MPa의 항복강도 및 85%의 이상의 -10℃ DWTT 연성파면율을 동시에 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 9의 경우, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하지 않는바, 본 발명이 목적하는 미세조직 및 물성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
비교예 1의 경우, 본 발명의 제조조건을 만족하지만, C 함량 범위가 본 발명의 범위를 초과하므로, 중심부 편석 현상이 발생한 것을 확인할 수 있다. 비교예 2의 경우, 본 발명의 제조조건을 만족하지만, P 함량 범위가 본 발명의 범위를 초과하므로, -10℃에서의 DWTT 연성파면율이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 3의 경우, 본 발명의 제조조건을 만족하지만, Si 함량범위가 본 발명의 범위를 초과하여 다량의 펄라이트가 형성된 것을 확인할 수 있다. 비교예 4의 경우, 본 발명의 제조조건을 만족하지만, S 함량 범위가 본 발명의 범위를 초과하여 중심부 편석 현상이 발생한 것을 확인할 수 있다.
비교예 5의 경우, 본 발명의 제조조건을 만족하지만, Nb 함량 범위가 본 발명의 범위에 미치지 못하여 다량의 펄라이트가 형성된 것을 확인할 수 있다.
비교예 6의 경우, 본 발명의 합금조성을 만족하지만, 슬라브 추출온도가 본 발명의 범위를 초과하여 조대한 결정립이 형성된 것을 확인할 수 있다. 비교예 7의 경우, 본 발명의 합금조성을 만족하지만, 권취 온도가 본 발명의 범위를 초과하여 다량의 펄라이트가 형성된 것을 확인할 수 있다.
비교예 8 및 9의 경우, 본 발명의 합금조성을 만족하지만, 관계식 1 값이 본 발명의 범위를 벗어나므로, 평균 유효결정립 크기 또는 조대 결정립 면적분율이 본 발명의 범위를 만족하지 않음을 확인할 수 있다.
도 1 및 도 2는 각각 발명예 1 및 발명예 2의 미세조직 관찰 사진이며, 도 3 및 도 4는 각각 비교예 1 및 비교예 7의 미세조직 관찰 사진이다. 도 1 및 도 2에 나타난 바와 같이, 발명예 1 및 발명예 2는 중심부 편석 현상이 발생하지 않으며, 미세한 결정립 크기를 가짐을 확인할 수 있다. 반면, 도 3 및 도 4에 나타난 바와 같이, 비교예 1 및 7의 경우는 중심부에 띠 형상의 편석대가 존재하며, 비교예 7에는 다량의 펄라이트가 형성된 것을 확인할 수 있다.
도 5의 (a) 및 (b)는 각각 발명예 1 및 비교예 8의 EBSD 사진이다. 도 5의 (a) 및 (b)에 나타난 바와 같이, 발명예 1에는 매우 미세한 결정립이 형성된 반면, 비교예 8은 조대한 결정립이 형성된 것을 확인할 수 있다.
도 6의 (a) 내지 (c)는 각각 발명예 1, 비교예 7 및 비교예 8의 -10℃ DWTT 시험 후 파면 사진이다. 도 6의 (a) 내지 (c)에 나타난 바와 같이, 발명예 1은 우수한 DWTT 연성파면을 보이는 반면, 비교예 7 및 비교예 8은 발명예 1 대비 열위한 DWTT 연성파면을 보이는 것을 확인할 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 (9)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 1.4~1.7%, P: 0.005% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.075~0.1%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.1~0.3%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 침상형 페라이트, 베이나이트 및 폴리고날 페라이트의 복합조직과, 0.5면적% 이하의 펄라이트를 포함하며,
    상기 복합조직의 평균 유효결정립 크기가 10㎛ 이하이고,
    결정립 크기가 20㎛ 이상인 조대한 결정립이 5면적% 이하로 분포하는, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 극후물 열연강판의 두께방향 중심부에 중심편석이 존재하지 않는, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 극후물 열연강판의 두께는 20~24mm인, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 극후물 열연강판의 항복강도는 500~600MPa이고, -10℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상인, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판.
  5. 중량%로, C: 0.04~0.06%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 1.4~1.7%, P: 0.005% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.075~0.1%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.015%, N: 0.002~0.006, Ni: 0.1~0.3%, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.1~0.3%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위에서 가열하고,
    상기 가열된 슬라브를 1120~1160℃의 온도범위에서 가열로 밖으로 추출하고,
    상기 추출된 슬라브에 대해 Tnr~Tnr+60℃의 온도범위에서 압연을 종료하는 재결정역 압연을 실시하고, Ar3~800℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제공하고,
    상기 열연강판에 대한 냉각을 개시하여 450~650℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후 권취하되,
    상기 가열된 슬라브의 추출온도와 상기 재결정역 압연의 마지막 5회 압연 패스의 압하율 합은 하기의 관계식 1을 만족하는 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    60,000 ≤ 슬라브 추출온도 * 마지막 5회 압연 패스 압하율 합(℃·%) ≤ 80,000
  6. 제5항에 있어서,
    상기 재결정역 압연은 마지막 5회 압연 패스 내에서 20% 이상의 압하율로 최소 3회 이상 압연을 실시하는, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 열연강판은 550℃ 초과의 온도범위에서 권취되는, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 열연강판은 마무리 열간압연 후 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각되어 권취되는, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판의 제조방법.
  9. 제5항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께는 20~24mm인, 강도와 DWTT 저온인성이 우수한 극후물 열연강판의 제조방법.
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