KR20150076888A

KR20150076888A - 극후 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150076888A
Application number: KR1020130165569A
Authority: KR
Inventors: 김종철; 신경진
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2013-12-27
Filing date: 2013-12-27
Publication date: 2015-07-07

Abstract

합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 용접성을 증대시킬 수 있음과 더불어 두께 중심부의 저온인성을 향상시킬 수 있는 극후 강판 및 그 제조 방법에 개시한다.
본 발명에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.04 ~ 0.08%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, P : 0.05% 이하, S : 0.005% 이하, Cr : 0.2% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.06%, Cu : 0.15 ~ 0.50%, Nb : 0.020 ~ 0.045%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Ca : 0.001 ~ 0.005% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 침상형 페라이트 조직이 단면 면적율로 70 ~ 80%를 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

극후 강판 및 그 제조 방법{EXTREMELY THICK STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 용접성을 증대시킬 수 있음과 더불어 두께 중심부의 저온인성을 향상시킬 수 있는 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

전세계적인 석유 자원의 극심한 소비로 인해 향후에는 현재보다 더욱 가혹한 환경에서의 에너지 자원의 채굴을 요하고 있다. 이 같은 추세에 따라, 해양구조용 강판은 그 사용 환경에 있어서 더욱 낮은 온도에서의 강도 및 인성을 확보해야 하는 것이 필수불가결하다.

특히, 이런 환경에서의 강도를 확보하기 위해서는 더욱 두꺼운 강판을 사용해야만 하나, 이 경우 강재의 두께가 두꺼워짐에 따라 충격 인성 및 용접열영향부의 CTOD(crack tip opening displacement) 특성은 저하되므로, 이를 해결하고자 하는 노력이 활발히 진행되고 있다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허 제10-1997-0043155호(1997.07.26 공개)가 있다.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 용접성을 증대시킬 수 있음과 더불어 두께 중심부의 저온인성을 향상시킬 수 있는 극후 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 460 ~ 600MPa, 항복강도 : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 30% 및 -60℃에서의 충격 흡수에너지 : 400J 이상을 갖는 극후 강판을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.04 ~ 0.08%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, P : 0.05% 이하, S : 0.005% 이하, Cr : 0.2% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.06%, Cu : 0.15 ~ 0.50%, Nb : 0.020 ~ 0.045%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Ca : 0.001 ~ 0.005% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 1000 ~ 1150℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 700 ~ 850℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 FCT(Finish Cooling Temperature) : 350 ~ 500℃ 조건으로 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.04 ~ 0.08%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, P : 0.05% 이하, S : 0.005% 이하, Cr : 0.2% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.06%, Cu : 0.15 ~ 0.50%, Nb : 0.020 ~ 0.045%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Ca : 0.001 ~ 0.005% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 침상형 페라이트 조직이 단면 면적율로 70 ~ 80%를 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 극후 강판 및 그 제조 방법은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 침상형 페라이트 조직이 단면 면적율로 70 ~ 80%를 갖도록 제어함으로써, 두께 전 방향에 대한 미세조직의 미세화를 유도하여 충격 인성 및 용접열영향부의 CTOD(crack tip opening displacement) 특성을 향상시킬 수 있다.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 극후 강판은 탄소당량(Ceq) : 0.40 이하 및 용접균열 감수성 지수(Pcm) : 0.23 이하를 가지면서도, 인장강도(TS) : 460 ~ 600MPa, 항복강도 : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 30% 및 -60℃에서의 충격 흡수에너지 : 400J 이상을 나타낼 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들에 대한 충격인성 실험 결과를 나타낸 그래프이다.
도 3은 실시예 1에 따른 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 극후 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

극후 강판

본 발명에 따른 극후 강판은 탄소당량(Ceq) : 0.45 이하 및 용접균열 감수성 지수(Pcm) : 0.23 이하를 가지면서도, 인장강도(TS) : 460 ~ 600MPa, 항복강도 : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 30% 및 -60℃에서의 충격 흡수에너지 : 400J 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.04 ~ 0.08%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, P : 0.05% 이하, S : 0.005% 이하, Cr : 0.2% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.06%, Cu : 0.15 ~ 0.50%, Nb : 0.020 ~ 0.045%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Ca : 0.001 ~ 0.005% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

이때, 상기 강판은 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 침상형 페라이트 조직이 단면 면적율로 70 ~ 80%를 갖는다.

이하, 본 발명에 따른 극후 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.04 ~ 0.08 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.04 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.08 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우에는 강판의 인성 및 용접성이 열화되는 문제가 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 1.2 ~ 1.8 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.8 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.

인(P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 극후 강판 전체 중량의 0.05 중량% 이하의 함량비로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해한다. 특히, 상기 황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 응력부식균열에 대한 저항성을 악화시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 극후 강판 전체 중량의 0.005 중량% 이하의 함량비로 제한하였다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 강도 향상에 기여한다. 또한 크롬(Cr)은 δ페라이트영역을 확대하고, 아포정(hypo-peritectic)역을 고탄소 측으로 이행시켜 슬라브 표면품질을 개선하는 역할을 한다.

다만, 크롬(Cr)의 함량이 0.2 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 용접 열영향부(HAZ)의 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다. 따라서, 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.2 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.

가용성 알루미늄(S_Al)

가용성 알루미늄(S_Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

상기 가용성 알루미늄(S_Al)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.06 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.02 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 연주에 어려움이 있어 생산성을 떨어뜨리며, Al₂O₃와 같은 피닝효과를 일으키는 화합물을 형성하여 오스테나이트 결정입자를 미세화시키는 요인으로 작용한다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.15 ~ 0.50 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.50 중량%를 초과할 경우에는 강판의 열간가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제점이 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.020 ~ 0.045 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.020 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.045 중량%를 초과할 경우에는 강판의 용접성을 저하시키며, 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.3 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.3 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 강판의 냉간가공성을 저하시킨다. 또한 과다한 니켈(Ni)의 첨가는 강판의 제조 비용을 크게 상승시킨다.

티타늄(Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 열연 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.

상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.005 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 상기의 MnS 제어 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.005 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 연주성 및 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

한편, 본 발명에 따른 극후 강판은 하기 수학식 1 및 2를 만족하는 범위에서 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni) 및 크롬(Cr)을 포함하는 것이 바람직하다.

수학식 1 : [C]+[Mn/6]+[(Cu + Ni)/15]+[Cr/5] ≤ 0.40

수학식 2 : [C]+[Si/30]+[Mn/20]+[Cu/20]+[Ni/60]+[Cr/20] ≤ 0.23

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)

이때, 탄소당량(Ceq)이 0.45를 초과하거나, 또는 용접균열 감수성 지수(Pcm)가 0.23을 초과할 시, 용접부에서 균열이 발생할 가능성이 높으므로, 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni) 및 크롬(Cr)의 함량은 낮게 제어되는 것이 바람직하다.

극후 강판 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 1차 압연 단계(S120), 2차 압연 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 극후 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.08%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, P : 0.05% 이하, S : 0.005% 이하, Cr : 0.2% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.06%, Cu : 0.15 ~ 0.50%, Nb : 0.020 ~ 0.045%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Ca : 0.001 ~ 0.005% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

이때, 상기 조성을 갖는 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1150℃로 재가열한다. 이러한 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다.

본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1000℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 미세 조직의 페라이트가 조대화되어 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조비용만 상승할 수 있다.

1차 압연

1차 압연 단계(S120)는 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연한다. 이때, 오스테나이트 재결정영역은 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.

본 단계에서, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 850℃ 미만일 경우에는 조압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 이와 반대로, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 950℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

2차 압연

2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 700 ~ 850℃ 조건으로 2차 압연한다.

본 단계에서, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 700℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 850℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 60 ~ 80%가 되도록 실시될 수 있다. 만일, 2차 압연의 누적압하율이 60% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 80%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.

냉각

냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 SCT(Start Cooling Temperature) : 700 ~ 800℃ 및 FCT(Finish Cooling Temperature) : 350 ~ 500℃ 조건으로 냉각한다.

본 단계에서, 냉각개시온도(SCT)가 700℃ 미만일 경우에는 애시큘라 페라이트 분율이 너무 높아 강도가 미달될 수 있다. 반대로, 냉각개시온도(SCT)가 800℃를 초과할 경우, 가속냉각이 충분하면 강도는 높으나 항복비가 목표값을 초과하게 되어 변형능을 확보할 수 없다.

또한, 냉각종료온도(FCT)가 350℃ 미만일 경우에는 강의 제조비용이 증가하며, 저온 조직이 생성되어 강도 확보에는 유리하나, 저온 인성에 취약해지는 문제가 있다. 반대로, 냉각종료온도(FCT)가 500℃를 초과할 경우에는 베이나이트가 형성되지 않아 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

또한, 본 단계에서, 냉각 속도는 3 ~ 7℃/sec의 속도로 실시하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 냉각 속도가 7℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 강판의 형상에 불리할 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 극후 강판은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 침상형 페라이트 조직이 단면 면적율로 70 ~ 80%를 갖도록 제어함으로써, 두께 전 방향에 대한 미세조직의 미세화를 유도하여 충격 인성 및 용접열영향부의 CTOD(crack tip opening displacement) 특성을 향상시킬 수 있다.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 극후 강판은 탄소당량(Ceq) : 0.45 이하 및 용접균열 감수성 지수(Pcm) : 0.23 이하를 가지면서도, 인장강도(TS) : 460 ~ 600MPa, 항복강도 : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 30% 및 -60℃에서의 충격 흡수에너지 : 400J 이상을 나타낼 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1 및 표 2의 조성과 표 3의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열, 1차 압연, 2차 압연 및 냉각의 열연공정을 모사하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2] (단위 : 중량%)

[표 3]

2. 기계적 물성 평가

표 4는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이고, 도 2는 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들에 대한 충격인성 실험 결과를 나타낸 그래프이다.

[표 4]

표 1 내지 표 4 및 도 2를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 460 ~ 500MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 30% 및 -60℃에서의 충격 흡수에너지 : 400J 이상을 모두 만족하였다. 또한, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 탄소당량(Ceq) : 0.40 이하 및 용접균열 감수성 지수(Pcm) : 0.23 이하를 모두 만족하였다.

반면, 비교예 1에 따른 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, -60℃에서의 충격 흡수에너지가 목표값에 미달하였다. 또한, 비교예 1에 따른 시편의 경우, 용접균열 감수성 지수(Pcm)는 목표값을 만족하였으나, 탄소당량(Ceq)이 목표값에 미달하였다.

또한, 비교예 2 ~ 3에 따른 시편들의 경우, 인장강도, 항복강도 및 연신율은 목표값에 상회하는 값을 나타내었으나, -60℃에서의 충격 흡수에너지가 목표값에 미달하는 68J 및 97J로 각각 측정되었다. 또한, 비교예 2 ~ 3에 따른 시편들의 경우, 탄소당량(Ceq) 및 용접균열 감수성 지수(Pcm) 모두 목표값을 만족하지 못하였다.

한편, 도 3은 실시예 1에 따른 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

도 3에 도시된 바와 같이, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 알 수 있다. 조직분율을 측정해 본 결과, 침상형 페라이트 조직이 단면 면적율로 73.8%를 차지하는 것을 확인하였다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 1차 압연 단계
S130 : 2차 압연 단계
S140 : 냉각 단계

Claims

(a) 중량%로, C : 0.04 ~ 0.08%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, P : 0.05% 이하, S : 0.005% 이하, Cr : 0.2% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.06%, Cu : 0.15 ~ 0.50%, Nb : 0.020 ~ 0.045%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Ca : 0.001 ~ 0.005% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 1000 ~ 1150℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계;
(c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 700 ~ 850℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
(d) 상기 2차 압연된 판재를 FCT(Finish Cooling Temperature) : 350 ~ 500℃ 조건으로 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계에서,
상기 슬라브 판재는
하기 수학식 1 및 2를 만족하는 범위에서 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni) 및 크롬(Cr)을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
수학식 1 : [C]+[Mn/6]+[(Cu + Ni)/15]+[Cr/5] ≤ 0.40
수학식 2 : [C]+[Si/30]+[Mn/20]+[Cu/20]+[Ni/60]+[Cr/20] ≤ 0.23
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
상기 2차 압연된 판재를 SCT(Start Cooling Temperature) : 700 ~ 800℃ 조건으로 냉각을 개시하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
3 ~ 7℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
중량%로, C : 0.04 ~ 0.08%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, P : 0.05% 이하, S : 0.005% 이하, Cr : 0.2% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.06%, Cu : 0.15 ~ 0.50%, Nb : 0.020 ~ 0.045%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Ca : 0.001 ~ 0.005% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 침상형 페라이트 조직이 단면 면적율로 70 ~ 80%를 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
제5항에 있어서,
상기 강판은
하기 수학식 1 및 2를 만족하는 범위에서 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni) 및 크롬(Cr)을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
수학식 1 : [C]+[Mn/6]+[(Cu + Ni)/15]+[Cr/5] ≤ 0.40
수학식 2 : [C]+[Si/30]+[Mn/20]+[Cu/20]+[Ni/60]+[Cr/20] ≤ 0.23
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
제5항에 있어서,
상기 강판은
인장강도(TS) : 460 ~ 600MPa, 항복강도 : 350 ~ 500MPa 및 연신율(EL) : 20 ~ 30%를 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
제5항에 있어서,
상기 강판은
-60℃에서의 충격 흡수에너지 : 400J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판.