KR20150112489A

KR20150112489A - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150112489A
Application number: KR1020140036778A
Authority: KR
Inventors: 권승오; 황성두; 고상기; 박병준
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2014-03-28
Filing date: 2014-03-28
Publication date: 2015-10-07

Abstract

합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 저온인성 및 취성균열 전파 및 정지 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.05 ~ 0.1%, Mn : 0.9 ~ 1.6%, Si : 0.2 ~ 0.3%, P : 0.01%이하, S : 0.005% 이하, Al : 0.015 ~ 0.05%, Ni : 0.2 ~ 0.6%, Cu : 0.1 ~ 0.3%, Nb : 0.01 ~ 0.03%, Ti : 0.01 ~ 0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1000 ~ 1100℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 760 ~ 840℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 3 ~ 7℃/sec의 냉각 속도로 FCT(Finish Cooling Temperature) : 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 저온인성 및 취성균열 전파 및 정지 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

대형 컨테이너선 건조시 선체의 하중 및 파도에 의한 응력 집중을 견디기 위해 고강도 강재를 적용하는 추세이며, 특히 해치 코밍(Hatch Coaming)부와 같은 중요 부위에서는 균열 발생시 강재 내부에서 그 균열을 정지시킬 수 있는 특성이 요구된다.

이러한 균열 전파 및 정지 특성을 갖는 강재를 제조하기 위해서는 저온인성이 우수하고 미세한 내부 조직을 갖도록 열간압연시 온도제어를 할 수 있는 기술이 적용되어야 한다.

종래의 고강도 강재는 고 합금으로 설계하여 강재의 강도를 확보하였지만, 강재의 용접성 및 가공성 확보를 위해 탄소당량(Ceq)을 제한하고 있으므로 저 탄소 및 저 망간의 합금설계가 요구된다.

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

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 저온인성 및 취성균열 전파 및 정지 특성이 우수한 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 450 ~ 700MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 25% 및 충격 천이온도(DBTT) : -60℃ 이하를 갖는 강재를 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.05 ~ 0.1%, Mn : 0.9 ~ 1.6%, Si : 0.2 ~ 0.3%, P : 0.01%이하, S : 0.005% 이하, Al : 0.015 ~ 0.05%, Ni : 0.2 ~ 0.6%, Cu : 0.1 ~ 0.3%, Nb : 0.01 ~ 0.03%, Ti : 0.01 ~ 0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1000 ~ 1100℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 760 ~ 840℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 3 ~ 7℃/sec의 냉각 속도로 FCT(Finish Cooling Temperature) : 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.1%, Mn : 0.9 ~ 1.6%, Si : 0.2 ~ 0.3%, P : 0.01%이하, S : 0.005% 이하, Al : 0.015 ~ 0.05%, Ni : 0.2 ~ 0.6%, Cu : 0.1 ~ 0.3%, Nb : 0.01 ~ 0.03%, Ti : 0.01 ~ 0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며, 인장강도(TS) : 450 ~ 700MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 25% 및 충격 천이온도(DBTT) : -60℃ 이하를 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명은 슬라브 재가열시 저온 재가열을 통해 초기 오스테나이트의 그라인 사이즈(Grain Size)의 성장을 억제하고, 열간압연 시 강의 중심부까지 압하력이 미치도록 강압하 압연을 적용하되, 압연속도를 1.2 ~ 1.5m/s의 저속으로 실시하여 패스당 압하율을 극대화시킴으로써, 강의 표면부에서 중심부까지의 최종 미세조직을 균일하게 확보하여 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보할 수 있는 강재를 제조할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 강재는 인장강도(TS) : 450 ~ 700MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 25% 및 충격 천이온도(DBTT) : -60℃ 이하를 갖는다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 비교예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 실시예 1에 따른 시편의 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 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

강재

본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 450 ~ 700MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 25% 및 충격 천이온도(DBTT) : -60℃ 이하를 나타내는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.1%, Mn : 0.9 ~ 1.6%, Si : 0.2 ~ 0.3%, P : 0.01%이하, S : 0.005% 이하, Al : 0.015 ~ 0.05%, Ni : 0.2 ~ 0.6%, Cu : 0.1 ~ 0.3%, Nb : 0.01 ~ 0.03%, Ti : 0.01 ~ 0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성된다.

이때, 강재는 1/2 두께 지점의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트 조직이 단면면적율로 80 ~ 90%를 갖는다.

또한, 강재는 1/4 두께 지점의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이나이트 조직이 단면면적율로 40 ~ 50%를 갖는다.

이하, 본 발명에 따른 강재에 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 강재 전체 중량의 0.05 ~ 0.1 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.1 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있다.

망간(Mn)

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

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.9 ~ 1.6 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 0.9 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.6 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.2 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.2 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.

인(P)

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 2차가공취성을 저하시키는 대표적인 원소이다. 다만, 본 발명에서 인(P)의 함량이 강재 전체 중량의 0.01 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 망간(Mn)과 반응하여 미세한 MnS의 석출물을 형성하여 가공성을 향상시킨다. 다만, 본 발명에서 황의 함량이 강재 전체 중량의 0.005 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 연성 및 성형성이 크게 낮아질 수 있으며, 적열취성의 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.005 중량% 이하로 제한하였다.

알루미늄(Al)

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

상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.015 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al₂O₃를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.2 ~ 0.6 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.6 중량%를 초과할 경우에는 강재의 냉간가공성을 저하시킨다. 또한 과다한 니켈(Ni)의 첨가는 강재의 제조 비용을 크게 상승시킨다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.3 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 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우에는 강판의 용접성을 저하시키며, 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

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 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.02 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 0.02 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

한편, 본 발명에 따른 압력용기 강재는 하기 식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si) 및 니켈(Ni)을 포함하는 것이 바람직하다.

식 1 : 0.35 ≤ [C]+[Mn/6]+[Si/24]+[Ni/40] ≤ 0.40

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)

이때, 탄소당량(Ceq)이 0.40을 초과할 시, 용접부에서 균열이 발생할 가능성이 높으므로, 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si) 및 니켈(Ni)의 함량은 낮게 제어되는 것이 바람직하다.

강재 제조 방법

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

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 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 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.1%, Mn : 0.9 ~ 1.6%, Si : 0.2 ~ 0.3%, P : 0.01%이하, S : 0.005% 이하, Al : 0.015 ~ 0.05%, Ni : 0.2 ~ 0.6%, Cu : 0.1 ~ 0.3%, Nb : 0.01 ~ 0.03%, Ti : 0.01 ~ 0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성된다.

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 ~ 1100℃로 재가열한다. 이와 같이, 1000 ~ 1100℃의 저온으로 재가열하여 초기 생성되는 오스테나이트의 성장을 최대한 억제하는 것이 바람직하다.

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 1100℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 미세 조직의 페라이트가 조대화되어 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강재의 제조비용만을 상승시킬 수 있다.

1차 압연

1차 압연 단계(S120)는 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연한다. 이때, 오스테나이트 재결정영역은 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 950℃ 조건으로 실시하는 것이 바람직하다.

본 단계에서, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 900℃ 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.

특히, 1차 압연 단계에서, 1차 압연기는 1.2 ~ 1.5m/s의 저속으로 회전시키는 것이 바람직하다. 1차 압연기의 회전 속도가 1.2m/s 미만일 경우에는 압연 속도가 너무 느린 관계로 심부까지 충분한 압연이 이루어지지 못하는 문제를 유발할 수 있다. 반대로, 1차 압연기의 회전 속도가 1.5m/s을 초과할 경우에는 압연 속도가 빠른 관계로 중심부와 표면 간의 재질 편차가 심화될 우려가 크다.

이때, 1차 압연시 1차 압연기의 회전 속도를 1.2 ~ 1.5m/s의 저속으로 실시하되, 1차 압연기는 압연 패스당 압하비가 점진적으로 증가되도록 설정하는 것이 바람직한데, 이는 패스당 압하율을 극대화시킴으로써, 강의 표면부에서 중심부까지의 최종 미세조직을 균일하게 확보하여 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보하기 위함이다.

이때, 1차 압연 종료 후, 강의 두께는 초기 슬라브 두께의 50% 이하가 되도록 제어압연하는 것이 바람직하다.

즉, 1차 압연 압하비는 하기 식 2를 만족하는 것이 바람직하다.

식 2 : R₁ = (S₀ - T₁) / S₀ ≥ 0.5

여기서, R₁은 1차 압연 압하비이고, S₀는 슬라브 두께이며, T₁은 1차 압연 후의 슬라브 두께를 의미한다.

2차 압연

2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 760 ~ 840℃ 조건으로 2차 압연한다.

본 단계에서, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 760℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 840℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.

냉각

냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 3 ~ 7℃/sec의 냉각 속도로 FCT(Finish Cooling Temperature) : 350 ~ 450℃까지 냉각한다.

본 단계에서, 냉각종료온도(FCT)가 350℃ 미만일 경우에는 강의 제조비용이 증가하며, 저온 조직이 생성되어 강도 확보에는 유리하나, 저온 인성에 취약해지는 문제가 있다. 반대로, 냉각종료온도(FCT)가 450℃를 초과할 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

또한, 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 냉각 속도가 7℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 인해 강재의 형상에 변형이 일어나는 문제를 유발할 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 강재는 슬라브 재가열시 저온 재가열을 통해 초기 오스테나이트의 그라인 사이즈(Grain Size)의 성장을 억제하고, 열간압연 시 강의 중심부까지 압하력이 미치도록 강압하 압연을 적용하되, 압연속도를 1.2 ~ 1.5m/s의 저속으로 실시하여 패스당 압하율을 극대화시킴으로써, 강의 표면부에서 중심부까지의 최종 미세조직을 균일하게 확보하여 우수한 취성균열전파정지 특성을 확보할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 1/2 두께 지점의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트 조직이 단면면적율로 80 ~ 90%를 갖고, 1/4 두께 지점의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이나이트 조직이 단면면적율로 40 ~ 50%를 갖는다.

또한, 본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 450 ~ 700MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 25% 및 충격 천이온도(DBTT) : -60℃ 이하를 갖는다.

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 1의 조성과 표 2의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 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]

2. 기계적 물성 평가

표 3은 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 3]

표 1 내지 표 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 450 ~ 700MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 25% 및 충격 천이온도(DBTT) : -60℃ 이하를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우에는 인장강도(TS) 및 충격 천이온도(DBTT)가 목표값에 미달하였는데, 이는 1차 압연기의 평균 회전속도가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는데 기인하여 중심부의 그레인 사이즈가 증가한데 기인한 것으로파악된다.

도 2는 비교예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 실시예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 비교예 1 및 실시예 1에 따른 시편들 모두 1/2 두께 지점의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 확인할 수 있다.

그러나, 비교예 1에 따른 시편의 경우에는 애시큘라 페라이트 및 폴리고날 페라이트 조직의 평균 직경이 7.4㎛로 조대한 것을 확인할 수 있다. 반면, 실시예 1에 따른 시편의 경우에는 애시큘라 페라이트 및 폴리고날 페라이트 조직의 평균 직경이 5.5㎛로 미세화된 것을 확인할 수 있다.

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 : 0.05 ~ 0.1%, Mn : 0.9 ~ 1.6%, Si : 0.2 ~ 0.3%, P : 0.01%이하, S : 0.005% 이하, Al : 0.015 ~ 0.05%, Ni : 0.2 ~ 0.6%, Cu : 0.1 ~ 0.3%, Nb : 0.01 ~ 0.03%, Ti : 0.01 ~ 0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1000 ~ 1100℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계;
(c) 상기 1차 압연된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 760 ~ 840℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
(d) 상기 2차 압연된 판재를 3 ~ 7℃/sec의 냉각 속도로 FCT(Finish Cooling Temperature) : 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
하기 식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si) 및 니켈(Ni)을 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.

식 1 : 0.35 ≤ [C]+[Mn/6]+[Si/24]+[Ni/40] ≤ 0.40
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
제1항에 있어서,
상기 (b) 단계에서,
1차 압연기는 압연 패스당 압하비가 점진적으로 증가되도록 설정하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제3항에 있어서,
상기 1차 압연기는
1.2 ~ 1.5m/s의 평균 회전속도로 구동하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (b) 단계에서,
1차 압연 압하비는 하기 식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
식 2 : R₁ = (S₀ - T₁) / S₀ ≥ 0.5
(여기서, R₁은 1차 압연 압하비, S₀는 슬라브 두께, T₁은 1차 압연 후의 슬라브 두께임.)
중량%로, C : 0.05 ~ 0.1%, Mn : 0.9 ~ 1.6%, Si : 0.2 ~ 0.3%, P : 0.01%이하, S : 0.005% 이하, Al : 0.015 ~ 0.05%, Ni : 0.2 ~ 0.6%, Cu : 0.1 ~ 0.3%, Nb : 0.01 ~ 0.03%, Ti : 0.01 ~ 0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며,
인장강도(TS) : 450 ~ 700MPa, 항복강도(YS) : 350 ~ 500MPa, 연신율(EL) : 20 ~ 25% 및 충격 천이온도(DBTT) : -60℃ 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제6항에 있어서,
상기 강재는
1/2 두께 지점의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트 조직이 단면면적율로 80 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제6항에 있어서,
상기 강재는
1/4 두께 지점의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이나이트 조직이 단면면적율로 40 ~ 50%를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.