WO2019078538A1 - 표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 제조방법 - Google Patents

표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 제조방법 Download PDF

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김성규
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Definitions

  • the present invention relates to a low-temperature steel which can be used at a wide temperature range from a low temperature to a room temperature such as a liquefied gas storage tank and a transportation facility, and more particularly, to a low-temperature high- .
  • Low-temperature tanks are made of materials with excellent mechanical properties such as strength and toughness at low temperatures. Typical examples are aluminum alloys, austenitic stainless steels, 35% invar steel, and 9% Ni steels.
  • one of the methods for producing a material having a high low temperature toughness is to have a stable austenite structure at a low temperature.
  • the slab Since the phase transformation does not occur, the slab has a coarse cast structure. As a result, when the slab is hot-rolled, surface-boundary cracking occurs. In addition, the slabs not accompanied by the phase transformation have a coarse casting structure, and thus the high temperature ductility is not good.
  • Patent Document 1 Korean Published Patent Application No. 2011-0009792
  • a low-temperature high manganese steel having excellent yield strength and impact toughness as well as excellent surface quality.
  • a method for manufacturing a low-temperature high manganese steel material which is excellent in yield strength and impact toughness and can be manufactured at low cost for a low-temperature high manganese steel material excellent in surface quality .
  • a low temperature high manganese steel comprises 0.3 to 0.8 wt% of C, 18 to 26 wt% of Mn, 0.01 to 1 wt% of Si, 0.01 to 0.5 wt% of Al, 0.1 to 0.1 wt% of Ti, % or less (excluding 0%), Cr: 1 ⁇ 4.5 wt%, Cu: 0.1 ⁇ 0.9 wt%, S: 0.03 (excluding 0%) wt% or less, P: 0.3% or less (excluding 0%), N 0.001 to 0.03% by weight, B: 0.004% by weight or less (excluding 0%), the balance Fe and other unavoidable impurities, the microstructure is austenite single phase structure, the average grain size of the austenite structure is 50 ⁇ or less , The number of austenite grains having a size of 50 ⁇ or more may be less than 1 per cm 2 .
  • the high manganese steel may contain not more than 1% by volume of precipitates (including 0%).
  • the high manganese steel may have an impact energy in the rolling direction at -196 DEG C of 100 J or more and the high manganese steel has a material anisotropy index which is the ratio of the thickness direction impact energy at -196 DEG C to the rolling direction impact energy at -196 DEG C. Can be 0.6 or more.
  • the yield strength of the high manganese steel may be 400 MPa or more.
  • the high manganese steel is produced by a method comprising the steps of preparing a slab having the above composition, reheating the slab and hot rolling the reheated slab, wherein the surface of the slab before reheating has a size of 150 m or more And a number of grains having a grain size of less than 1 per cm < 2 > may be formed.
  • the average grain size of the surface layer portion of the slab before reheating may be 100 ⁇ or less.
  • the slab before reheating may have a section reduction of at least 60% at 1100 ° C.
  • a method of manufacturing a high-temperature high-manganese steel comprises the steps of: 0.3 to 0.8 wt% of C, 18 to 26 wt% of Mn, 0.01 to 1 wt% of Si, 0.01 to 0.5 wt% , Ti: 0.1 wt% or less (excluding 0%), P: 0.3 wt% or less (excluding 0%), N: 0.001 to 0.03 wt%, B: 0.1 to 0.9 wt%, S: 0.004 wt% or less (excluding 0%), the balance Fe and other unavoidable impurities; A deforming step of deforming the slab so that a fine recrystallized structure is formed in a surface layer portion of the slab; Air-cooling the slab having a fine recrystallized structure to the surface layer at room temperature as described above; A reheating step of heating the air-cooled slab to a temperature of 1100 to 1250 ° C; A hot rolling step of finishing rolling the reheated
  • the deforming step is performed so that a recrystallized structure having a number of grains having a size of 150 mu m or more and less than 1 per cm < 2 > is formed.
  • the average grain size of the surface layer portion of the slab after the deformation imparting step may be 100 ⁇ or less.
  • the deformation imparting step may be carried out by rough rolling under a reduced pressure condition at 1000 to 1200 ° C.
  • the deformation-imparting step may be carried out by a high-temperature forging treatment at 1000 to 1200 ° C.
  • the average grain size of the surface layer portion of the slab after the high-temperature forging treatment may be 100 ⁇ or less.
  • the deforming step may be performed so as to have a thickness reduction ratio of 15 to 50% with respect to the initial slab.
  • the finish rolling temperature can be controlled according to the final steel material thickness during hot rolling in the hot rolling step.
  • the final pass rolling temperature in the hot rolling step is 18t [t: steel material thickness (mm)] or more
  • the final pass rolling temperature is set to be 850 DEG C or more and less than 900 DEG C and the final steel material thickness is 18t [t: steel material thickness )]
  • the final pass rolling temperature of the hot finish rolling may be 900 ° C or higher and 950 ° C or lower.
  • a low-temperature high manganese steel having excellent yield strength and impact toughness as well as excellent surface quality can be provided at low cost.
  • Figs. 1 and 2 show the microstructure of the slab before and after the forging operation.
  • Fig. 1 shows the slab microstructure before the forging operation
  • Fig. 2 shows the slab microstructure after the forging operation.
  • FIG. 3 and 4 show microstructure of a conventional steel material and a steel material consistent with the present invention.
  • Fig. 3 shows the microstructure of a conventional steel material (comparative example (2)) in which an austenitic grains are formed, Shows a uniform austenite structure of a steel material (embodiment (3)) to which a slab forging operation is applied according to the present invention.
  • Fig. 5 and Fig. 6 are photographs showing an example of a result of evaluating whether or not surface irregularities of the steel material occur, Fig. 5 shows an example where surface irregularity occurs, and Fig. 6 shows an example where irregularity does not occur.
  • FIG. 7 is a graph showing the change in high temperature ductility of the slab according to the grain size of the microstructure of the slab surface layer microstructure.
  • the present invention relates to a high-temperature high-manganese steel having excellent surface quality and a method of manufacturing the same, and the preferred embodiments of the present invention will be described below.
  • the embodiments of the present invention can be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the embodiments are provided to explain the present invention to a person having ordinary skill in the art to which the present invention belongs.
  • the present invention can be suitably applied to materials for use in low-temperature parts such as fuel tanks for storing and transporting liquefied petroleum gas and liquefied natural gas at low temperature, storage tanks, marine membranes, transport pipes, etc. .
  • austenite single phase from the slab state to the product that is, a property that phase transformation does not occur, appears.
  • the slab Since the phase transformation does not occur, the slab has a coarse cast structure. As a result, when the slab is hot-rolled, surface-boundary cracking occurs.
  • the surface quality of the steel is made dull and the thickness irregularity of the final structure is caused .
  • the slabs not accompanied by the phase transformation have a coarse casting structure, and thus the high temperature ductility is not good.
  • the present inventors have conducted research and experiments to obtain a high-temperature-high manganese steel having a high yield strength and excellent impact toughness and an excellent surface quality, and as a result, the present invention has been completed.
  • the main concept of the present invention is as follows.
  • the size of the microstructure of the steel and the number of coarse grains are appropriately controlled. This can improve the surface quality of the steel.
  • Cooling conditions of hot-rolled steel are properly controlled. This can inhibit carbide formation at grain boundaries. Impact toughness can be improved by suppressing the formation of carbide in the grain boundary.
  • the slab Before the hot rolling of the slab, the slab is subjected to deformation so as to form a fine recrystallized structure on the surface layer of the slab.
  • Examples of the treatment for applying the strain include rough rolling under a reduced pressure or hot forging.
  • a fine recrystallization structure is formed in the surface layer of the slab by subjecting the slab to a deformation treatment, for example, a rough rolling treatment under a reduced pressure condition or a forging treatment, before the hot rolling of the slab, And the surface quality of the steel can be improved. Further, since a fine recrystallized structure is formed in the surface layer portion of the slab, the high temperature ductility of the slab can be improved.
  • the hot rolling condition is controlled appropriately. In particular, it controls the finishing rolling temperature according to the final steel material thickness during hot rolling. As a result, a high strength can be secured.
  • the low-temperature high-manganese steel according to one embodiment of the present invention comprises 0.3 to 0.8 wt% of C, 18 to 26 wt% of Mn, 0.01 to 1 wt% of Si, 0.01 to 0.5 wt% of Al, 0.1 wt% of Ti, (Excluding 0%), P: not more than 0.3% (excluding 0%), N: not more than 0% (excluding 0%) , Cr: 1 to 4.5% 0.001 to 0.03% by weight, B: 0.004% by weight or less (excluding 0%), the balance Fe and other unavoidable impurities, the microstructure is austenite single phase structure, the average grain size of the austenite structure is 50 ⁇ or less, The number of austenite grains having a grain size of 50 mu m or more may be less than one per cm < 2 >.
  • C carbon
  • austenite stability is insufficient and ferrite or martensite is formed and the low-temperature toughness is lowered.
  • carbides are formed to cause surface defects. Therefore, the content thereof is preferably limited to 0.3 to 0.8% by weight.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the content of Mn is preferably limited to 18 to 26% by weight.
  • Si silicon is an element which improves the casting of molten steel and, particularly when added to austenite steel, is solidified in the steel to increase the strength effectively.
  • the toughness may be lowered while lowering the austenite stability. Therefore, the upper limit of the Si content is preferably limited to 1% by weight.
  • Al is an element that stabilizes austenite in the appropriate amount range and affects the activity of carbon in steel, effectively inhibiting carbide formation and increasing toughness.
  • the upper limit of the Al content is preferably limited to 0.5% by weight.
  • Ti (titanium) is an element that increases the strength and toughness by forming precipitates alone or in combination to refine the austenite grains. In addition, when sufficient precipitate-forming sites are present in the austenite grains, fine precipitates are formed in the grains to increase strength through precipitation hardening. However, when it is added in an amount exceeding 0.1% by weight, a large amount of oxides are produced in the steelmaking process, thereby causing problems such as process and casting during continuous casting, or deterioration of elongation, toughness and surface quality of the steel by coarsening of the carbonitride.
  • the content of Ti (titanium) is preferably limited to 0.1% by weight or less.
  • Cr chromium
  • Cr is superior to strength enhancement through strengthening of the austenite structure. It has an effect of improving the surface quality effectively at high temperature oxidation since it has a corrosion resistance effect.
  • Cr is preferably added in an amount of 1% by weight or more.
  • the content of Cr is preferably limited to 1 to 4.5% by weight.
  • Cu is an element which improves low-temperature toughness while stabilizing austenite with manganese and carbon.
  • the solubility in carbide is very low and the diffusion in austenite is slow, so that it is concentrated in the austenite and nucleated carbide interface, thereby inhibiting carbon diffusion, effectively slowing carbide growth and inhibiting carbide formation Cr is preferably used.
  • Cu is preferably added in an amount of 0.1 wt% or more.
  • the content of Cu is preferably limited to 0.1 to 0.9% by weight.
  • S sulfur
  • S (sulfur) needs to be controlled to 0.03 wt% or less for the control of inclusions.
  • P phosphorus
  • the content thereof should be controlled to 0.3 wt% or less. If the content of P exceeds 0.3 wt%, the main composition may deteriorate, so that the upper limit of the content is preferably limited to 0.3 wt%.
  • N nitrogen
  • the upper limit of the N content is preferably limited to 0.03% by weight.
  • the effect is insignificant, so that the lower limit of the N content is preferably limited to 0.001% by weight.
  • B boron
  • the microstructure of the low temperature high manganese steel product for use according to the embodiment of the invention is not more than the average grain size of the austenite 50 ⁇ m, the number of the austenite crystal grains having at least 1 per 2 cm size 50 ⁇ m ≪ / RTI >
  • the average crystal grain size of the austenite structure exceeds 50 ⁇ , uneven deformation occurs in the structure due to the high density of the coarse grains, which may deteriorate the surface quality after processing,
  • the average crystal grain size is limited to 50 mu m or less.
  • the average crystal grain size of the austenite structure becomes smaller, the strength of the steel becomes higher accordingly.
  • the grain boundary carbide can be easily precipitated by grain refinement and the low temperature toughness can be damped at the opposite part due to the increase in strength,
  • the average crystal grain size of the austenite structure is limited to 20 mu m or more. Accordingly, the average grain size of the austenite structure is preferably 20 to 50 mu m, and more preferably, the average grain size of the austenite structure is 20 to 30 mu m.
  • the number of austenite grains having a size of 50 mu m or more in the austenite structure is one or more per cm < 2 & gt ;
  • the surface density may deteriorate after processing into a structure due to high density of coarse grains. Therefore, the number of austenite grains having a size of 50 mu m or more is preferably limited to less than 1 per cm < 2 & gt ; . More preferably, the number of austenite grains having a size of 30 ⁇ or more may be less than 1 per cm 2 .
  • the high manganese steel may contain not more than 1% by volume of precipitates (including 0%). If the content of the precipitate exceeds 1 vol%, the low-temperature toughness may decrease . Therefore, it is preferable to suppress the content of the precipitate to 1 vol% or less (including 0%).
  • the thickness of the high manganese steel may be 8.0 mm or more, and preferably 8.0 to 40 mm.
  • the low-temperature high-manganese steel according to one embodiment of the present invention may have a Charpy impact absorption energy of 100 J or more in the rolling direction (RD, direction) at -196 ⁇ .
  • the material anisotropy index of the steel means the ratio of the Charpy impact absorption energy (TD) of the steel in the thickness direction (TD) to the Charpy impact absorption energy in the rolling direction (RD) of the steel.
  • the material anisotropy index of steel means a value obtained by dividing the Charpy impact absorption energy in the steel thickness direction (TD) at -196 DEG C by the Charpy impact absorption energy in the steel material rolling direction (RD) at -196 DEG C do.
  • the low-temperature high-manganese steel according to an embodiment of the present invention restricts the material anisotropy index to a certain level or higher, thereby effectively preventing the Charpy impact absorption energy from being unevenly distributed in the direction of the material in the final product .
  • the lower limit of the material anisotropy index to prevent unevenness of the physical properties of the final product depending on the direction of the material may be 0.6, and the lower limit of the preferable material anisotropy index may be 0.8.
  • a method for manufacturing a high-temperature high-manganese steel material comprising the steps of: 0.3 to 0.8 wt% of C, 18 to 26 wt% of Mn, 0.01 to 1 wt% of Si, 0.01 to 0.5 wt% Ti: 0.1 wt% or less (excluding 0%), P: 0.3 wt% or less (excluding 0%), N: 0.001 to 0.03 wt%, B: 0.1 to 0.9 wt%, S: 0.004 wt% or less (excluding 0%), the balance Fe and other unavoidable impurities; A deforming step of deforming the slab so that a fine recrystallized structure is formed in a surface layer portion of the slab; Air-cooling the slab having a fine recrystallized structure to the surface layer at room temperature as described above; A reheating step of heating the air-cooled slab to a temperature of 1100 to 1250 ° C; A hot rolling step of finishing
  • a deformation-imparting step of deforming the slab so as to form a fine recrystallized structure on the surface layer of the slab may be performed, followed by air cooling to room temperature.
  • the slab surface layer means a region from the surface to a depth of 2 mm from the surface in the thickness direction of the slab.
  • the slab is composed of coarse casting structure, cracks are easily generated during hot rolling and the ductility at high temperature is not good.
  • the slab is deformed so as to form a fine recrystallized structure in the surface layer portion of the slab, thereby preventing cracking during hot rolling and improving the high temperature ductility.
  • a fine recrystallized structure can be formed in regions other than the surface layer portion.
  • the deforming step is performed so that a recrystallized structure having a number of grains having a size of 150 mu m or more and less than 1 per cm < 2 > is formed.
  • a recrystallized structure having a number of grains having a size of 150 mu m or more and less than 1 per cm < 2 > is formed.
  • the hot slab is heated and heated in a reheating furnace, Generation and propagation of the product may adversely affect the surface quality of the product.
  • the average grain size of the surface layer portion of the slab after the deformation imparting step may be 100 ⁇ or less.
  • the process for carrying out the deformation-imparting step is not particularly limited, and any process can be used as long as the deformation can be imparted to the slab before reheating the slab to form a fine recrystallized structure on the surface layer of the slab.
  • One example of the process for performing the deformation-imparting step is a rough rolling treatment under a reduced pressure condition at 1000 to 1200 ° C. If the temperature for rough rolling under the reduced pressure condition is less than 1000 ⁇ ⁇ , the processing temperature is too low to secure a fine recrystallized structure, and there is a problem that the deformation resistance becomes large during the rough rolling process.
  • the advantage of the recrystallized structure is advantageous, however, the partial melting and depth calculation at the segregation zone in the casting structure may be deepened, and the surface quality deterioration may occur.
  • recrystallization may occur at least in the surface layer portion of the slab, and a fine recrystallized structure may be formed in the surface layer portion of the slab.
  • Another example of the processing for performing the deformation-imparting step is a high-temperature forging treatment at 1000 to 1200 ° C.
  • the processing temperature is too low to secure a fine recrystallized structure. Further, there is a problem that the deformation resistance increases during forging.
  • the forging temperature exceeds 1200 ° C., However, the depth of partial melting and ingress calculations in the segregation bed in the casting structure may be deepened, and surface quality deterioration may occur.
  • the deformation-imparting step is performed such that the number of austenite grains having a grain size of 150 mu m or more in the slab surface layer portion is less than 1 per cm < 2 & gt ;.
  • the average grain size of the surface layer portion of the slab after the deformation imparting step may be 100 ⁇ or less.
  • the deforming step may be carried out to have a thickness reduction ratio of at least 15% with respect to the initial slab.
  • the thickness reduction rate is too small, it is difficult to ensure sufficient deformation, and it is difficult to secure the surface layer recrystallized structure.
  • the thickness reduction ratio at the deformation imparting step is excessive, the microstructure of the final steel may become excessively fine, and the low temperature toughness may be deteriorated, so that the slab thickness reduction rate at the deformation imparting step may be limited to less than 50%.
  • the thickness reduction rate may be between 15 and 50%.
  • a slab having a fine recrystallized structure formed in its surface layer may have a sectional reduction rate (high temperature ductility) of at least 60% at 1100 ° C.
  • Another example of the processing for performing the deforming step is a shot blasting method.
  • the air-cooled slab is reheated at a temperature of 1100 to 1250 ° C. If the slab reheating temperature is too low, the rolling load may be excessive during hot rolling, so that the heating temperature is preferably set to 1100 DEG C or higher. The higher the heating temperature, the easier the hot rolling is. However, since the steel having a high Mn content as in the present steels has a problem that the internal quality of the steel is badly calculated at the time of heating at high temperature, the surface quality is deteriorated. desirable.
  • the reheated slab is hot-rolled at a temperature of 850 to 950 ° C to obtain a hot-rolled steel material.
  • the thickness of the hot-rolled steel may be 8 mm or more, preferably 8 to 40 mm.
  • the hot finish rolling temperature is too low, the load becomes large during rolling, and therefore, it is preferable that the hot finish rolling is performed at 850 ⁇ or higher.
  • the finish rolling temperature can be controlled according to the final steel material thickness during hot rolling in the hot rolling step. In this case, the strength can be further improved.
  • the final pass rolling temperature of the hot finish rolling may be 900 ° C or higher and 950 ° C or lower.
  • the final steel material thickness is 18t [t: steel material thickness (mm)] or more and the final pass rolling temperature of the hot finish rolling is 900C or higher, it may be difficult to secure sufficient strength.
  • the final steel material thickness is less than 18t [t: steel material thickness (mm)]
  • the final pass rolling temperature is less than 900 deg. C, the strength is greatly increased and low temperature impact toughness may be lowered.
  • the carbide may be precipitated because the temperature is lower than the carbide forming temperature, and the low temperature impact toughness Can bring about a decline.
  • the final steel material thickness is less than 18t [t: steel material thickness (mm)] if the final pass rolling temperature exceeds 950 deg. C, it may be difficult to secure the temperature because a lot of rolling proceeds in a short time.
  • the hot rolling is carried out such that the reduction rate is 40% or more of the total reduction rate at a temperature lower than the non-recrystallization temperature (Tnr) when the steel material thickness is 18t [t: steel material thickness (mm)] or more.
  • Tnr non-recrystallization temperature
  • the hot-rolled steel is accelerated and cooled to an accelerated cooling end temperature of 600 DEG C or less at a cooling rate of 10 DEG C / sec or more. Since the hot-rolled steel has a Cr content of 1 to 4.5% by weight and contains C, accelerated cooling is indispensable for suppressing the precipitation of carbide which causes deterioration of low-temperature toughness.
  • the accelerated cooling rate is less than 10 ° C / sec, carbide may be precipitated in the grain boundary, and the impact toughness may be weakened.
  • the cooling rate may be 10 to 40 DEG C / sec.
  • the accelerated cooling end temperature exceeds 600 ⁇
  • the carbide precipitates at the grain boundaries due to the above-mentioned causes, and the impact toughness may be thereby weakened.
  • the accelerated cooling end temperature may be from room temperature to 600 ° C, and preferably from 300 to 400 ° C.
  • the steel material produced as described above is austenitic single-phase structure
  • the average grain size of the austenite structure may be 20 to 50 ⁇
  • the average grain size of the austenite structure may be more preferably 20 to 30 ⁇ .
  • the steel material produced as described above may have a microstructure in which the number of austenite grains having a grain size of 50 mu m or more is less than 1 per cm < 2 & gt ;, more preferably the number of austenite grains having a grain size of 30 mu m or more cm < 2 >.
  • the steel material produced as described above may have a shock absorption energy of 100 J or more in the rolling direction (RD) at -196 ° C. and -196 ° C. to the impact absorption energy in the rolling direction (RD) at -196 ° C.
  • the material anisotropy index which is the ratio of the shock absorption energy in the thickness direction (TD), may be 0.6 or more, and more preferably, the material anisotropy index may be 0.8 or more.
  • the yield strength of the steel material produced as described above may be 400 MPa or more.
  • the slabs having the steel compositions shown in the following Table 1 were forged according to the conditions shown in Table 2, air-cooled to room temperature, and then subjected to reheating, hot rolling and cooling under the conditions shown in Table 2 below to produce hot rolled steels having the thicknesses shown in Table 2 below.
  • the number of austenite grains (g / cm 2 ), average grain size, precipitate fraction (volume%) and yield strength, which have a grain size of 50 ⁇ m or more and a grain size of 30 ⁇ m or more, Charpy impact toughness and occurrence of surface unevenness were investigated.
  • the results are shown in Table 3 below.
  • the Charpy impact toughness was measured with respect to the rolling direction (RD, Rolling Direction) and the thickness direction (TD, Thickness Direction) of the hot-rolled steel, The ratio of the Charpy impact absorption energy at -196 ⁇ was calculated to calculate the material anisotropy index.
  • Fig. Fig. 1 shows slab microstructure before forging
  • Fig. 2 shows slab microstructure after forging.
  • Specimen Type 50 ⁇ m or more of coarse grains of steel (pieces / cm 2 ) The number of coarse grains of steel of 30 ⁇ m or more (pieces / cm 2 ) Average grain size of steel ( ⁇ m) The precipitate fraction (volume%) Yield strength (MPa) -196 ° C Impact Toughness (J, RD) -196 DEG C Impact Toughness (J, TD) Material Anisotropy Index Surface unevenness Remarks One 4 6 55 Less than 1% 384 100 57 0.57 Occur Comparative Example 1 2 3 5 52 Less than 1% 410 151 85 0.56 Occur Comparative Example 2 3 0.02 0.03 18 4% 565 49 43 0.87 Not occurring Comparative Example 3 4 0.1 0.1 24 Less than 1% 465 146 122 0.84 Not occurring Inventory 1 5 0.1 0.5 29 Less than 1% 356 103 91 0.88 Not occurring Inventory 2 6 0.1 0.1 27 Less than 1% 410 130 119 0.92 Not occurring Inventory 3 7 0.1
  • the number of coarse peelings (pieces / cm 2 ) And the average grain size of the steel material is 50 ⁇ or less, and the number of coarse grains (number / cm 2 ) of 50 ⁇ or more and 30 ⁇ or more is less than 1.
  • the yield strength and the impact toughness are excellent as well as the surface unevenness does not occur.
  • the yield strength is low, the impact toughness is excellent and surface irregularity does not occur.

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Abstract

본 발명은 C: 0.3~0.8 중량%, Mn: 18~26 중량%, Si: 0.01~1 중량%, Al: 0.01~0.5 중량%, Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외), Cr: 1~4.5 중량%, Cu: 0.1~0.9 중량%, S: 0.03 중량% 이하(0% 제외), P: 0.3 중량% 이하(0% 제외), N: 0.001 ~ 0.03 중량%, B: 0.004 중량% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 오스테나이트 단상 조직이고, 오스테나이트 조직의 결정립 크기가 50㎛이하인 저온용 고 망간 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 제조방법
본 발명은 액화가스 저장 탱크 및 수송설비 등의 저온에서부터 실온까지 광범위한 온도에서 사용될 수 있는 저온용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 표면품질이 우수한 저온용 고 망간 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
환경오염과 안전성에 대한 규제가 강화되고, 석유에너지의 고갈이 예상됨에 따라 대체에너지로 LNG, LPG 등의 에너지에 대한 관심이 증가하고 있다. 저온의 액체상태에서 운반되는 천연가스, 프로판가스 등과 같은 무공해 연료의 수요가 증가함에 따라 이들의 저장 및 운송용 기기의 제작, 소재개발이 증가하는 추세이다.
저온용 탱크에는 저온에서 강도 및 인성 등의 기계적 성질이 우수한 재료들이 사용되고 있는데, 대표적인 것으로 알루미늄 합금, 오스테나이트계 스테인리스강, 35% 인바강, 9% Ni 강이다.
현재 이들 재료 중에서 경제성과 용접성 측면에서 9% 니켈강이 가장 널리 이용되고 있다. 그러나, 이러한 소재들은 대부분 니켈의 첨가량이 많아 가격이 높으므로 우수한 항복강도 및 저온인성을 가지는 대체재료의 개발이 시급하다.
한편, 높은 저온인성을 갖는 재료를 제조하기 위한 방법의 하나로는 저온에서 안정한 오스테나이트 조직을 가지도록 하는 것이다.
그 예로는 다량의 탄소와 망간을 첨가하여 오스테나이트를 안정화시키는 기술을 들 수 있다. 그러나, 다량의 탄소와 망간을 첨가하여 오스테나이트를 안정화시키는 경우에는 슬라브 상태에서부터 제품까지 오스테나이트 단상을 가지는, 즉, 상변태가 일어나지 않는 특성이 나타나게 된다.
상변태가 일어나지 않으므로 슬라브는 조대한 주조조직을 갖게 된다. 이로 인하여, 슬라브를 열간압연 시, 표면입계 균열이 발생하게 된다. 또한, 상변태를 수반하지 않는 슬라브는 조대한 주조조직을 가지므로 고온연성이 좋지 않다.
슬라브의 열간압연 시, 표면입계 균열이 발생하게 되면, 강재의 표면품질을 열위하게 만들어 최종 구조물의 두께 불균일을 유발하게 된다.
특히, 이러한 두께 불균일은 저온 압력용기와 같이 균일한 강재의 두께 확보를 통한 내압 저항성이 요구되는 구조물의 구조 설계 및 사용에 큰 문제를 발생시키게 된다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 제2011-0009792호
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 항복강도 및 충격인성이 우수할 뿐만 아니라 표면품질이 우수한 저온용 고 망간 강재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 항복강도 및 충격인성이 우수할 뿐만 아니라 표면품질이 우수한 저온용 고 망간 강재를 저 비용으로 제조할 수 있는 저온용 고 망간 강재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의한 저온용 고 망간 강재는, C: 0.3~0.8 중량%, Mn: 18~26 중량%, Si: 0.01~1 중량%, Al: 0.01~0.5 중량%, Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외), Cr: 1~4.5 중량%, Cu: 0.1~0.9 중량%, S: 0.03 중량% 이하(0% 제외), P: 0.3 중량% 이하(0% 제외), N: 0.001 ~ 0.03 중량%, B: 0.004 중량% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 오스테나이트 단상 조직이고, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 50㎛ 이하이고, 50㎛ 이상의 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만일 수 있다.
상기 고 망간 강재에는 1 부피% 이하(0% 포함)의 석출물이 포함될 수 있다.
상기 고 망간 강재는 -196℃에서의 압연방향 충격에너지가 100J 이상일 수 있으며, 상기 고 망간 강재는 -196℃에서의 압연방향 충격에너지에 대한 -196℃에서의 두께방향 충격에너지의 비인 재질이방성 지수가 0.6 이상일 수 있다.
상기 고 망간 강재의 항복강도는 400MPa 이상일 수 있다.
상기 고 망간 강재는 상기한 조성을 갖는 슬라브를 준비하는 공정, 슬라브를 재가열하는 공정과 재가열된 슬라브를 열간압연하는 공정을 포함하는 방법으로 제조되는 것으로, 상기 재가열 전의 슬라브의 표층부에는 150㎛ 이상의 크기를 갖는 결정립 수가 단위 cm2당 1개 미만인 재결정 조직이 형성되어 있는 것일 수 있다.
상기 재가열 전의 슬라브의 표층부의 평균 결정립 크기는 100㎛ 이하일 수 있다.
상기 재가열 전의 슬라브는 1100℃에서 60% 이상의 단면 감소율을 가질 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의한 저온용 고 망간 강재의 제조방법은, C: 0.3~0.8 중량%, Mn: 18~26 중량%, Si: 0.01~1 중량%, Al: 0.01~0.5 중량%, Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외), Cr: 1~4.5 중량%, Cu: 0.1~0.9 중량%, S: 0.03 중량% 이하(0% 제외), P: 0.3 중량% 이하(0% 제외), N: 0.001 ~ 0.03 중량%, B: 0.004 중량% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성되도록 슬라브에 변형을 가하는 변형부여단계; 상기와 같이 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성된 슬라브를 상온까지 공냉하는 단계; 상기와 같이 공냉된 슬라브를 1100~1250℃의 온도로 가열하는 재가열 단계; 상기와 같이 재가열된 슬라브를 850~950℃의 온도에서 마무리 압연하여 열연강재를 얻는 열간압연 단계; 및 상기 열연강재를 10℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 가속냉각종료온도까지 가속냉각하는 가속냉각단계를 포함할 수 있다.
상기 변형부여단계는 150㎛ 이상의 크기를 갖는 결정립 수가 단위 cm2당 1개 미만인 재결정 조직이 형성되도록 실시하는 것이 바람직하다.
상기 변형부여단계 후의 슬라브의 표층부의 평균결정립 크기는 100㎛ 이하일 수 있다.
상기 변형부여단계는 1000~1200℃에서 강압하 조건의 조압연처리에 의해 실시될 수 있다.
상기 변형부여단계는 1000~1200℃의 고온 단조처리에 의해 실시될 수 있다.
상기 고온 단조처리 후의 슬라브의 표층부의 평균결정립 크기는 100㎛ 이하일 수 있다.
상기 변형부여단계는 초기 슬라브에 대해 15~50%의 두께 감소율을 가지도록 실시할 수 있다.
상기 열간압연 단계에서 열간압연 시 최종 강재두께에 따라 마무리 압연온도를 제어할 수 있다.
상기 열간압연단계에서 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 이상일 때에는 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도를 850℃ 이상 900℃ 미만으로 하고, 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 미만일 때에는 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도를 900℃ 이상 950℃ 이하로 할 수 있다.
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 항복강도 및 충격인성이 우수할 뿐만 아니라 표면품질이 우수한 저온용 고망간 강재를 저 비용으로 제공할 수 있다.
도 1 및 2는 단조작업 전, 후의 슬라브의 미세조직을 나타내는 것으로서, 도 1은 단조작업 전의 슬라브 미세조직을 나타내고, 도 2는 단조작업 후의 슬라브 미세조직을 나타낸다.
도 3 및 도 4는 종래의 강재 및 본 발명에 부합되는 강재의 미세조직을 나타내는 것으로, 도 3은 오스테나이트 조대립이 형성된 종래의 강재[비교예 (2)]의 미세조직을 나타내고, 도 4는 본 발명에 따라 슬라브 단조 작업이 적용된 강재[발명예 (3)]의 균일 오스테나이트 조직을 나타낸다.
도 5 및 도 6은 강재의 표면 불균일 발생 여부를 평가한 결과의 일례를 나타내는 사진으로서, 도 5는 표면 불균일이 발생한 예를 나타낸 것이고, 도 6은 불균일이 발생하지 않은 예를 나타낸 것이다.
도 7은 슬라브 표층부 미세조직의 결정립 사이즈에 따른 슬라브 고온연성변화를 나타내는 그래프이다.
본 발명은 표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명은 예를 들면, 액화석유가스, 액화천연가스를 포함하여 저온상태에서 저장, 운반하기 위한 연료탱크, 저장 탱크, 선박용 멤브레인, 수송용 파이프 등의 저온 부품에 사용하기 위한 소재에 바람직하게 적용될 수 있다.
본 발명에서와 같이 다량의 탄소와 망간을 첨가하여 오스테나이트를 안정화시키는 경우에는 슬라브 상태에서부터 제품까지 오스테나이트 단상을 가지는, 즉, 상변태가 일어나지 않는 특성이 나타나게 된다.
상변태가 일어나지 않으므로 슬라브는 조대한 주조조직을 갖게 된다. 이로 인하여, 슬라브를 열간압연 시, 표면입계 균열이 발생하게 된다.
슬라브의 열간압연 시, 표면입계 균열이 발생하게 되면, 강재의 표면품질을 열위하게 만들어 최종 구조물의 두께 불균일을 유발하게 된다. 또한, 상변태를 수반하지 않는 슬라브는 조대한 주조조직을 가지므로 고온연성이 좋지 않다.
이에, 본 발명자들은 고 항복강도 및 우수한 충격인성을 가질 뿐만 아니라 우수한 표면품질을 갖는 저온용 고 망간 강재를 얻기 위하여 연구 및 실험 등을 행하고, 그 결과에 의해 본 발명을 완성하게 이른 것이다.
본 발명의 주요 개념은 다음과 같다.
1) 오스테나이트 조직 안정화를 위하여, 특히, C, Mn 및 Cu의 함량을 적절히 제어한 것이다. 오스테나이트 안정화를 통해 우수한 저온인성을 확보할 수 있다.
2) 강재의 미세조직의 크기 및 조대한 결정립의 수를 적절히 제어한 것이다. 이를 통해 강재의 표면품질을 개선시킬 수 있다.
3) 열연강재의 냉각조건을 적절히 제어한 것이다. 이를 통해 입계에 탄화물 형성이 억제될 수 있다. 입계에 탄화물이 형성되는 것을 억제함으로써 충격인성을 개선시킬 수 있다.
4) 슬라브의 열간압연 전에, 슬라브 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성되도록 슬라브에 변형을 가하는 처리를 실시하는 것이다. 변형을 가하는 처리의 예로는 강압하 조건의 조압연처리 또는 고온 단조처리를 들 수 있다.
슬라브의 열간압연 전에, 슬라브에 변형을 가하는 처리, 예를 들면, 강압하 조건의 조압연처리 또는 단조처리 등을 실시하여 슬라브 표층부에 미세한 재결정 조직을 형성함으로써 열간압연 시 입계균열이 조대한 주조조직을 따라 발생 및 전파하는 것을 방지하여 강재의 표면품질을 향상시킬 수 있다. 또한, 슬라브 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성되므로 슬라브의 고온연성이 개선될 수 있다.
5) 열간압연 조건을 적절히 제어한 것이다. 특히, 열간압연 시 최종 강재두께에 따라 마무리압연 온도를 제어하는 것이다. 이를 통해, 높은 강도를 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 구현예에 의한 저온용 고 망간 강재에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 구현예에 의한 저온용 고 망간 강재는 C: 0.3~0.8 중량%, Mn: 18~26 중량%, Si: 0.01~1 중량%, Al: 0.01~0.5 중량%, Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외), Cr: 1~4.5 중량%, Cu: 0.1~0.9 중량%, S: 0.03 중량% 이하(0% 제외), P: 0.3 중량% 이하(0% 제외), N: 0.001 ~ 0.03 중량%, B: 0.004 중량% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 오스테나이트 단상 조직이고, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 50㎛ 이하이고, 50㎛ 이상의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 구현예에 의한 저온용 고 망간 강재의 성분 및 성분범위에 대하여 보다 구체적으로 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
C: 0.3~0.8 중량%
C(탄소)는 강 내에 오스테나이트를 안정화시키고, 고용되어 강도를 확보하는데 필요한 원소이다. 그러나, 그 함량이 0.3 중량% 미만인 경우에는 오스테나이트 안정도가 부족하여 페라이트 또는 마르텐사이트가 형성되어 저온인성이 저하된다. 한편, 그 함량이 0.8 중량%를 초과하는 경우에는 탄화물이 형성되어 표면 결함이 생기므로, 그 함량은 0.3~0.8 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 18~26 중량%
Mn(망간)은 오스테나이트 조직을 안정화시키는 역할을 하는 중요한 원소이다. 저온인성을 확보하기 위해서는 페라이트 형성을 억제하고, 오스테나이트 안정도를 증가시켜야 하므로, 이를 위해 본 발명에서는 최소 18 중량% 이상 첨가되어야 한다. Mn의 함량이 18 중량% 미만인 경우에는 ε-마르텐사이트 상 및 α'-마르텐사이트 상이 형성되어, 저온인성이 감소하고, 반면, 그 함량이 26 중량%를 초과하면 제조원가가 크게 증가하고, 공정상 열간압연 단계에서 가열 시 내부산화가 심하게 발생되어 표면품질이 나빠지는 문제가 발생하게 된다. 따라서 Mn의 함량은 18~26 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.01~1 중량%
Si(규소)는 용강의 주조성을 향상시키고 특히, 오스테나이트 강재에 첨가되는 경우 강재 내부에 고용되어 강도를 효과적으로 증가시키는 원소이다. 다만, 1 중량% 를 초과하여 첨가될 시에 오스테나이트 안정도를 떨어뜨리면서 인성 저하를 발생할 수 있으므로, Si 함량의 상한은 1 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.5 중량%
Al(알루미늄)은 적정 첨가량 범위에서 오스테나이트를 안정화시키며, 강재 내 탄소의 활동도에 영향을 주어 탄화물 형성을 효과적으로 억제하여 인성을 증가시키는 원소이다. 다만, 0.5 중량%를 초과하여 첨가되는 경우, 산화물 및 질화물 형성을 통해 강의 주조성 및 표면품질을 열위하게 만드는 문제점이 있으므로, 상기 Al함량의 상한은 0.5 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외)
Ti(티타늄)은 단독 혹은 복합으로 석출물을 생성하여 오스테나이트 결정립을 미세화 시켜 강도 및 인성을 증가시키는 원소이다. 또한 오스테나이트 결정립내에 충분한 석출물 생성사이트가 존재하는 경우 결정립 내에 미세한 석출물을 형성하여 석출경화를 통해 강도를 증가시키는 원소이다. 다만, 0.1 중량%를 초과하여 첨가되면 제강 공정 시 다량의 산화물을 생성하여 연속 주조 시 공정 및 주편 등의 문제를 일으키거나, 탄질화물이 조대화 되어 강재의 연신율, 인성 및 표면품질 등의 열화를 일으키므로 상기 Ti(티타늄)의 함량은 0.1 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 1~4.5 중량%
Cr(크롬)은 오스테나이트 조직에서 고용강화를 통해 강도 향상에 우수성을 보여준다. 내식성 효과를 가지고 있으므로, 고온산화에 효과적으로 표면품질이 향상되는 효과가 있다. 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 Cr은 1 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Cr이 4.5 중량%를 초과하여 첨가되면 탄화물 생성에 유리하게 되어 극저온인성을 악화시키는 문제가 발생하게 된다. 따라서 Cr의 함량은 1~4.5 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.1~0.9 중량%
Cu(구리)는 망간 및 탄소와 더불어 오스테나이트를 안정화시키면서 저온인성을 향상시키는 원소이다. 또한 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려서 오스테나이트와 핵생성된 탄화물 계면에 농축되는데, 이에 따라 탄소의 확산을 방해함으로써 탄화물 성장을 효과적으로 늦추게 되고 탄화물 생성 억제를 하는 효과가 있기 때문에 Cr과 같이 사용하는 것이 바람직하다. 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 Cu는 0.1 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Cu가 0.9 중량%를 초과하여 첨가되면 열간취성(hot shortness) 결함에 의해 표면품질이 나빠지는 문제점이 발생한다. 따라서, Cu의 함량은 0.1~0.9 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.03 중량% 이하(0% 제외)
S(황)는 개재물의 제어를 위하여 0.03 중량% 이하로 제어될 필요성이 있다.
S의 함량이 0.03 중량%를 초과하면 열간취성의 문제점이 발생하고, 표면품질의 열위를 초래한다.
P: 0.3 중량% 이하(0% 제외)
P(인)는 편석이 쉽게 발생되는 원소로 주조 시 균열발생 및 용접성을 저하시킨다. 이를 방지하기 위하여 그 함량은 0.3 중량% 이하로 제어되어야 한다. P의 함량이 0.3 중량%를 초과하면 주조성이 악화될 수 있으므로 그 함량의 상한은 0.3 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.03 중량%
N(질소)는 탄소와 더불어 오스테나이트를 안정화시켜 인성을 향상시키는 원소이며, 특히 탄소와 같이 고용강화 또는 석출물 형성을 통해 강도를 향상시키는데 매우 유리한 원소이다. 다만, 0.03 중량%를 초과하여 첨가되는 경우, 탄질화물의 조대화로 인해 물성 및 표면 품질의 열화가 발생하므로, 상기 N 함량의 상한은 0.03 중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 0.001 중량% 미만으로 첨가되는 경우 그 효과가 미미하므로 상기 N 함량의 하한은 0.001 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.004 중량% 이하(0% 제외)
B(붕소)는 결정입계 강화를 통한 입계파괴의 억제효과로 표면품질 향상에 큰 영향을 주나, 과도한 첨가시 조대한 석출물의 형성 등에 의해 인성 및 용접성을 저하시키므로, 그 함량은 0.004 중량% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 구현예에 의한 저온용 고 망간 강재의 미세조직은 오스테나이트 단상이고, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 50㎛ 이하이고, 50㎛ 이상의 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만일 수 있다.
오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 50㎛를 초과하는 경우에는 조대 결정립의 높은 밀도로 인해 구조물로 가공 시 불균일 변형이 발생하게 되고, 이로 인하여 가공 후, 표면 품질이 열화될 수 있으므로, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기를 50㎛ 이하로 한정한다. 반면, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 작아짐에 따라 강재의 강도도 그에 따라 높아지나, 결정립 미세화에 의해 입계 탄화물의 석출이 용이해지며, 강도 증가에 따른 반대 급부로 저온인성이 열위해질 수 있으므로, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기를 20㎛ 이상으로 한정한다. 따라서, 상기 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기는 20 ~ 50㎛가 바람직하고, 보다 바람직한 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기는 20 ~ 30㎛일 수 있다.
한편, 오스테나이트 조직 중 50㎛ 이상의 크기를 갖는 결정립 수가 cm2당 1개 이상인 경우에는 조대 결정립의 높은 밀도로 인해 구조물로 가공 후, 표면 품질을 열화시킬 수 있다. 따라서, 50㎛ 이상의 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수는 cm2당 1개 미만으로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 30㎛ 이상의 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만일 수 있다.
상기 고 망간 강재에는 1 부피% 이하(0% 포함)의 석출물이 포함될 수 있다. 석출물의 함량이 1 부피%를 초과하는 경우에는 저온인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 석출물의 함량은 1 부피% 이하(0% 포함)로 억제하는 것이 바람직하다.
상기 고 망간 강재의 두께는 8.0mm 이상일 수 있고, 바람직하게는 8.0~40mm일 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 의한 저온용 고 망간 강재는 -196℃에서의 압연방향(RD, rolling direction) 샤르피 충격 흡수에너지가 100J 이상일 수 있다.
본 발명에서 강재의 재질이방성 지수는 강재의 압연방향(RD, rolling direction) 샤르피 충격 흡수에너지에 대한 강재의 두께방향(TD, thickness direction) 샤르피 충격 흡수에너지의 비를 의미한다. 구체적으로, 본 발명에서 강재의 재질이방성 지수는 -196℃에서의 강재 두께방향(TD)의 샤르피 충격 흡수에너지를 -196℃에서의 강재 압연방향(RD)의 샤르피 충격 흡수에너지로 나눈 값을 의미한다.
상기 재질이방성 지수가 일정 수준에 미치지 않는 경우, 최종 제품에서의 물성 확보가 문제될 수 있다. 즉, 재질이방성 지수가 일정 수준에 미치지 않는 경우, 최종 제품에서의 소재의 방향에 따라 목적하는 수준의 샤르피 충격 흡수에너지를 확보하지 못하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 구현예에 의한 저온용 고 망간 강재는 재질이방성 지수를 일정 수준 이상으로 제한하며, 그에 따라 최종 제품에서의 소재의 방향에 따라 샤르피 충격 흡수에너지가 불균일하게 나타나는 것을 효과적으로 방지할 수 있다. 소재의 방향에 따른 최종 제품의 물성 불균일을 방지하기 위한 재질이방성 지수의 하한은 0.6일 수 있으며, 바람직한 재질이방성 지수의 하한은 0.8일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 구현예에 의한 저온용 고 망간 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 저온용 고 망간 강재의 제조방법은 C: 0.3~0.8 중량%, Mn: 18~26 중량%, Si: 0.01~1 중량%, Al: 0.01~0.5 중량%, Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외), Cr: 1~4.5 중량%, Cu: 0.1~0.9 중량%, S: 0.03 중량% 이하(0% 제외), P: 0.3 중량% 이하(0% 제외), N: 0.001 ~ 0.03 중량%, B: 0.004 중량% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성되도록 슬라브에 변형을 가하는 변형부여단계; 상기와 같이 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성된 슬라브를 상온까지 공냉하는 단계; 상기와 같이 공냉된 슬라브를 1100~1250℃의 온도로 가열하는 재가열 단계; 상기와 같이 재가열된 슬라브를 850~950℃의 온도에서 마무리 압연하여 열연강재를 얻는 열간압연 단계; 및 상기 열연강재를 10℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 가속냉각종료온도까지 가속냉각하는 가속냉각단계를 포함할 수 있다.
변형부여단계 및 공냉단계
상기 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성되도록 슬라브에 변형을 가하는 변형부여단계를 실시한 다음, 상온까지 공냉할 수 있다. 여기서, 슬라브 표층부는 표면에서, 슬라브 두께 방향으로 표면으로부터 2mm 깊이까지의 영역을 의미한다.
상기 슬라브는 조대한 주조조직으로 구성되어 있어 열간압연 시 균열 발생이 용이하고 고온연성이 좋지 않다. 이에, 상기 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성되도록 슬라브에 변형을 가하는 처리를 실시하여 열간압연 시 균열 발생을 방지하고 고온연성을 개선시킬 수 있다. 물론, 상기 표층부 이외의 영역에 미세한 재결정 조직이 형성될 수 있다.
상기 변형부여단계는 150㎛ 이상의 크기를 갖는 결정립 수가 단위 cm2당 1개 미만인 재결정 조직이 형성되도록 실시하는 것이 바람직하다. 상기 슬라브의 표층부에 150㎛ 이상의 결정립 크기의 오스테나이트 결정립이 cm2당 1개 이상이 존재하는 경우에는 재가열로에 투입하여 가열하고 가열된 슬라브를 열간압연 시 조대립으로 인해 고온연성이 열위해지고 크랙 발생 및 전파를 일으켜서 제품의 표면 품질에 나쁜 영향을 미칠 수 있다. 상기 변형부여단계 후의 슬라브의 표층부의 평균 결정립 크기는 100㎛ 이하일 수 있다.
상기 변형부여단계를 수행하기 위한 처리는 특별히 한정되는 것은 아니며, 슬라브 재가열 전에 슬라브에 변형을 부여하여 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직을 형성시킬 수 있는 것이라면, 어느 것이나 가능하다.
상기 변형부여단계를 수행하기 위한 처리의 일례로는 1000~1200℃에서 강압하 조건의 조압연처리를 들 수 있다. 상기 강압하 조건의 조압연처리온도가 1000℃ 미만인 경우에는 처리온도가 너무 낮아 미세한 재결정 조직 확보가 어려울 수 있고, 또한 조압연처리 시 변형저항이 커지는 문제가 있고, 1200℃를 초과하는 경우에는 미세한 재결정 조직 확보 측면에서는 유리하지만, 주조 조직 내 편석대에서의 부분 용융 및 입계산화 깊이가 깊어져서 표면 품질 열화가 발생될 수 있다.
상기와 같이 슬라브를 강압하 조건에서 조압연처리하면, 적어도 슬라브의 표층부에서 재결정이 일어나 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성될 수 있다.
또한, 상기 변형부여단계를 수행하기 위한 처리의 다른 일례로는 1000~1200℃의 고온단조처리를 들 수 있다. 상기 단조처리온도가 1000℃ 미만인 경우에는 처리온도가 너무 낮아 미세한 재결정 조직 확보가 어려울 수 있고, 또한 단조 처리 시 변형저항이 커지는 문제가 있고, 1200℃를 초과하는 경우에는 미세한 재결정 조직 확보 측면에서는 유리하지만, 주조 조직 내 편석대에서의 부분 용융 및 입계산화 깊이가 깊어져서 표면 품질 열화가 발생될 수 있다.
상기와 같이 슬라브를 고온 단조처리하면, 적어도 슬라브의 표층부에서 재결정이 일어나 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성될 수 있다.
상기 변형부여단계는 슬라브 표층부에 150㎛ 이상의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만이 되도록 실시되는 것이 바람직하다. 상기 변형부여단계 후의 슬라브의 표층부의 평균 결정립 크기는 100㎛ 이하일 수 있다.
상기 변형부여단계는 초기 슬라브에 대해 적어도 15% 이상의 두께 감소율을 갖도록 실시할 수 있다. 상기 두께 감소율이 너무 작은 경우에는 충분한 변형 확보가 어려워 표층부 재결정 조직의 확보가 어려울 수 있기 때문이다. 다만, 변형부여단계에서의 두께 감소율이 과도한 경우 최종 강재의 미세조직이 지나치게 미세화됨에 따라 저온인성이 열화될 수 있는바, 변형부여단계에서의 슬라브 두께 감소율은 50% 이하로 제한될 수 있다. 따라서, 상기 두께 감소율은 15~50%일 수 있다.
상기와 같이 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성된 슬라브는 1100℃에서 60% 이상의 단면 감소율(고온 연성)을 가질 수 있다.
상기 변형부여단계를 수행하기 위한 처리의 또 다른 일례로는 숏 블라스팅 법을 들 수 있다.
슬라브의 재가열 단계
상기와 같이 공냉된 슬라브를 1100~1250℃의 온도로 재가열한다. 슬라브 재가열온도가 너무 낮으면, 열간압연 시 압연하중이 과도하게 걸릴 수 있기 때문에 가열온도는 1100℃ 이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 가열온도가 높을수록 열간압연은 용이하지만, 본 강재와 같이 Mn 함량이 높은 강은 고온 가열시 내부 입계산화가 심하게 발생하여 표면품질이 나빠지는 문제가 있으므로 상기 재가열온도는 1250℃ 이하로 설정하는 것이 바람직하다.
열간압연 단계
상기와 같이 재가열된 슬라브를 850~950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강재를 얻는다. 열연강재의 두께는 8mm 이상일 수 있고, 바람직하게는 8~40mm일 수 있다.
열간압연 시, 열간 마무리 압연 온도가 고온일수록 변형저항이 낮아서 압연이 용이하지만 압연온도가 높을수록 표면품질은 저하될 수 있으므로, 950℃ 이하의 온도에서 마무리압연을 실시하는 것이 바람직하다. 한편, 열간 마무리 압연 온도가 너무 낮으면 압연 중에 부하가 커지므로 열간 마무리 압연은 850℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연 단계에서 열간압연 시 최종 강재두께에 따라 마무리 압연온도를 제어할 수 있다. 이렇게 하는 경우 강도를 보다 향상시킬 수 있다.
본 발명에서는 상기 열간압연 단계에서 열간압연 시 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 이상일 때에는 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도를 850℃ 이상 900℃ 미만으로 하고, 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 미만일 때에는 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도를 900℃ 이상 950℃ 이하로 할 수 있다.
최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 이상일 때, 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도를 900℃ 이상으로 하는 경우에는 충분한 강도확보가 어려울 수 있다. 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 미만일 때, 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도를 900℃ 미만으로 하는 경우에는 강도가 크게 상승하여 저온충격인성 저하를 가져올 수 있다.
최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 이상 일 경우 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도가 850℃ 미만인 경우에는 탄화물 생성온도보다 낮아 탄화물이 석출될 수 있고, 이러한 탄화물 석출에 의한 저온충격인성 하락을 가져올 수 있다. 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 미만일 경우 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도가 950℃를 초과하는 경우에는 짧은 시간에 많은 압연을 진행하기 때문에 온도 확보가 어려울 수 있다.
상기 열간압연은 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)]이상 일 경우 미재결정온도(Tnr) 이하의 온도에서 전체 압하율의 40% 이상의 압하율이 되도록 실시되는 것이 바람직하다. 미재결정온도(Tnr) 이하의 온도에서 압하율이 40% 미만인 경우 미세조직 내 충분한 전위의 축적이 이루어지지 않아 낮은 강도를 유발할 수 있다.
가속냉각단계
상기 열연강재를 10℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 가속냉각종료온도까지 가속냉각한다. 상기 열연강재는 Cr 함량이 1~4.5 중량%이면서 C이 포함된 강종이기 때문에 저온인성 저하를 가져오는 탄화물석출을 억제하기 위해서는 가속냉각이 필수적이다.
상기 가속냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 입계에 탄화물이 석출되어 충격인성이 열위해질 우려가 있다. 상기 냉각속도는 10 ~ 40℃/sec일 수 있다. 상기 가속냉각종료온도가 600℃를 초과하는 경우에는 상기와 같은 원인으로 입계에 탄화물이 석출되고, 이로 인해 충격인성이 열위해질 우려가 있다. 상기 가속냉각종료온도는 상온 ~ 600℃일 수 있고, 바람직하게는, 300 ~ 400℃일 수 있다.
상기와 같이 제조된 강재는 오스테나이트 단상 조직이고, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 20~50㎛일 수 있으며, 보다 바람직한 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기는 20~30㎛일 수 있다. 또한, 상기와 같이 제조된 강재는 50㎛ 이상의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만인 미세조직을 가질 수 있으며, 보다 바람직하게는 30㎛ 이상의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만일 수 있다.
상기와 같이 제조된 강재는 -196℃에서의 압연방향(RD, rolling direction) 충격 흡수에너지가 100J 이상일 수 있으며, -196℃에서의 압연방향(RD, rolling direction) 충격 흡수에너지에 대한 -196℃에서의 두께방향(TD, thickness direction) 충격 흡수에너지의 비인 재질이방성 지수가 0.6 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 재질이방성 지수는 0.8 이상일 수 있다.
상기와 같이 제조된 강재의 항복강도는 400MPa 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의 할 필요가 있다.
하기 표 1의 강 조성을 갖는 슬라브를 하기 표 2의 조건으로 단조하고 상온까지 공냉한 다음, 하기 표 2의 조건으로 재가열, 열간압연 및 냉각하여 하기 표 2의 두께를 갖는 열연강재를 제조하였다.
슬라브 재가열 전의 슬라브 표층부에서 150㎛ 이상의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트 결정립 수 (개/cm2) 및 슬라브의 고온연성을 조사하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
한편, 상기와 같이 제조된 열연강재에 대하여, 50㎛ 이상의 결정립 크기 및 30㎛ 이상의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트 결정립 수 (개/cm2), 평균 결정립 크기, 석출물 분율(부피%), 항복강도, 샤르피 충격인성 및 표면 불균일 발생여부를 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에서 나타내었다. 샤르피 충격인성은 열연강재의 압연방향(RD, Rolling Direction) 및 열연강재의 두께방향(TD, Thickness Direction)에 대해 각각 측정하였으며, 열간압연방향의 -196℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지에 대한 두께방향의 -196℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지의 비를 계산하여 재질이방성 지수를 산출하였다.
이때, 고온연성[단면감소율(%)]은 1100℃에서 1/s의 strain rate 조건으로 측정된 것이고, 샤르피 충격인성은 -196℃의 조건으로 측정된 것이고, 표면 불균일 발생여부는 도 5 및 도 6에서 나타낸 바와 같이 강재를 굽힌 다음, 육안으로 관찰하여 평가된 것이다. 도 5는 표면 불균일이 발생한 예를 나타낸 것이고, 도 6은 불균일이 미발생한 예를 나타낸 것이다.
한편, 단조처리를 적용한 발명예(3)에 대하여 단조작업 전, 후의 슬라브의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다. 도 1은 단조작업 전의 슬라브 미세조직을 나타내고, 도 2는 단조작업 후의 슬라브 미세조직을 나타낸다.
단조처리를 적용한 발명예(3) 및 단조처리를 적용하지 않은 비교예(2)에 대하여 열간압연 후의 강재 표층부의 조직을 관찰하고, 그 결과를 도 3 및 4에 나타내었다. 도 3은 비교예(2)를 나타내고, 도 4는 발명예(3)을 나타낸다.
강종 강 조성(중량%)
C Mn Si Al Ti Cr Cu S P N B
1 0.45 24.5 0.3 0.0271 0.031 3.7 0.50 0.0022 0.0178 0.0112 0.0029
2 0,45 24.5 0.3 0.0377 0.031 3.8 0.50 0.0012 0.0252 0.0134 0.0025
3 0.45 24.5 0.3 0.0362 0.032 3.7 0.48 0.0014 0.0239 0.0152 0.0026
4 0.45 24.5 0.3 0.0371 0.021 3.5 0.48 0.0007 0.027 0.0136 0.0025
5 0.45 24.5 0.3 0.0334 0.002 3.3 0.41 0.0013 0.0135 0.0201 0.0025
6 0.45 24.5 0.3 0.0278 0.029 3.6 0.53 0.0029 0.0192 0.0161 0.0018
7 0.45 24.5 0.3 0.0451 0.003 3.3 0.41 0.0010 0.0166 0.0172 0.0025
8 0.45 24.5 0.3 0.0266 0.029 3.3 0.42 0.0011 0.0164 0.0151 0.0028
강종 단조온도(1100℃) 단조두께감소율(%) 슬라브표층부150㎛ 이상조대립수 (개/cm2) 슬라브고온연성(%) 재가열온도(℃) 마무리압연온도(℃) Tnr이하압하율 (%) 냉각속도(℃/sec) 냉각종료온도(℃) 강판두께(mm) 비고
1 미적용 - 10 24 1200 930 35 25 380 21 비교예1
2 미적용 - 5 35 1180 920 46 33.5 400 15 비교예2
3 적용 52 0.03 80 1180 800 45 8 400 20 비교예3
4 적용 28 0.1 89 1180 930 55 33.5 380 15 발명예1
5 적용 28 0.1 90 1200 930 30 23.9 372 27 발명예2
6 적용 28 0.1 87 1200 862 45 23.9 364 27 발명예3
7 적용 28 0.1 85 1220 860 55 23.9 391 27 발명예4
8 적용 28 0.1 80 1220 850 50 15 350 36 발명예5
시편종류 강재의50㎛ 이상 조대립 수(개/cm2) 강재의30㎛ 이상 조대립 수(개/cm2) 강재의 평균 결정립 크기(㎛) 석출물분율(부피%) 항복강도 (MPa) -196℃ 충격인성 (J, RD) -196℃ 충격인성(J, TD) 재질이방성지수 표면불균일 비고
1 4 6 55 1%미만 384 100 57 0.57 발생 비교예1
2 3 5 52 1%미만 410 151 85 0.56 발생 비교예2
3 0.02 0.03 18 4% 565 49 43 0.87 미발생 비교예3
4 0.1 0.1 24 1%미만 465 146 122 0.84 미발생 발명예1
5 0.1 0.5 29 1%미만 356 103 91 0.88 미발생 발명예2
6 0.1 0.1 27 1%미만 410 130 119 0.92 미발생 발명예3
7 0.1 0.1 26 1%미만 462 110 97 0.88 미발생 발명예4
8 0.1 0.1 26 1%미만 433 100 101 1.01 미발생 발명예5
상기 표 1, 2 및 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예(1-5)의 경우에는 슬라브 표층부의 150㎛ 이상 조대립수 (개/cm2)가 1개 미만이고, 강재의 평균 결정립 크기가 50㎛ 이하이고, 50㎛ 이상 및 30 ㎛ 이상의 조대립 수(개/cm2)도 1개 미만임을 알 수 있다. 발명예(1, 3-5)의 경우에는 항복강도, 충격인성이 우수할 뿐만 아니라 표면 불균일도 발생하지 않음을 알 수 있다. 발명예(2)의 경우에는 항복강도는 낮지만, 충격인성이 우수하고, 표면 불균일도 발생하지 않음을 알 수 있다.
발명예(1-5)의 경우에는 강재의 평균 결정립 크기가 50㎛ 이하이고, 50㎛ 이상의 조대립 수(개/cm2)도 1개 미만이므로 최종 구조물로 가공하더라도 표면 불균일 발생 없이 우수한 표면품질을 확보할 수 있다.
이에 반하여, 단조처리를 적용하지 않은 비교예(1) 및 (2)는 슬라브 표층부의 150㎛ 이상 조대립 수(개/cm2)가 각각 10개 및 5개이며, 이로 인하여 표면 불균일이 발생하는 것을 알 수 있다. 또한, 비교예(1) 및 (2)는 강재의 50㎛ 이상의 조대립 수(개/cm2)가 각각 4개 및 3개이며, 이로 인하여 최종 구조물로 가공하는 경우 표면 불균일이 발생할 수 있음을 알 수 있다. 더불어, 비교예(1) 및 (2)는 각각 재질이방성 지수가 0.6 미만이므로, 최종 구조물에서 소재의 방향성에 따라 물성 불균일이 현저하게 발생할 수 있음을 알 수 있다.
단조처리 조건 및 냉각조건이 본 발명의 조건을 벗어나는 비교예(3)은 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 18㎛이며, 석출물 분율이 4%이므로, 표면 불균일이 발생하지는 않지만, 충격인성이 열위한 것을 알 수 있다.
도 1에 나타난 바와 같이, 단조처리 전의 조대한 슬라브 표층부의 미세조직은 단조처리 후에 미세하게 됨을 알 수 있다.
발명예 (1)의 슬라브를 그 표층부 조직의 결정립 크기가 도 7과 같이 되도록 단조처리를 실시하고, 단조처리 후 슬라브 표층부 조직의 결정립 크기에 따른 고온연성변화를 조사한 결과를 나타내는 도 7에서도 알 수 있는 바와 같이, 슬라브 표층부 조직의 결정립 크기가 미세할수록 슬라브의 고온연성은 우수하게 된다.
도 3 및 도 4에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 단조처리를 적용한 경우[발명예 (3)]에는 열간압연 후의 강재의 조직이 단조처리를 적용하지 않은 경우[비교예 (2)]에 비하여 미세함을 알 수 있다.

Claims (20)

  1. C: 0.3~0.8 중량%, Mn: 18~26 중량%, Si: 0.01~1 중량%, Al: 0.01~0.5 중량%, Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외), Cr: 1~4.5 중량%, Cu: 0.1~0.9 중량%, S: 0.03 중량% 이하(0% 제외), P: 0.3 중량% 이하(0% 제외), N: 0.001 ~ 0.03 중량%, B: 0.004 중량% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 오스테나이트 단상 조직이고, 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 50㎛이하이고, 50㎛ 이상의 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만인 저온용 고 망간 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강재는 1 부피% 이하(0% 포함)의 석출물을 포함하는 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 20~30㎛인 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  4. 제1항에 있어서, 상기 오스테나이트 조직 중 30㎛ 이상의 크기를 갖는 오스테나이트 결정립의 수가 cm2당 1개 미만인 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  5. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강재는 -196℃에서의 압연방향 충격에너지가 100J 이상인 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  6. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강재는 -196℃에서의 압연방향 충격에너지에 대한 -196℃에서의 두께방향 충격에너지의 비인 재질이방성 지수가 0.6 이상인 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  7. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강재는 400MPa 이상의 항복강도를 갖는 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  8. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강재는 제1항의 조성을 갖는 슬라브를 준비하는 공정, 슬라브를 재가열하는 공정과 재가열된 슬라브를 열간압연하는 공정을 포함하는 제조방법으로 제조되는 것으로, 상기 재가열 전의 슬라브의 표층부(여기서, 슬라브 표층부는 표면에서, 슬라브 두께 방향으로 표면으로부터 2mm 깊이까지의 영역을 의미함)에는 150㎛ 이상의 크기를 갖는 결정립 수가 단위 cm2당 1개 미만인 재결정 조직이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  9. 제8항에 있어서, 상기 재가열 전의 슬라브의 표층부의 평균 결정립 크기가 100㎛이하인 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  10. 제8항 또는 제9항에 있어서, 상기 재가열 전의 슬라브는 1100℃에서 60% 이상의 단면 감소율을 갖는 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  11. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강재는 8.0~40mm의 두께를 갖는 것을 특징으로 하는 저온용 고망간 강재.
  12. C: 0.3~0.8 중량%, Mn: 18~26 중량%, Si: 0.01~1 중량%, Al: 0.01~0.5 중량%, Ti: 0.1 중량% 이하(0% 제외), Cr: 1~4.5 중량%, Cu: 0.1~0.9 중량%, S: 0.03 중량% 이하(0% 제외), P: 0.3 중량% 이하(0% 제외), N: 0.001 ~ 0.03 중량%, B: 0.004 중량% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브의 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성되도록 슬라브에 변형을 가하는 변형부여단계;
    상기와 같이 표층부에 미세한 재결정 조직이 형성된 슬라브를 상온까지 공냉하는 단계;
    상기와 같이 공냉된 슬라브를 1100~1250℃의 온도로 가열하는 재가열 단계;
    상기와 같이 재가열된 슬라브를 850~950℃의 온도에서 마무리 압연하여 열연강재를 얻는 열간압연 단계; 및
    상기 열연강재를 10℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 가속냉각종료온도까지 가속냉각하는 가속냉각단계를 포함하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서, 상기 변형부여단계는 1000~1200℃에서 강압하 조건의 조압연처리에 의해 실시되는 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  14. 제12항에 있어서, 상기 변형부여단계는 1000~1200℃의 고온 단조처리에 의해 실시되는 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  15. 제12항에 있어서, 상기 변형부여단계는 상기 슬라브의 표층부(여기서, 슬라브 표층부는 표면에서, 슬라브 두께 방향으로 표면으로부터 2mm 깊이까지의 영역을 의미함)에, 150㎛ 이상의 크기를 갖는 결정립 수가 단위 cm2당 1개 미만인 재결정 조직이 형성되도록 실시되는 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  16. 제12항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 변형부여단계 후의 슬라브의 표층부의 평균결정립 크기가 100㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  17. 제12항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 변형부여단계는 초기 슬라브에 대해 15~50%의 두께 감소율을 갖도록 실시되는 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  18. 제12항에 있어서, 상기 열간압연단계에서 열간압연 시 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 이상일 때에는 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도가 850℃ 이상 900℃ 미만이고, 최종 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 미만일 때에는 열간 마무리 압연 마지막 패스 압연온도가 900℃ 이상 950℃ 이하인 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  19. 제12항에 있어서, 상기 열간압연단계에서 열간압연 시 강재 두께가 18t[t: 강재두께(mm)] 이상 일 경우 미재결정온도(Tnr) 이하의 온도에서의 압하율이 전체 압하율의 40% 이상인 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
  20. 제12항에 있어서, 상기 열연강재는 8~40mm의 두께를 갖는 것을 특징으로 하는 저온용 고 망간 강재의 제조방법.
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