KR101505261B1

KR101505261B1 - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101505261B1
Application number: KR1020130010896A
Authority: KR
Inventors: 박기정; 윤동현; 고상기; 김규태; 장상현
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2013-01-31
Filing date: 2013-01-31
Publication date: 2015-03-24
Also published as: KR20140098902A

Abstract

합금 성분 및 공정 제어를 통하여 고강도이면서 장시간의 PWHT(Post-Weld Heat Treatment) 이후에도 저온인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재의 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.15~0.19%, 실리콘(Si) : 0.3~0.4%, 망간(Mn) : 1.0~1.2%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.005% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.015~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0.0003% 이하, 니켈(Ni) : 0.15~0.25%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02%, 바나듐(V) : 0.02~0.03%, 주석(Sn) : 0.015% 이하, 질소(N) : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1125~1175℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강재를 압연 종료온도 900~960℃ 조건으로 압연하는 단계; (c) 상기 압연된 강재를 냉각하는 단계; 및 (d) 상기 냉각된 강재를 840~940℃에서 노멀라이징(normalizing) 열처리하는 단계;를 포함한다.

Description

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

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금조성 및 공정 제어를 통하여 고강도이면서 장시간의 PWHT(Post-Weld Heat Treatment) 이후에도 저온인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

화력발전 설비 등에 적용되는 압력용기용 강재로는 주로 후물이 사용된다.

최근 압력용기 설비의 대형화가 진행됨에 따라 극후물 강재의 수요가 증가하고 있다.

일반적으로, 압력용기는 쉘(shell), 헤드(head) 및 부속 부분으로 구성되며, 각 구성품의 용접 후, 후 열처리(PWHT; Post Weld Heat Treatment)의 처리가 필수적이다. 기본적인 PWHT 조건은 1hr/inch이며, 3Cycle이 요구된다. 4inch를 기준으로 3Cycle 열처리시 총 열처리 시간은 12시간이다.

그러나, 강재를 PWHT할 경우, 인장강도, 항복강도 및 충격치가 떨어지는 문제점이 있다.

본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 등록특허공보 제10-0782761호(2007.12.05. 공고)에 개시되어 있는 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의 제조 방법이 있다.

본 발명의 목적은 합금 성분 및 공정 제어를 통하여 고강도이면서 장시간의 PWHT(Post-Weld Heat Treatment) 이후에도 저온인성이 우수한 강재의 제조 방법 및 그에 의해 제조된 강재를 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.15~0.19%, 실리콘(Si) : 0.3~0.4%, 망간(Mn) : 1.0~1.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.005% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.015~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0% 초과 내지 0.0003% 이하, 니켈(Ni) : 0.15~0.25%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0% 초과 내지 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02%, 바나듐(V) : 0.02~0.03%, 주석(Sn) : 0% 초과 내지 0.015% 이하, 질소(N) : 0% 초과 내지 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1125~1175℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강재를 압연 종료온도 900~960℃ 조건으로 압연하는 단계; (c) 상기 압연된 강재를 냉각하는 단계; 및 (d) 상기 냉각된 강재를 840~940℃에서 노멀라이징(normalizing) 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강 슬라브는 상기 질소(N)에 대한 상기 티타늄(Ti)의 비율이 2≤ Ti/N ≤ 4인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 강 슬라브는 상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 니오븀(Nb)의 비율이 1/2≤ Nb/Ti ≤ 2이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 바나듐(V)의 비율이 1≤ V/Ti ≤ 3인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 노멀라이징 열처리는 하기 식 1에 의해 정해지는 시간 동안 실시될 수 있다.

[식 1]

t = A × T +10분

(여기서, t : 열처리 시간(min), T : 강재 두께(mm), 6≤T<40인 경우 A=1.5, 40≤T<60인 경우 A=1.7, 60≤T인 경우, A=1.9로 정의함)

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, 탄소(C) : 0.15~0.19%, 실리콘(Si) : 0.3~0.4%, 망간(Mn) : 1.0~1.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.005% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.015~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0% 초과 내지 0.0003% 이하, 니켈(Ni) : 0.15~0.25%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0% 초과 내지 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02%, 바나듐(V) : 0.02~0.03%, 주석(Sn) : 0% 초과 내지 0.015% 이하, 질소(N) : 0% 초과 내지 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도 : 504~574MPa, 항복강도 : 297~396MPa, 연신율 : 27~37% 및 12시간 PWHT(Post-Weld Heat Treatment) 이후, -51℃에서 두께방향 중심부 평균 충격흡수에너지 50J 이상을 나타내는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강재는 상기 질소(N)에 대한 상기 티타늄(Ti)의 비율이 2≤ Ti/N ≤ 4인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 강재는 상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 니오븀(Nb)의 비율이 1/2≤ Nb/Ti ≤ 2이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 바나듐(V)의 비율이 1≤ V/Ti ≤ 3인 것을 특징으로 한다.

상기 강재는 미세조직이 10㎛ 이하의 결정립 크기를 갖는 페라이트를 포함한다.

본 발명에 따른 강재 제조 방법에 의하면, Ti, Nb 및 V 등의 합금 성분 및 공정 제어를 통해 강중의 Free N의 함량을 낮추고, 강한 석출강화 효과와 속박 효과(Pinning Effect)를 갖도록 함으로써, 최종 페라이트 결정립의 조직을 미세하게 제어하여, 고강도를 가지면서 장시간의 PWHT 이후에도 -51℃의 저온에서 인성이 우수한 강재를 제작할 수 있다.

본 발명에 따라 제조된 강재는 두께 80mm 이상인 극후물 강판에서도 -51℃에서 두께방향 중심부 평균 충격흡수에너지 50J 이상의 값을 가질 수 있어 저온인성이 우수하므로 용접구조용 압력용기나 초대형 컨테이너선의 외판용 소재로 활용될 수 있다.

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

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강재의 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

본 발명에 따른 강재는 중량%로, 탄소(C) : 0.15~0.19%, 실리콘(Si) : 0.3~0.4%, 망간(Mn) : 1.0~1.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.005% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.015~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0% 초과 내지 0.0003% 이하, 니켈(Ni) : 0.15~0.25%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0% 초과 내지 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02%, 바나듐(V) : 0.02~0.03%, 주석(Sn) : 0% 초과 내지 0.015% 이하 및 질소(N) : 0% 초과 내지 0.005% 이하를 포함한다.

상기 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

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

탄소(C)

탄소(C)는 강도 확보에 기여하는 원소이다.

상기 탄소는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.15~0.19중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.15중량% 미만일 경우, 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 탄소의 첨가량이 0.19중량%를 초과하면, 열영향부에 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite constituent, MA)가 생성되어, 열영향부 인성 및 슬라브 표면 품질을 저하시키는 문제점이 있다.

실리콘( Si )

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 고용강화에 따른 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.3~0.4중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.3중량% 미만이면 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘의 첨가량이 0.4중량%를 초과하면, 강재의 인성 및 용접성이 열화되는 문제점이 있다.

망간( Mn )

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고, 소입성을 효과적으로 상승시켜 강도 향상에 기여한다.

상기 망간은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.0~1.2중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 첨가량이 1.0중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간의 첨가량이 1.2중량%를 초과하면 탄소당량(CEQ; Carbon Equibalent)을 높여 용접성을 저해시킬 수 있다.

인(P), 황(S)

인(P)은 강재의 인성, 특히 CTOD(Crack Tip Opening Displacement) 특성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 인의 함량을 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.02중량% 이하로 제한하였다.

황(S)은 재열균열 감수성을 높인다. 따라서, 본 발명에서는 황의 함량을 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.005중량% 이하로 제한하였다.

가용성 알루미늄(S- Al )

본 발명에서 가용성 알루미늄(S-Al)은 결정립 미세화를 통한 강도 및 충격치 상승에 기여하는 역할을 한다.

상기 가용성 알루미늄(S-Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 ~ 0.05중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(S-Al)의 첨가량이 0.015중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 가용성 알루미늄(S-Al)의 첨가량이 0.05중량%를 초과하면 강재의 충격 특성 등을 열화시킬 수 있다.

구리( Cu )

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키고, 용접부 인성을 크게 저하시키지 않고 강의 경화능을 증가시키는 역할을 한다.

상기 구리는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1~0.2중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과를 제대호 발휘할 수 없다. 반대로, 구리의 첨가량이 0.2중량%를 초과하는 경우, 강재의 열간가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제점이 있다.

니오븀( Nb )

니오븀(Nb)은 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 Nb(C, N)을 형성한다. Nb(C, N)은 1150℃ 부근에서 모재에 완전 고용되며, 재가열온도인 1130℃ 부근에서 70%이상 모재에 고용되어 강한 석출강화 효과 및 속박 효과(Pinning Effect)를 가지는 석출물이다.

특히, 니오븀(Nb)은 티타늄(Ti)과 복합 첨가하면 강력한 속박 효과(Pinning Effect)를 가지며, 1200℃에서 재가열시 오스테나이트의 결정립 크기를 감소시켜 최종 생성되는 페라이트의 결정립 크기를 미세화하고, 이를 통해 제조되는 강재의 강도 향상 및 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 12시간 이후에 충격 보증 온도를 낮추는데 강력한 효과를 나타낸다.

니오븀(Nb)은 강재 전체 중량의 0.01~0.02중량%로 첨가되는 것이 바람직하고, 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 비율이 1/2≤ Nb/Ti ≤ 2인 것이 더욱 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.01중량% 미만이고, 티타늄에 대한 니오븀의 비율이 Nb/Ti < 1/2일 경우, 상기의 니오븀 첨가 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.02중량%를 초과하고, 티타늄에 대한 니오븀의 비율이 Nb/Ti > 2일 경우, 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 제조되는 강재의 충격인성을 저하시킬 위험이 있고, 강재의 용접성을 저해할 수 있다.

보론(B)

본 발명에서 보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.

상기 보론(B)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.0003중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0003중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강재의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.

니켈( Ni )

니켈(Ni)은 저온인성 향상과 강도를 증가시키는데 매우 효과적인 원소이다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.15 ~ 0.25 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈의 첨가량이 0.15 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니켈의 첨가량이 0.25 중량%를 초과하는 경우, 강재의 냉간가공성 및 용접성을 저하시킨다. 또한 고가로 인해 제조비용을 크게 상승시킨다.

크롬( Cr )

크롬(Cr)은 소입성을 증가시켜 강도 향상에 기여한다. 상기 크롬은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.15 ~ 0.25중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 크롬의 첨가량이 0.25 중량%를 초과하는 경우, 용접 열영향부(HAZ) 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다.

몰리브덴( Mo )

본 발명에서 몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성의 향상에 기여하며, 또한 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.08중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.08 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.

티타늄( Ti )

티타늄(Ti)은 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 고온안정성이 높은 Ti(C,N) 석출물을 생성시킨다. 이때, Ti(C,N)은 1350℃ 부근에서 모재에 고용되며 재가열온도인 1130℃에서 강한 속박 효과(Pinning Effect)를 가지는 석출물이다.

특히, 티타늄(Ti)은 TiN 형성을 통해 강중의 Free N의 함량을 낮추는 트랩 사이트(Trap Site)의 역할을 하여 강재의 PWHT 12시간 후 충격특성을 개선한다. TiN은 재가열 온도인 1080~1180℃ 에서는 재고용되지 않기 때문에 석출강화 효과는 낮다.

또한, 티타늄(Ti)은 두께 100mm까지 탄소당량(CEQ; Carbon Equibalent) 0.43이하, 바람직하게 0.392~0.418인 강재의 제작을 가능케 한다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.02중량%로 첨가되고, 질소(N)에 대한 티타늄(Ti)의 비율이 2≤ Ti/N ≤ 4인 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)의 첨가량이 0.01 중량% 미만이고, 질소(N)에 대한 티타늄(Ti)의 비율이 Ti/N < 2 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.02 중량%를 초과하고, 질소(N)에 대한 티타늄(Ti)의 비율이 Ti/N > 4를 초과하여 다량 첨가시에는 조대한 석출물을 생성시켜 강의 항복강도, 인성 및 내부식성을 저하시킬 수 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 V(C, N) 석출물을 형성하여 강도 향상에 기여하고, 경화능을 향상시키는 원소이다. V(C, N)은 800℃ 부근에서 모재에 완전 고용되며 재가열온도인 1130℃에서 모재에 완전 고용되어 강한 석출강화 효과를 보이는 석출물이다.

상기 바나듐(V)은 강재 전체 중량의 0.02 ~ 0.03 중량%로 첨가되고, 티타늄(Ti)에 대한 바나듐(V)의 비율이 1≤ V/Ti ≤ 3인 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 첨가량이 0.02 중량% 미만이고, 티타늄(Ti)에 대한 바나듐(V)의 비율이 V/Ti < 1 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 첨가량이 0.03 중량%를 초과하고, 티타늄(Ti)에 대한 바나듐(V)의 비율이 V/Ti > 1을 초과하여 첨가되면 항복비가 증가되는 문제점이 있다.

주석( Sn )

본 발명에서 주석(Sn)은 스크랩을 원료로 사용하는 제강공정에서는 제거할 수 없는 불순물, 즉 트랩(tramp) 원소로 존재하게 된다. 주석은 다른 트랩 원소와는 달리 강의 기계적 성질을 저하시키는 결정적인 역할을 하기 때문에 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.015중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 주석의 함량이 0.015중량%를 초과할 경우에는 고용강화로 강의 강도를 급격히 상승시키고 연신율과 r값을 떨어뜨려 성형성에 악영향을 미칠 수 있다.

질소(N)

본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물로, Nb 개재물 형성에 영향을 끼쳐 강재의 내부 품질을 저하시키므로 그 함량을 제한한다.

본 발명에서 질소(N)는 극소량으로 제어하는 것이 바람직하나, 이 경우 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 강재 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.005중량% 이하로 제한하였다.

본 발명에 따르면 전술한 조성 및 후술하는 공정 제어에 의하여, 강력한 속박 효과(Pinning Effect)와 더불어 페라이트 결정립의 조직을 미세하게 제어하여, 고강도를 가지면서 장시간의 PWHT 이후에도 -51℃ 저온에서 인성이 우수한 강재를 제작할 수 있었다.

본 발명에 따른 강재는 표 2에 나타낸 것과 같이 제조된 직후와 PWHT 12시간 이후에도 -51℃에서 두께방향 중심부 평균 충격흡수에너지 50J 이상의 높은 평균충격인성을 나타내었다.

또한, 본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 504~574MPa, 항복강도(YS) : 297~396MPa 및 연신율(EL) : 27~37%를 나타내었다.

또한, 본 발명에 따른 강재는 두께 100mm 이하에서 탄소당량(CEQ; Carbon Equibalent) 0.43이하, 바람직하게 탄소당량 0.392~0.418을 나타내었다.

상기한 특성의 본 발명에 따른 강재는 고강도를 가지면서도 우수한 저온인성 특성으로 인해 용접구조용 압력용기나 초대형 컨테이너선의 외판용 소재로 활용될 수 있다.

이하, 상기 특성을 갖는 본 발명에 따른 강재 제조 방법에 대하여 설명하기로 한다.

도 1을 참조하면, 도시된 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 냉각 단계(S130) 및 노멀라이징(normalizing) 열처리 단계(S140)를 포함할 수 있다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 전술한 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열하여, 초기 생성되는 오스테나이트의 성장을 최대한 억제하면서 석출물의 재고용 및 균질화 등을 향상시키고, 석출물이 속박 효과(Pinning Effect)를 갖도록 한다.

구체적으로, 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 강 슬라브에 첨가된 티타늄(Ti)에 의해 석출되는 Ti(C, N) 및 강 슬라브에 티타늄(Ti)과 함께 복합 첨가된 니오븀(Nb)에 의해 석출되는 Nb(C, N)의 강력한 속박 효과(Pinning Effect)를 이용하여 오스테나이트의 결정립 크기를 10㎛ 이하, 바람직하게 5㎛ 이하로 감소시킨다.

슬라브 재가열은 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature; SRT) : 1125~1175℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 이때, 슬라브 재가열 온도가 1125℃ 미만일 경우, 석출강화 원소인 Nb, Ti, V의 모재 고용이 충분하지 않아 석출물의 강력한 속박 효과(Pinning Effect)를 얻는 것이 불충분할 수 있고, 재가열 후 강 슬라브의 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제점이 있다. 반면, 슬라브 재가열 온도가 1175℃를 초과하는 경우 결정립 조대화 및 경제성이 문제될 수 있다.

또한, 슬라브 재가열은 상기 온도범위에서 1~3시간동안 실시되는 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 시간이 1시간 미만인 경우, 석출물의 재고용 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 슬라브 재가열 시간이 3시간을 초과하는 경우, 과도한 가열로 인하여 경제성이 문제될 수 있다.

여기서, 상기 강 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다.

압연

다음으로, 압연 단계(S120)에서는 재가열된 강재를 최종 두께로 압연한다.

본 단계에서, 압연시의 압연 종료온도(FDT; Finishing Delivery Temperature)는 900 ~ 960℃가 되도록 하는 것이 바람직하다. 압연 종료온도가 900℃ 미만일 경우, 강재의 온도를 낮추는데 시간이 많이 걸려 생산성 저하의 원인이 되며, 지나치게 낮은 온도로 인해 압연 부하가 증가할 우려가 있고, 인성 열화 및 항복비가 높아질 수 있다. 반면, 압연 종료온도가 960℃를 초과하는 경우, 결정립 조대화로 인하여 강도 및 인성 확보가 어렵다.

냉각

다음으로, 냉각 단계(S130)에서는 상기 압연된 강재를 냉각한다.

이때, 강제 냉각 방식 및 자연 냉각 방식 모두 가능하다. 이들 중에서, 비용 측면에서 자연 냉각 방식, 공냉 방식이 보다 바람직하다. 또한, 냉각은 대략 1℃ ~ 40℃의 상온까지 이루어질 수 있다.

노멀라이징 열처리

다음으로, 노멀라이징 열처리 단계(S140)에서는 냉각된 강재를 열처리 로(furnace)에 장입하여 840~940℃에서 노멀라이징 열처리하여 제조되는 강재의 페라이트 조직을 미세화 및 균질화하며, 저온인성을 향상시킨다.

이는 상기한 범위의 온도에서 재결정에 의해 페라이트 결정립이 미세화되어 강도, 인성이 동시에 향상되기 때문이다.

노멀라이징 열처리 온도가 840℃ 미만일 경우, 인성 열화 및 항복비가 높아질 수 있고, 반면에, 노멀라이징 열처리 온도가 940℃를 초과하는 경우, 결정립 조대화로 인하여 강도 및 인성 확보가 어려울 수 있다.

한편, 본 발명의 발명자들은 오랜 연구를 거듭한 결과, 강재의 두께에 따라 노멀라이징 열처리 시간이 하기 [식 1]을 따를 때 저온충격인성이 보다 향상되는 것을 알아내었다.

[식 1]

t = A × T +10분

일례로, 두께가 80mm인 강재를 제조하는 경우, 노멀라이징 열처리 시간은 162분이다.

한편, 도면으로 도시하지는 않았으나, 노멀라이징 열처리 단계(S140) 후에는 공냉 등의 방식으로 강재를 상온까지 냉각할 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. 강재의 제조

표 1에 기재된 조성을 갖는 실시예 1~3 및 비교예 1~2의 300mm 두께 강 슬라브를 마련하였다.

[표 1]

이후, 실시예 1~3 및 비교예 1~2의 강 슬라브를 1130℃로 2시간 동안 재가열한 후, 압연종료온도 940℃ 조건으로 열간압연을 실시한 후, 공냉 방식으로 25℃까지 냉각하였다. 이후, 강재를 905℃까지 가열하여 하기 [식 1]에 따른 열처리 시간, 즉 180분 동안 노멀라이징(normalizing) 열처리를 실시한 후, 공냉 방식으로 25℃까지 냉각하여, 100mm 두께의 강재를 제조하였다.

[식 1]

t = A × T +10분

상기 [식 1]에서, 강재 두께(T)=100mm, A=1.9를 적용하였으며, 이에 따라 열처리 시간(t)은 200분이었다.

그런 다음, 시편에 대해 610℃에서 12시간 동안의 PWHT를 수행하였으며, 이때 400℃ 이상에서는 평균 승온/냉각속도를 70℃/hr로 하였다. 이때, 기본적인 PWHT 조건은 1hr/inch이며, 4inch를 기준으로 3Cycle을 실시하였다.

2. 물성 평가

표 2는 실시예 1~3 및 비교예 1~2에 따라 제조된 강재의 인장시험 평가 결과를 나타낸 것이다.

표 3은 실시예 1~3 및 비교예 1~2에 따라 제조된 강재의 제조된 직후와 12시간의 PWHT가 실시된 상태에 대해 -51℃에서의 충격 에너지 값을 나타낸 것이다.

이때, 충격 에너지는 샤르피 3회 두께방향 중심부 평균 충격 흡수에너지를 의미하며, ASTM E23에 의거한 샤르피 충격시험을 통하여 측정하였다.

[표 2]

[표 3]

표 2를 참조하면, 실시예 1~3에 따른 시편들의 경우, 모두 인장강도, 항복강도 및 연신율에 대해 목표한 물성을 만족하였다.

이에 반해, Ti, Nb 및 V이 첨가되지 않은 비교예 1에 따른 시편 및 Ti는 첨가되지 않고, Nb 및 V은 목표치 미만으로 첨가된 비교예 2에 따른 시편의 경우, 연신율을 제외하고 인장강도와 항복강도에 대해 목표한 물성을 만족하지 못하였다.

표 3을 참조하면, 실시예 1~3에 따른 시편들의 경우, 제조된 직후와 12시간의 PWHT가 추가 실시된 상태 모두 -51℃에서 두께방향에 대한 중심부 평균 충격흡수에너지가 56J 이상의 값을 나타내어 저온인성이 우수함을 알 수 있었다.

이에 반해, 비교예 1~2에 따른 시편들의 경우, 제조된 직후와 12시간의 PWHT가 추가 실시된 상태 모두 -51℃에서 두께방향에 대한 중심부 평균 충격흡수에너지가 대략 16~25J 수준으로 목표하는 50J에 미치지 못하여 저온인성에 취약함을 알 수 있었다.

특히, 실시예 1~3에 따른 시편들을 비교한 결과, 실시예 1~2에 따른 시편들에 비해 상대적으로 Ti, Nb 및 V의 첨가량이 많은 실시예 3의 경우, 강도 및 저온인성 특성이 가장 우수하였다.

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 : 열간압연 단계
S130 : 냉각 단계
S140 : 노멀라이징 열처리 단계

Claims

(a) 중량%로, 탄소(C) : 0.15~0.19%, 실리콘(Si) : 0.3~0.4%, 망간(Mn) : 1.0~1.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.005% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.015~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0% 초과 내지 0.0003% 이하, 니켈(Ni) : 0.15~0.25%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0% 초과 내지 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02%, 바나듐(V) : 0.02~0.03%, 주석(Sn) : 0% 초과 내지 0.015% 이하, 질소(N) : 0% 초과 내지 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1125~1175℃에서 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강재를 압연 종료온도 900~960℃ 조건으로 압연하는 단계;
(c) 상기 압연된 강재를 냉각하는 단계; 및
(d) 상기 냉각된 강재를 840~940℃에서 노멀라이징(normalizing) 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 강 슬라브는
상기 질소(N)에 대한 상기 티타늄(Ti)의 비율이 2≤ Ti/N ≤ 4인 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 강 슬라브는
상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 니오븀(Nb)의 비율이 1/2≤ Nb/Ti ≤ 2이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 바나듐(V)의 비율이 1≤ V/Ti ≤ 3인 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 노멀라이징 열처리는
하기 식 1에 의해 정해지는 시간 동안 실시되는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
[식 1]
t = A × T +10분
(여기서, t : 열처리 시간(min), T : 강재 두께(mm), 6≤T<40인 경우 A=1.5, 40≤T<60인 경우 A=1.7, 60≤T인 경우, A=1.9로 정의함)
중량%로, 탄소(C) : 0.15~0.19%, 실리콘(Si) : 0.3~0.4%, 망간(Mn) : 1.0~1.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.005% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.015~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0% 초과 내지 0.0003% 이하, 니켈(Ni) : 0.15~0.25%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0% 초과 내지 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.02%, 바나듐(V) : 0.02~0.03%, 주석(Sn) : 0% 초과 내지 0.015% 이하, 질소(N) : 0% 초과 내지 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
인장강도 : 504~574MPa, 항복강도 : 297~396MPa, 연신율 : 27~37% 및 12시간 PWHT(Post-Weld Heat Treatment) 이후, -51℃에서 두께방향 중심부 평균 충격흡수에너지 50J 이상을 나타내는 것을 특징으로 하는 강재.
제5항에 있어서,
상기 강재는
상기 질소(N)에 대한 상기 티타늄(Ti)의 비율이 2≤ Ti/N ≤ 4인 것을 특징으로 하는 강재.
제5항에 있어서,
상기 강재는
상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 니오븀(Nb)의 비율이 1/2≤ Nb/Ti ≤ 2이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 상기 바나듐(V)의 비율이 1≤ V/Ti ≤ 3인 것을 특징으로 하는 강재.
제5항에 있어서,
상기 강재는
미세조직이 10㎛ 이하의 결정립 크기를 갖는 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재.