KR102413841B1 - 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%, 망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족한다.

Description

우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법{Steel having excellent strength and low-temperature toughness after PWHT and method of manufacturing the same}
본 발명의 기술적 사상은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선박, 해양 구조물 등의 구조용 강재나, 이산화탄소, 암모니아, LNG 등의 다종 액화가스를 혼재하는 다목적 탱크용 후강판은 그 사용환경이 매우 가혹하다. 따라서 이러한 해양 구조용 강재나 탱크용 강재는 강도뿐만 아니라 저온에서의 충격인성이 매우 중요시된다. 해양구조용 강재는 온난지역에서의 자원 고갈로 인해 해상석유가스 자원이 풍부한 북극과 같은 한랭지역으로 그 사용환경이 점차 이동하고 있어 기존의 저온 충격인성용 강재만으로는 상기와 같이 가혹해지는 극저온 환경을 견디기가 어려워지고 있다. 강재의 강도를 향상시키기 위하여 탄소 및 합금 원소의 함량을 증가하면, 저온에서의 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
종래의 60kg급 저온인성이 보증된 압력용기는 일반적으로 용접후 열처리 보증 강재(A537-C2)를 사용한다. 이러한 경우에는, 용접후 열처리 온도가 590℃ ~ 650℃이고, 열처리 후 냉각 속도가 50℃/초로 400℃까지 냉각한다. 또한, 플랜트 환경이 가혹화되고 압력용기의 용접 작업성을 향상하기 위하여, 용접후 열처리 온도를 상향하고, 그 시간을 증가시킴에 따라 인장 강도가 저하되는 한계가 있다.
한국특허출원번호 제2016-0077469호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%, 망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 마르텐사이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 상기 마르텐사이트의 래스 내에 형성된 탄화물을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 0.4 내지 0.5 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가질 수 있다. (여기에서, Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%, 망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,100℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 1,050℃ ~ 1,150℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계; 상기 압연된 강재를 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계; 상기 노말라이징된 강재를 20℃ ~ 30℃의 온도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 용접하고, 590℃ ~ 650℃의 온도에서 용접후 열처리하는 단계; 및 상기 용접후 열처리된 강재를 150℃/초 ~ 200℃/초의 냉각속도로 380℃ ~ 420℃의 온도로 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접후 열처리하는 단계는, 1시간 ~ 15시간 동안 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접후 열처리된 강재를 냉각하는 단계를 수행한 후에, 상기 강재는, 인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족할 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법은 용접후 열처리 후 냉각 속도를 증가시켜, 부분 재결정 및 성장이 억제되고, 결정립이 미세화될 수 있다. 즉, 강재의 연화 정도를 최소화하여, 미세화 유지 강도를 확보하고, 저온인성을 동시에 보증할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 실시예와 비교예의 강재의 미세조직을 나타낸 현미경 사진이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 실시예와 비교예의 강재의 용접후 열처리 시간에 따른 인장 강도의 변화를 나타내는 그래프이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명은 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재 및 그 제조방법을 제시한다.
A537-C2 열처리 강재의 강도 및 물성의 변화는 미세조직의 상변태 및 생성과 밀접한 관계를 가진다. 용접후 열처리를 수행한 후 템퍼드 마르텐사이트 부분 재결정을 억제하고, 또한 결정립 성장 억제하여, 강도 저하를 방지할 필요가 있다. 본 발명의 기술적 사상은, 용접후 열처리를 수행한 후 냉각 속도를 증가시켜 강도를 보상할 수 있으며, 또한 저온 인성을 보장하는 것이다. 즉, 미세조직의 연화 현상에 따른 강도 저하를 억제하고, 인장강도 저하 없이 우수한 충격인성 확보함에 있다.
이하, 본 발명의 일 측면인 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재에 대하여 설명한다.
강재
본 발명의 일 측면인 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%, 망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 상기 강재는, 불가피한 불순물로서, 수소(H): 0 ppm 초과 ~ 2.5 ppm 을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는 0.4 내지 0.5 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가질 수 있다.
상기 탄소 당량(Ceq)은 하기의 식으로 산출될 수 있다.
Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5
이하, 본 발명에 따른 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.11% ~ 0.14%
탄소는 강도를 확보하기 위해 첨가된다. 탄소의 함량이 0.11% 미만인 경우에는, 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소의 함량이 0.14%를 초과하는 경우에는, 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 탄소는 강재 전체 중량의 0.11% ~ 0.14%로 첨가하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%
실리콘은 제강공정에서 강재 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘은 고용강화 효과도 갖는다. 실리콘의 함량이 0.25% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘의 함량이 0.45%를 초과하는 경우에는, 인성 및 용접성이 저하되고, 강 중 산화개재물이 증가하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘은 강재 전체 중량의 0.24% ~ 0.45%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%
망간은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소로서, 망간의 첨가는 탄소의 첨가보다도 강도 상승 시, 연성의 저하가 적다. 망간의 함량이 1.2% 미만인 경우에는. 탄소 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 망간의 함량이 1.6%를 초과하는 경우에는, MnS계 비금속개재물의 양이 증가하는 데 기인하여 용접 시 크랙 발생 등의 결함을 유발할 수 있다. 따라서, 망간은 강재 전체 중량의 1.2% ~ 1.6%로 첨가하는 것이 바람직하다.
가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%
가용성 알루미늄은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다. 가용성 알루미늄의 함량이 0.15% 미만인 경우에는, 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 가용성 알루미늄의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 슬라브 표면 품질 저하를 야기할 수 있다. 따라서, 가용성 알루미늄은 강재 전체 중량의 0.015% ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%
크롬은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 크롬의 함량이 0.1% 미만인 경우에는, 크롬 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 크롬의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는, 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 크롬은 강재 전체 중량의 0.1% ~ 0.2%로 첨가하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%
니켈은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 니켈의 함량이 0.15% 미만인 경우에는, 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 니켈의 함량이 0.25%를 초과하는 경우에는, 적열취성을 유발할 수 있다. 따라서, 니켈은 강재 전체 중량의 0.15% ~ 0.25%로 첨가하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%
티타늄은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 재가열 단계에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방해하여 강재의 인성을 향상시킬 수 있다. 티타늄의 함량이 0.005% 미만인 경우에는, 티타늄 첨가 효과가 불충분하다. 티타늄의 함량이 0.015%를 초과하는 경우에는, 조대한 석출물을 생성시킴으로써 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 오히려 저하되고 강재의 인성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 티타늄은 강재 전체 중량의 0.005% ~ 0.015%로 첨가하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%
니오븀은 고온에서 강에 포함되는 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성하고, 이러한 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 인성을 모두 향상시킨다. 니오븀의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 니오븀 첨가 효과가 미미하다. 니오븀의 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는, 강재의 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 니오븀은 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.02%로 첨가하는 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.012%
인은 강도 향상에 일부 기여하나, 용접부 인성 및 저온 충격인성을 저하시키고, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 줄 수 있다. 따라서, 인은 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 인은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.012%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.003%
황은 인과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하고, 저융점 원소로서 입계 편석 가능성이 높아 인성을 저하시킨다. 황의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 모재 및 용접부 인성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 황은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 강재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 본 발명의 기술적 사상에 따른 강재의 제조 방법을 통해 형성된 강재는, 인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족할 수 있다.
상기 강재의 최종 미세조직은 마르텐사이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직일 수 있다. 또한, 상기 마르텐사이트의 래스 내에 형성된 탄화물, 예를 들어 Fe3C, 을 포함할 수 있다.
상기 합금 조성의 강재는 강도 및 저온 인성이 우수하여 압력 용기용 강재 용도 등으로 사용하기 적합할 수 있다.
본 발명의 다른 측면은 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재의 제조방법이 제공된다. 이에 따르면 전술한 합금 조성으로 이루어지는 강재를, 1,100℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 1,050℃ ~ 1,150℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계; 상기 노말라이징된 강재를 20℃ ~ 30℃의 온도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 용접하고, 590℃ ~ 650℃의 온도에서 용접후 열처리하는 단계; 및 상기 용접후 열처리된 강재를 150℃/초 ~ 200℃/초의 냉각속도로 380℃ ~ 420℃의 온도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
상기 용접후 열처리하는 단계는 1시간 ~ 15시간 동안 수행될 수 있다.
상기 용접후 열처리된 강재를 냉각하는 단계를 수행한 후에, 상기 강재는, 인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족할 수 있다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재의 제조방법에 관하여 설명한다.
강재의 제조 방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 우수한 용접후 열처리 강도 및 저온 인성을 가지는 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
본 발명에 따른 강재 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%, 망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 상기 강재는, 불가피한 불순물로서, 수소(H): 0 ppm 초과 ~ 2.5 ppm 을 포함할 수 있다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 강재의 제조방법은 재가열단계(S110), 열간압연 단계(S120), 노말라이징 단계(S130), 노말라이징 후 냉각 단계(S140), 용접후 열처리 단계(S150), 및 용접후 열처리후 냉각 단계(S160);를 포함한다.
재가열 단계(S110)
재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 1,100℃ ~ 1,200℃의 SRT(Slab Reheating Temperature)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다.
재가열 온도가 1,100℃ 미만일 경우에는 가열온도가 충분하지 않아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물이 고용 온도에 이르지 못해 열간압연시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 또한, 반대로, 재가열 온도가 1,200℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 제조되는 강의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
열간압연 단계(S120)
상기 가열된 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 폭압연, 조압연, 및 사상압연으로 연속적으로 수행될 수 있다. 상기 열간압연 단계에 의하여, 상기 강재는 강판을 형성할 수 있다.
상기 열간압연은 1,050℃ ~ 1,150℃의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 종료될 수 있다. 상기 열간압연 온도가 1,150℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태 후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 상기 열간압연 온도가 1,050℃ 미만으로 실시될 경우에는 압연 부하를 유발하여 생산성을 저하시키고 열처리 효과를 저감시킬 수 있다.
노말라이징 단계(S130)
열간압연 후 냉각된 강재를 900℃ ~ 950℃의 온도에서 10분 ~ 180분 동안 노말라이징한다. 상기 노말라이징은 재료의 성질을 변화시키지 않고 압연에 가공 변화된 결정립의 회복, 조직의 균일화, 내부 응력을 제거하여 가공성을 향상시킬 수 있다.
노말라이징 온도가 900℃ 미만인 경우, 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노말라이징 온도가 950℃를 초과하는 경우, 과도한 열이 소요되어 생산성 측면에서 좋지 못하다. 또한, 노멀라이징 시간이 10분 미만인 경우에는, 균일한 조직을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노멀라이징 시간이 180분을 초과하는 경우에는 더 이상의 상승 효과 없이 생산 비용만을 상승시킬 수 있다.
노말라이징 후 냉각 단계(S140)
상기 노말라이징된 강재를 0.1℃/초 ~ 0.5℃/초의 냉각속도로 20℃ ~ 30℃의 온도까지 냉각한다.
용접후 열처리 단계(S150)
상기 노말라이징후 냉각된 강재를 용접한다. 상기 용접은, 예를 들어 강관 형성을 위한 용접일 수 있다. 상기 용접에서, 노멀라이징된 판재를 커팅한 후, 전기저항용접 방식으로 용접하여 강관을 형성한다. 이어서, 590℃ ~ 650℃의 온도에서 용접후 열처리한다.
상기 용접후 열처리 온도가 590℃ 미만인 경우에는, 용접부 등에서의 잔류 응력의 제거가 용이하지 않다. 상기 용접후 열처리 온도가 650℃를 초과하는 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 상기 용접후 열처리는 1시간 내지 15 시간 동안 수행될 수 있다.
용접후 열처리후 냉각 단계(S160)
상기 용접후 열처리된 강재를 150℃/초 ~ 200℃/초의 냉각속도로 380℃ ~ 420℃의 온도로 냉각한다. 상기 온도는 약 400℃의 온도일 수 있다. 이러한 빠른 냉각 속도에 의하여 부분 재결정 및 성장이 억제되고, 결정립이 미세화될 수 있다. 즉, 용접후 열처리 후 냉각 속도를 증가시켜, 강재의 연화 정도를 최소화하여, 미세화 유지 강도를 확보하고, 저온인성을 동시에 보증할 수 있다.
상기 단계(S110 ~ S160)로 제조되는 강재는 열처리 조건의 적절한 제어로 인하여, 인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족하는 강종으로 개선될 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
표 1 및 표 2는 비교예들과 실시예들의 강재들의 조성을 나타낸다. 표 1 및 표 2에서 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다. 단위는 중량%이다.
구분 C Si Mn S_Al Cr Ni
비교예1 0.133 0.27 1.47 0.020 0.15 0.19
비교예2 0.133 0.28 1.50 0.025 0.12 0.18
비교예3 0.131 0.27 1.51 0.023 0.15 0.18
비교예4 0.130 0.26 1.48 0.021 0.14 0.16
실시예1 0.132 0.26 1.51 0.020 0.16 0.16
실시예2 0.133 0.26 1.50 0.025 0.16 0.19
구분 Ti Nb P S H (ppm) Ceq
비교예1 0.008 0.017 0.007 0.001 2.0 0.421
비교예2 0.007 0.018 0.007 0.001 2.1 0.419
비교예3 0.009 0.018 0.007 0.001 2.1 0.425
비교예4 0.009 0.017 0.008 0.001 2.2 0.415
실시예1 0.008 0.016 0.008 0.001 2.3 0.426
실시예2 0.007 0.019 0.007 0.001 2.2 0.428
표 1 및 표 2를 참조하면, 비교예들과 실시예들은 본 발명에서 제안한 조성 범위를 만족하고 있다.표 3은 비교예들과 실시예들의 강재들을 형성하는 공정 조건 값들을 나타낸다.
구분 재가열
온도
(℃)		 열간압연
종료온도
(℃)		 노말라이징
온도
(℃)		 용접후
열처리온도
(℃)		 용접후
열처리 후
냉각속도
(℃/초)
비교예1 1100 1085 920 630 50
비교예2 1100 1090 915 635 45
비교예3 1141 1115 920 630 45
비교예4 1144 1121 913 633 48
실시예1 1100 1077 915 635 155
실시예2 1143 1113 915 630 165
표 3을 참조하면, 비교예들과 실시예들은 본 발명에서 제안한 공정 조건을 만족하고 있으며, 다만 용접후 열처리 후 냉각속도가 비교예들은 40 ~ 50 ℃/초 범위인 반면, 실시예들은 150 ~ 170 ℃/초 범위로서 상이점이 있다. 상기 용접후 열처리후 냉각 온도는 400℃ 이었다.표 4는 상기 제조된 강재에 대하여, 기계적 물성으로서, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지(CVN)를 각각 측정하여 그 결과를 나타낸다.
구분 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지
(J)
1회 2회 3회 4회 5회 평균
비교예1 417 516 32 380 384 367 385 210 345
비교예2 451 565 29 378 132 373 388 372 329
비교예3 455 551 29 383 215 372 218 367 311
비교예4 443 550 30 - - - - - -
실시예1 494 607 25 368 375 374 245 278 328
실시예2 477 588 26 343 369 357 344 345 352
표 4를 참조하면, 실시예들은 비교예들에 비하여 인장강도와 항복강도가 증가되었고, 연신율은 저하되었으며, 샤르피 충격 흡수에너지는 거의 유사한 값을 나타내었다. 따라서, 실시예는 강도를 증가시킴에도 저온 충격인성이 저하되지 않는 강재를 제공할 수 있다.도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 실시예와 비교예의 강재의 미세조직을 나타낸 현미경 사진이다.
도 2를 참조하면, 비교예의 강재는, 부분 재결정과 결정립 성장이 발생하였고, Fe3C 구상화가 발생하였다. 실시예의 강재에는, 회복된 미세구조가 나타나고 있고, Fe3C 분해 및 래스(lath)의 성장이 나타났다. 상기 강재는 마르텐사이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직을 가지며, 상기 마르텐사이트의 래스 내에 탄화물이 형성되었다. 즉, 실시예에서는 용접후 열처리 후 증가된 냉각 속도에 의하여, 부분 재결정과 결정립 성장이 억제되었고, 이러한 연화 정도를 최소화하여 미세조직의 미세화를 유지함으로써, 강도와 저온인성을 동시에 유지할 수 있다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 실시예와 비교예의 강재의 용접후 열처리 시간에 따른 인장 강도의 변화를 나타내는 그래프이다.
도 3을 참조하면, 실시예가 비교예에 비하여, 모든 시간 범위에서 인장강도가 높게 나타났다. 그러나, 용접후 열처리 시간이 증가됨에 따라 이러한 차이는 감소되었고, 12 시간 이후에는 거의 동일한 인장 강도를 나타내었다. 모든 경우에서, 인장강도가 550 MPa 이상의 인장 강도를 나타내었다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%, 망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족하고,
    상기 강재는, 마르텐사이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직을 가지는,
    강재.
  2. 삭제
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는, 상기 마르텐사이트의 래스 내에 형성된 탄화물을 더 포함하는,
    강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는, 0.4 내지 0.5 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가지는,
    (여기에서, Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 임)
    강재.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.25% ~ 0.45%, 망간(Mn): 1.2% ~ 1.6%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.1% ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.15% ~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,100℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계;
    상기 가열된 강재를 1,050℃ ~ 1,150℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계;
    상기 압연된 강재를 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계;
    상기 노말라이징된 강재를 20℃ ~ 30℃의 온도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 강재를 용접하고, 590℃ ~ 650℃의 온도에서 용접후 열처리하는 단계; 및
    상기 용접후 열처리된 강재를 150℃/초 ~ 200℃/초의 냉각속도로 380℃ ~ 420℃의 온도로 냉각하는 단계;를 포함하는,
    강재의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 용접후 열처리하는 단계는, 1시간 ~ 15시간 동안 수행되는,
    강재의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 용접후 열처리된 강재를 냉각하는 단계를 수행한 후에,
    상기 강재는, 인장강도(TS): 550 MPa ~ 650 MPa, 항복강도(YS): 460 MPa ~ 550 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 26%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 100 J ~ 400 J 을 만족하는,
    강재의 제조방법.
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001288512A (ja) * 2000-04-05 2001-10-19 Nippon Steel Corp 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101271954B1 (ko) * 2009-11-30 2013-06-07 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
KR101253890B1 (ko) * 2010-12-28 2013-04-16 주식회사 포스코 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법
KR101299361B1 (ko) * 2011-06-28 2013-08-22 현대제철 주식회사 강재 및 이를 이용한 강관 제조 방법
KR101290356B1 (ko) * 2011-09-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
KR101666407B1 (ko) 2014-12-23 2016-10-14 주식회사 포스코 용탕 분사용 노즐 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001288512A (ja) * 2000-04-05 2001-10-19 Nippon Steel Corp 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法

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