KR102485117B1

KR102485117B1 - 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102485117B1
Application number: KR1020200106932A
Authority: KR
Inventors: 이학철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-08-25
Filing date: 2020-08-25
Publication date: 2023-01-04
Also published as: JP2023540044A; WO2022045703A1; CN116113721A; KR20220026194A

Abstract

본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것에 관한 것으로, 자세하게는 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하인 극후물 구조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

Description

표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법{ULTRA THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT SURFACE PART NRL-DWT PROPERTY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 국내외 선박 등의 구조물 설계에 있어 극후물, 고강도 강재의 개발이 요구되고 있다.

구조물 설계 시 고강도강을 사용할 경우, 구조물의 형태의 경량화로 인한 경제적 이득과 함께 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성이 동시에 확보 될 수 있다.

일반적으로 고강도강의 경우, 극후물재 제조 시 총 압하율의 저하에 따라 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 미세조직이 조대해지게 된다.

또한 강도 확보를 위한 급속 냉각 시, 극후물재의 두꺼운 두께로 인해 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이가 발생하게 된다.

이로 인해 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 생성되어 극후물재는 인성 확보가 어려워진다.

특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우, 선박 등의 주요 구조물에 적용 시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있다.

극후물재의 경우, 상기 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이에서 기인한 인성의 저하로 인해 상기 취성균열전파 저항성을 보증하는데 큰 어려움을 겪고 있다.

실제 많은 선급협회 및 철강사에서는 취성균열 전파저항성을 보증하기 위해 실제 취성균열전파 저항성을 정확히 평가할 수 있는 대형 인장시험을 실시하고 있다.

그런데 대형 인장시험의 경우, 시험을 실시하기 위해 대량의 비용이 발생하기 때문에 양산 적용 시 보증하기가 힘든 상황이다.

이러한 불합리점을 개선하기 위해 최근 대형 인장시험을 대체할 수 있는 소형대체 시험에 대한 연구가 꾸준히 진행되어 오고 있다.

상기 소형대체 시험들 가운데 가장 유력한 시험으로 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Naval Research Laboratory-Drop Weight Test) 시험이 많은 선급협회 및 철강사에서 채택되고 있는 상황이다.

표면부 NRL-DWT 시험은 기존 연구를 기반으로 표면부의 미세조직을 제어할 경우 취성균열전파 시에 크랙의 전파속도를 늦춰 취성균열전파 저항성을 우수하게 한다는 연구결과를 바탕으로 채택되고 있다.

그러나 상기 표면부 NRL-DWT 시험은 시편 표면에서 강재를 채취할 때 면취(chamfer)를 실시하지 않고 날판 그대로의 표면을 사용한다.

만일 취성 균열을 쉽게 유발하는 표면부 크랙(crack)이 시편 내에 존재하는 경우, 상기 NRL-DWT 시험의 결과인 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 쉽게 나빠지는 결과를 얻게 된다.

따라서 표면부 크랙을 억제할 수 있는 해결할 방안이 필요한 상황이다.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결할 수 있는 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

구체적으로 본 발명은 조성 측면에서 고가의 합금원소를 포함하지 않으면서도 합금성분 제어를 통해 극후물 강재의 표면부 미세 크랙을 억제하여 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 압연 시 압연온도와 압하량 제어를 통해 표면부 미세 크랙을 억제함으로써 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 보다 구체적으로 항복강도가 460MPa 이상이고 두께가 80㎜ 이상 100㎜ 이하이며, 표면크랙을 유발하는 Cu 첨가량을 최소화함으로써 판재 표면부터 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 목적들은 이상에서 언급한 목적으로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 본 발명의 다른 목적 및 장점들은 하기의 설명에 의해서 이해될 수 있고, 본 발명의 실시예에 의해 보다 분명하게 이해될 것이다. 또한, 본 발명의 목적 및 장점들은 특허 청구 범위에 나타낸 수단 및 그 조합에 의해 실현될 수 있음을 쉽게 알 수 있을 것이다.

상기의 목적을 달성하기 위한 구체화된 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재는 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하인 미세조직을 가질 수 있다.

바람직하게는 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Drop Weight Test) 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하일 수 있다.

바람직하게는 판 두께는 80~100mm이고, 항복강도가 460MPa 이상일 수 있다.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재의 제조 방법은 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 740℃ 이하에서 마무리 사상압연하는 단계를 포함하는 제조 방법일 수 있다.

상기의 목적을 달성하기 위한 구체화된 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재의 제조 방법은 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 740℃ 이하에서 마무리 사상압연하는 단계; 상기 사상압연된 강재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.

바람직하게는 상기 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃일 수 있다.

바람직하게는 상기 조압연 온도는 900~1,100℃일 수 있다.

바람직하게는 상기 사상압연 시 누적 압하율은 50% 이상일 수 있다.

바람직하게는 상기 냉각하는 단계에서의 냉각 속도는 3℃/sec 이상일 수 있다.

바람직하게는 상기 냉각하는 단계에서의 냉각 시작 온도는 720℃ 이하이고 냉각 종료 온도는 500℃ 이하일 수 있다.

본 발명에 의하면 고가의 합금원소를 과도하게 포함하지 않으면서도 성분 및 미세조직 제어를 통해 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재를 구현할 수 있다.

본 발명에 의하면 성분 및 조성범위, 사상압연 온도 및 누적압하량을 제어함으로써 표면부 및 t/4부 오스테나이트 조직에 변형량을 극대화하여, 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하인 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재의 제조 방법을 구현할 수 있다.

본 발명에 의하면 극후물 강재의 두께인 80㎜ 이상 100㎜ 이하의 두께를 가지면서도 항복강도가 460MPa 이상이고 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 구현할 수 있다.

상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.

이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.

본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.

본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.

본 발명에서는 구체적으로 항복강도가 460MPa 이상이고 두께가 80㎜ 이상 100㎜ 이하이며, 표면크랙을 유발하는 Cu 첨가량을 최소화함으로써 판재 표면부터 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟ 의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 발명하고자 한다.

상기 특성을 만족하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재는 상기 NRL-DWT 물성이 우수한 특성을 만족시키기 위해 구체적으로 다음의 합금 원소들을 포함할 수 있다.

후술하는 각 성분의 함량 또는 조성범위는 별도로 언급하지 않는 한 모두 중량% 기준임을 미리 밝혀둔다.

탄소(C)는 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 탄소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.05~0.09%의 범위에서 함유된다.

만일 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.05%보다 적게 첨가되면, 강의 강도의 하락을 초래하여 강도 목표를 달성하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.09%보다 많이 첨가되면, 과도한 탄소는 경화능을 향상시켜 대량의 도상 마르텐사이트(massive martensite)를 생성하고 저온 변태상의 생성을 촉진시켜 그 결과 강의 인성을 저하시키는 문제가 있다.

또한 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.09%보다 많이 첨가되면, 표면크랙이 쉽게 발생할 수 있는 아포정역(hypo-peritectic region) 구간으로 진입하게 하여 미세 크랙이 강재의 표면에 발생할 가능성이 높아지는 문제가 있다.

실리콘(Si)과 알루미늄(Al)은 제강 및 연주 공정 시에 용강 내의 용존 산소를 슬래그 형태로 석출시켜 탈산작업을 하는데 필수적인 합금원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

특히 전로를 이용한 강재 제조 시, 본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 실리콘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.1~0.4%의 범위에서, 그리고 알루미늄은 0.01~0.05%의 범위에서 함유된다.

만일 실리콘과 알루미늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 각각 0.1%와 0.01%보다 적게 첨가되면, 제강 및 연주 공정 동안 용존 산소의 석출량이 불충분하여 탈산 효과를 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 실리콘과 알루미늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 각각 0.4%와 0.05%보다 많이 첨가되면, 과도한 실리콘과 알루미늄은 조대한 Si, Al 복합 산화물을 생성시키거나 미세조직 내에 도상 마르텐사이트를 조대하게 다량 생성시킬 수 있는 문제가 있다.

망간(Mn)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 망간은 중량%(이하 %라 한다)로 1.8~2.0%의 범위에서 함유된다.

만일 망간이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 1.8%보다 적게 첨가되면, 강의 460MPa 이상의 항복강도를 만족시키지 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 망간이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 2.0%보다 많이 첨가되면, 과도한 망간은 경화능을 과도하게 증가시키고 이로 인해 상부 베이나이트(upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 충격인성 및 표면부 NRL-DWT 물성을 크게 저하시키는 문제가 있다.

니켈(Ni)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 저온에서 전위의 교차 슬립(cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 니켈은 중량%(이하 %라 한다)로 0.3~0.7%의 범위에서 함유된다.

만일 니켈이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.3%보다 적게 첨가되면, 460MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 강에서의 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 니켈이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.7%보다 많이 첨가되면, 과도한 니켈은 경화능을 과도하게 상승시켜 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키는 문제가 있고 제조원가를 지나치게 상승시키는 문제가 있다.

니오븀(Nb)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시키며, 또한 고온으로 재가열 시에 고용된 Nb는 압연 시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 니오븀은 중량%(이하 %라 한다)로 0.015~0.04%의 범위에서 함유된다.

만일 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.015%보다 적게 첨가되면, NbC 또는 NbCN 형태의 석출물의 석출량이 지나치게 적어 미세조직 미세화와 강도 강화를 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 과도한 니오븀은 강재의 모서리에 취성 크랙을 야기할 가능성이 높아지고 과도한 석출물 생성으로 인한 인성 저하가 발생할 수 있는 문제가 있다.

티타늄(Ti)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 재가열 시 TiN으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온 인성을 크게 향상시키는 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 티타늄은 중량%(이하 %라 한다)로 0.005~0.02%의 범위에서 함유된다.

만일 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.005%보다 적게 첨가되면, TiN 형태의 석출물의 석출량이 지나치게 적어 모재 및 용접 열영향부의 결정립 미세화와 인성 향상을 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.02%보다 많이 첨가되면, 과도한 티타늄은 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출(primary precipitation)에 의한 저온인성을 감소시키는 문제가 있다.

구리(Cu)는 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 경화능을 향상시켜고 고용강화를 일으켜 강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론(ε) Cu 석출물의 생성을 통해 항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 구리는 중량%(이하 %라 한다)로 0.05% 이하의 범위에서 함유된다.

만일 구리가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.05%보다 많이 첨가되면, 제강 공정에서 고온 취성을 유발시키거나 hot shortness에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있는 문제가 있다.

이하에서는 상기와 같은 본 발명의 강재를 제조하는 방법을 설명한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법은 슬라브 재가열 - 조압연 - 사상압연 - 냉각의 과정을 포함할 수 있으며, 각 과정별 상세한 조건은 아래와 같다.

이하의 제조방법에 관한 설명에 있어서 별다른 설명이 없다면, 열연강판(슬라브)의 온도는 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치에서의 온도를 의미한다.

또한 수냉 시, 냉각속도의 측정의 기준이 되는 위치도 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치이다.

슬라브 재가열 단계: 1,000~1,120℃

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 슬라브 재가열 단계는 오스테나이트 결정립의 과도한 조대화 없이 주조 과정 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄화물 및/또는 탄질화물을 고용시키고 유동 응력(flow stress)를 낮추어 후속 열간 가공을 용이하게 하기 위한 공정이다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 1,050~1,120℃ 이다.

만일 슬라브 재가열 온도가 재가열 온도가 1,000℃ 미만일 경우, 주조 중에 형성된 Ti 및/도는 Nb 탄질화물이 충분히 고용되지 않을 우려가 있다.

반면 재가열 온도가 1,120℃를 초과할 경우, 재가열 온도에서 미세조직을 형성하고 있는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있다.

조압연 단계: 900~1,100℃

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 조압연 단계는 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트 결정립의 입도를 재결정을 통해 작게 하기 위한 공정이다.

조압연 과정 중에 오스테나이트의 동적 재결정(dynamic recrystallization)이 일어나야 하므로 조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상이 바람직하다.

구체적으로 본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 조압연 온도는 900~1,100℃ 이다.

만일 조압연 온도가 900℃보다 낮으면, 조압연 동안 동적 재결정이 발생하기 어려워 결정립 미세화가 어려워지는 문제가 있다.

반면 조압연 온도가 1,100℃보다 높으면, 조압연 개시 전에 슬라브 내의 오스테나이트 결정립이 지나치게 성장하여 동적 재결정에 의해서도 결정립 미세화가 효과적이지 못하게 되는 문제가 있다.

한편 조압연을 통해 슬라브에 재결정을 일으켜 슬라브의 미세조직을 미세화하기 위해서는, 조압연 과정 동안 재결정을 일으키기에 충분한 변형량이 슬라브에 가해져야 한다.

본 발명의 일 실시예에 따르면, 조압연 공정에서의 누적 압하율은 40% 이상이 바람직하다.

사상압연 마무리 온도: 740℃ 이하

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 사상압연 단계는 조압연된 강판의 오스테나이트 미세조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위한 공정이다.

이 때 사상압연 마무리 패스(pass)는 t/4 기준으로 페라이트 생성온도 740℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다.

상기 사상압연 마무리 온도 범위는 폴리고날 페라이트 생성온도 주변에서 압연을 실시하여 사상압연 후 냉각 도중에 생성되는 상들의 입도를 미세하게 만들 수 있는 온도 범위로 설정되었다.

만일 t/4 기준으로 740℃보다 높은 온도에서 사상압연 마무리 패스가 진행될 경우, 미세조직이 조대화됨에 따라 강도 및 인성이 저하되는 문제가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따르면, 사상압연 공정에서의 누적 압하율은 미세한 조직을 최대한 형성하기 위해 적어도 50% 이상이 바람직하다.

압연 후 냉각단계: 720℃ 이하에서 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각 후 500℃ 이하에서 냉각 종료

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 사상 압연된 강판은 720℃ 이하의 온도에서부터 500℃ 이하의 온도까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각되는 것이 바람직하다.

만일 냉각 시작 온도가 720℃를 초과하여서 수행되는 경우, 표면부에 연질상(soft phase)인 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)의 생성이 촉진되지 않아서 NDTT 온도가 -70℃ 이상이 될 수 있는 문제가 있다.

만일 냉각속도가 3℃/s보다 낮거나 또는 냉각종료 온도가 500℃를 초과하여서 수행되는 경우, 냉각 과정 중의 상변태에 의해 강판에 형성되는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 최종 항복강도가 460MPa 이하로 될 가능성이 있다.

상기의 본 발명의 일 실시예에 따른 본 발명의 강재 제조 방법을 종합하면 다음과 같다.

중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,000~1,120℃의 온도로 재가열한 후 900~1,100℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 압연된 Bar를 공냉하는 단계 및 공냉 종료 후 사상압연을 실시한 후 1/4t 기준으로 740℃ 이하에서 마무리 압연하는 단계; 전체 압연이 마무리된 이후 3℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계;를 거쳐 본 발명의 일 실시예에 따른 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 구조용 극후물 강재가 제조될 수 있다.

이 때, 발명의 일 실시예에 따른 상기 극후물 강재는 표면 크랙을 유발하는 Cu 첨가량이 최소화됨으로써 판재 표면에서 표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙을 0.1개 이하로 가질 수 있다.

따라서 발명의 일 실시예에 따른 상기 극후물 강재의 상기와 같은 미세조직과 두께는 상기 강재의 성분 및 조성범위와 함께 상기 제조 방법의 기술적 특징들의 제어된 결합에 의해서만 구현될 수 있다.

이를 통해 본 발명에서는 항복강도가 460MPa 이상이고 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재를 강재를 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

[실시예]

본 발명에서 대상으로 하고 있는 제조방법으로 표 1에 기재된 조성을 가지고 있는 강 슬라브를 선택하여 재가열, 압연 및 냉각을 실시하였다.

구체적으로 하기 표 1의 조성을 갖는 두께 400mm 강 슬라브를 1,050~1,070℃의 온도로 재가열한 후, 1030℃ 이하의 온도에서 조압연을 시작 뒤 연속으로 조압연을 실시한 후, 930℃ 이상에서 조압연을 완료하여 바를 제조하였다.

상기 조압연 후, 표 2에 명시된 누적압하율로 사상압연을 실시하여 표 2의 두께를 갖는 강판을 얻은 다음, 3.4~5.3℃/sec의 냉각속도로 480~390℃ 범위의 온도까지 냉각하였다.

[표 1]

표 1에 개시된 강재에 대해 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법에 의해 제조된 강재와 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법을 벗어난 조건을 적용하여 제조된 강재의 인장 특성을 평가한 결과와 제조된 강판의 표면부 크랙 분석 결과 및 항복강도는 표 2에 정리되었다.

크랙은 강판 표면 직하 5㎜의 영역에서 1㎜*1㎜ 크기의 면적으로 20개 이상의 서로 다른 위치를 관찰한 뒤 50㎛ 이상의 크랙 개수를 측정한 평균값으로부터 도출되었다.

또한 제조된 강판에 대해 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT(Nil-Ductility Transition Temperature)를 측정하였으며, 그 결과는 표 2에 정리되었다.

[표 2]

비교예 1의 경우, 비록 성분 및 조성범위는 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 조건을 만족하더라도, 본 발명의 일 실시예에서 제시하는 사상압연 마무리온도 이상에서 제조됨에 따라 공냉 중에 표면부에 충분한 페라이트가 생성되지 아니하여 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.

비교예 2 및 3의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Cu 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다.

이에 따라 높은 Cu 함량으로 인해 비교예 2 및 3은 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 Hot shortness 발생 가능성이 높아져서 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 2 및 3은 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었으며 이로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.

비교예 4 의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 C 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다.

이에 따라 높은 C 함량으로 인해 비교예 4도 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 4도 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었으며 이로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.

비교예 5 의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Mn 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다.

이에 따라, 높은 Mn 함량으로 인해 비교예 5는 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 5는 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었으며 이로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.

비교예 6의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 C와 Mn 조성범위의 하한보다 낮은 양이 첨가되었다.

이에 따라 낮은 경화능으로 인해 비교예 6은 본 발명에서 제시하는 항복강도 460MPa 를 만족하지 못하는 것으로 측정되었다.

비교예 7의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Ni 조성범위의 하한보다 낮은 양이 첨가되었다.

이에 따라 낮은 Ni 함유량에 따른 인성 저하로 인해 비교예 7은 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.

비교예 8의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Ti 및 Nb 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다.

이에 따라 높은 Ti 및 Nb 함량으로 인해 비교예 8은 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 8은 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었다.

또한 비교예 8은 과도한 석출물로 인한 강도 상승에 따라 고강도의 조직이 표면부에 다량 생성됨으로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.

이에 반하여 위 결과에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 성분 범위를 만족하고 740℃ 이하의 온도에서 마무리 압연되어 제조된 발명예 1~4의 경우, 표면부~표면부 직하 5mm까지의 영역에서 1㎟당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이고 항복강도가 460MPa 이상이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 것으로 측정되었다.

이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 실시예를 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.

Claims

중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이며,
ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Drop Weight Test) 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 극후물 고강도 강재.
삭제
제1항에 있어서,
판 두께는 80~100㎜이고, 항복강도가 460MPa 이상인 극후물 고강도 강재.
중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 740℃ 이하에서 마무리 사상압연하는 단계;
상기 사상압연된 강재를 냉각하는 단계;
를 포함하는 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 조압연 온도는 900~1,100℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 사상압연 단계에서의 누적 압하율은 50% 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 냉각하는 단계에서의 냉각 속도는 3℃/sec 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제8항에 있어서,
상기 냉각하는 단계에서의 냉각 시작 온도는 720℃ 이하이고 냉각 종료 온도는 500℃ 이하인 극후물 고강도 강재의 제조방법.