KR20040054198A - 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20040054198A
KR20040054198A KR1020020081019A KR20020081019A KR20040054198A KR 20040054198 A KR20040054198 A KR 20040054198A KR 1020020081019 A KR1020020081019 A KR 1020020081019A KR 20020081019 A KR20020081019 A KR 20020081019A KR 20040054198 A KR20040054198 A KR 20040054198A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
steel
cooling
toughness
temperature
Prior art date
Application number
KR1020020081019A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100957929B1 (ko
Inventor
서인식
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020020081019A priority Critical patent/KR100957929B1/ko
Publication of KR20040054198A publication Critical patent/KR20040054198A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100957929B1 publication Critical patent/KR100957929B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0252—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with application of tension
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 LNG, 에틸렌, LPG 등의 저장용기로 사용되는 고장력 강판의 제조방법에 관한 것이다.
이 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.04~0.10%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.4~1.0%, Mo: 0.1~0.5%, Ni: 4.0~6.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 C, Mn, Mo, Ni의 함량이 다음 관계,
0.7 ≤ [C(%) + 0.4Mn(%) + 0.8Mo(%) + 0.1Ni(%)] × (A/24) ≤ 1.5
(단, A는 냉각속도(℃/초))
를 만족하는 강을,
재가열한 다음 원하는 두께로 열간압연하는 단계,
상기 열간압연한 강판을 Ac3~950℃로 재가열한 다음 1.9T(강판의 두께, mm)~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계,
상기 수냉한 강판을 700~750℃로 재가열한 다음 1.9T~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계 및
상기 수냉한 강판을 550~640℃에서 1.9T~1.9T+50분 동안 소려처리한 다음 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어진다
이 강판의 제조방법은 강의 성분과 열처리 조건을 조절하여 미세조직을 제어함으로써, 우수한 저온인성을 갖는 고장력 강판을 제공할 뿐만 아니라 Ni함량의 감소로 인해 제조비용도 저감되는 효과가 있다.

Description

저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법{Method for manufacturing high-tensile steel sheets having excellent low temperature toughness}
본 발명은 LNG, 에틸렌, LPG 등의 저장용기로 사용되는 고장력 강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강의 성분과 열처리 조건을 적절히 조정함으로써 강의 미세조직을 제어하여 저온에서의 인성이 매우 우수한 고장력 강판의 제조방법에 관한 것이다.
LNG, 에틸렌, LPG 등과 같은 액화가스는 저장온도가 매우 낮기 때문에, 저장용기로 사용되는 재료는 저장 가스의 액화온도에서 우수한 인성 뿐만 아니라 우수한 강도 또한 요구된다. 이러한 요구는 강에 Ni을 첨가함으로써 만족시켜 왔으며, IMO(International Marine Organization)의 코드(code)에 따르면 액화온도가 -164℃ 정도인 LNG 저장용기용 강재로는 Ni을 9% 첨가한 강을 사용하고, 액화온도가 -105℃인 에틸렌 저장용기용 강재로는 Ni을 5% 첨가한 강을 사용하고, 액화온도가 -50℃ 정도인 LPG 저장용기용 강재로는 Ni을 1.5% 첨가한 강을 사용할 것을 제안하고 있다. 즉, 사용온도가 낮아짐에 따라 Ni의 함량을 증가시킴으로써, 더 낮은 온도에서도 우수한 인성이 얻어지도록 하고 있다. 그러나, Ni은 가격이 매우 비싸 강재의 가격을 인상시키기 때문에 경제성에 문제가 있다. 따라서, Ni 함량을 낮추면서도 우수한 인성을 나타내는 강재를 제공하는 것이 요구되고 있다.
Ni의 함량을 낮추면서 저온인성과 강도를 향상시키는 것에 관한 종래기술로는 인성에 유해한 P와 S 등의 불순물 원소를 낮추는 것이 있다. 상기 P는 마르텐사이트 조직을 갖는 강에서 소려처리에 의해서 구 오스테나이트 입계에 편석됨으로써 취화를 일으키는 원소이며, 그 함량이 증가할수록 인성은 낮아진다. 현재의 정련기술에서는 P의 함량을 20ppm 수준까지 낮추는 것이 가능하지만, 정련설비 가동에 따른 비용 상승의 문제점이 있다.
Ni의 함량을 낮추면서 저온인성과 강도를 향상시키는 것에 관한 또 다른 종래기술로는 직접소입을 이용하는 방법이 있으며, 대표적인 예로는 일본 공개특허공보 평3-229818호, 공개특허공보 소61-17885호, 공개특허공보 평6-192729호가 있다. 상기 종래기술들은 압연 중의 미세조직제어와 직접소입에 의한 조직제어에 의해서 Ni 함량을 5% 정도로 낮추었음에도 불구하고, LNG 저장용기용 재료로 사용할 수 있을정도의 재질을 갖는 강재를 제공한다. 그러나, 상기 종래기술들은 직접소입 과정에서 발생하는 판변형에 의한 불량의 발생으로 실수율이 떨어질 뿐만 아니라 조직제어를 위해서 저온압연을 실시해야 하기 때문에 생산성이 저하되는 문제점이 있다. 또한, 상기 종래기술에서는 제어압연성 향상을 위해서 Nb을 첨가하고 있는데, 상기 Nb이 2차 경화에 의한 취화를 일으킴으로써 Ni이 9% 함유된 강에 비해서 인성이 상당히 낮은 문제점도 있다.
Ni의 함량을 낮추면서 저온인성과 강도를 향상시키는 것에 관한 또 다른 종래기술로는 Mo를 첨가하는 방법이 있으며, 대표적인 예로는 일본 공개특허공보 소53-97917호, 공개특허공보 평4-9861호, 공개특허공보 평4-371520호, 공개특허공보 평6-184630호 및 공개특허공보 평9-302445호가 있다. 상기 일본 공개특허공보 소53-97917호, 공개특허공보 평4-9861호, 공개특허공보 평4-371520호, 공개특허공보 평6-184630호는 Ni을 7.0% 이상, 실질적으로 LNG 저장용기용으로는 9% 이상의 Ni 첨가가 필요, 첨가하는 것에 관한 것으로서, 기존의 Ni이 9% 함유된 강에 비해서 경제적으로 강재를 제공한다고 할 수가 없다. 또한, 상기 공개특허공보 평9-302445호는 Mo를 0.02~0.08% 첨가함으로써 모재의 강도와 인성을 증가시키고 용접부 인성을 향상시키는 방법을 제공하고 있으나, Ni이 5% 정도로 낮은 경우에는 Ni이 9% 함유된 강에 비하여 강도와 인성이 훨씬 떨어질 뿐만 아니라 LNG 저장용기용 재료로 사용하기에도 부적합한 문제점이 있다.
본 발명은 상기한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 강의 성분과 열처리 조건을 조절하여 미세조직을 제어함으로써, 우수한 저온인성과 함께 경제성을 겸비한 고장력 강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
도 1은 H값 변화에 따른 마르텐사이트 분율 변화를 나타내는 그래프
도 2는 본 발명의 열처리 공정을 나타내는 모식도
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, C: 0.04~0.10%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.4~1.0%, Mo: 0.1~0.5%, Ni: 4.0~6.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 C, Mn, Mo, Ni의 함량이 다음 관계,
0.7 ≤ [C(%) + 0.4Mn(%) + 0.8Mo(%) + 0.1Ni(%)] × (A/24) ≤ 1.5
(단, A는 냉각속도(℃/초))
를 만족하는 강을,
재가열한 다음 원하는 두께로 열간압연하는 단계,
상기 열간압연한 강판을 Ac3~950℃로 재가열한 다음 1.9T(강판의 두께, mm)~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계,
상기 수냉한 강판을 700~750℃로 재가열한 다음 1.9T~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계 및
상기 수냉한 강판을 550~640℃에서 1.9T~1.9T+50분 동안 소려처리한 다음 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어진다.
이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.
상술한 바와 같이, IMO code에서 액화가스의 액화온도가 낮아짐에 따라 저장용기용 강재의 Ni 함량이 증가되도록 추천하는 것은 Ni이 강재의 저온인성과 강도를 향상시키는 효과가 있기 때문이다. 따라서, 우수한 재질과 함께 Ni 함량 감소에 의한 경제성 확보를 위해서는 Ni에 의한 저온인성 향상과 강도증가 효과를 대신할 수 있는 야금학적인 방법을 찾는 것이 매우 중요하다.
본 발명자는 Ni이 함유된 마르텐사이트 강에서 강도와 인성에 미치는 미세조직의 영향과 미세조직을 제어하기 위한 야금학적인 방법에 대해서 심도 있는 연구와 실험을 행한 결과, 마르텐사이트의 유효 결정립을 미세화 하는 것이 저온인성 향상에 매우 효과적이라는 사실을 알아냈다. 즉, 합금성분을 적절히 조절하여 소입 후 변태조직을 제어함으로써 유효 결정립을 미세화시키고, 2상역 열처리와 소려처리 온도를 조절함으로써 유효 결정립 미세화가 극대화 되는 것이다.
먼저, 마르텐사이트 유효 결정립을 충분히 미세화 하려면 소입상태에서 미세조직이 대부분 마르텐사이트이어야 한다. 소입 후 변태조직에 크게 영향을 미치는 원소는 C, Mn, Mo, Ni인데 본 발명에서는 이들 원소의 개별적인 함량보다는 하기 수학식 1에 의해서 조합되는 수식에 의해서 소입 후 변태조직이 결정되는 것을 발견하였다.
H = [C(%) + 0.4Mn(%) + 0.8Mo(%) + 0.1Ni(%)] × (A/24)
상기 수학식 1은 본 발명자가 연구도중 얻어낸 경험식으로, 각 성분은 질량 백분율을 의미하며, A는 강판의 두께와 냉매에 의해서 결정되는 냉각속도(℃/초)를 의미한다.
상기와 같은 방법으로 소입처리한 상태에서 Ac3이하의 적절한 2상역 온도 구간에서 열처리한 후 소입처리 하는 것과 최종적으로 550~640℃ 온도 구간에서 소려처리 하는 것에 의해서 마르텐사이트 조직 내에 오스테나이트를 미세하게 석출시킴으로써 유효 결정립을 매우 미세하게 만들 수 있다. 이때 석출된 오스테나이트가 열적으로 불안정하면 액화가스 사용온도인 저온에 노출될 경우에 마르텐사이트로 변태되며 이런 마르텐사이트는 매우 취약하여 오히려 인성을 크게 감소시킨다. 따라서, 열처리에 의해서 석출되는 오스테나이트는 사용온도(LNG의 경우 -165℃, 에틸렌의 경우 -105℃)에서도 열적으로 매우 안정해야 한다. 본 발명에 의하면 최종 소려처리 온도를 적절히 조절하는 한편 소입처리와 소려처리 중간에 2 상역의 적절한 온도에서 중간 열처리한 후 소입하는 것에 의해서 오스테나이트를 -196℃ 이하의 저온에서도 매우 안정하게 만들 수 있게 된다.
또한, 최종 소려처리를 완료한 후에 빠른 냉각속도로 냉각함으로써 P에 의한 소려취화를 억제하여 저온인성을 향상시킬 수 있다. 이는 합금성분 조절과 열처리 조건의 조절에 의해서 유효 결정립을 미세화하는 효과 뿐만 아니라 저온인성을 향상시키는 결과를 가져오게 된다. 또한, 이는 P 함량을 극도로 낮게 하지 않으면서도 우수한 저온인성을 얻게 하는 효과가 있다.
먼저, 본 발명의 성분제한 이유부터 살펴본다.
C: 0.04~0.10중량%
상기 C의 함량이 0.04중량% 미만이면 소려처리 동안에 탄화물이 거의 석출되지 않음으로써 강도가 너무 낮을 뿐만 아니라 경화능도 크게 감소하여 마르텐사이트 유효 결정립이 충분히 미세화되지 않고, 0.10중량%를 초과하면 마르텐사이트 유효 결정립이 효과적으로 미세화 되어도 탄화물에 의한 인성저하가 매우 커지므로, 그 함량을 0.04~0.10중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.05~0.5중량%
상기 Si는 탈산과 고용강화를 위해서 첨가되는 성분으로, 0.05중량% 미만 첨가되면 탈산과 강도 확보가 미미하고, 0.5중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 감소될 뿐만 아니라 철감람석(fayalite)이라는 Si 함유 산화물이 발생하여 표면결함 발생의 원인이 되므로, 그 함량을 0.05~0.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.4~1.0중량%
상기 Mn의 함량이 0.4중량% 미만이면 고용강화 효과 감소에 의해서 강도가 낮아질뿐만 아니라 경화능이 감소하여 충분하게 유효 결정립이 미세화되기 어렵고, 1.0중량%를 초과하면 유효결정립 감소 효과는 포화되며 강도 증가와 소려취화가 심화됨에 따라 인성이 저하될 뿐만 아니라 용접성도 열화되므로, 그 함량을 0.4~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.1~0.5중량%
상기 Mo은 마르텐사이트 조직을 확보함으로써 유효 결정립을 미세화 하는데 있어서 매우 중요한 성분으로, 0.1중량% 미만 첨가되면 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.5중량%를 초과하여 첨가되면 유효 결정립 크기 감소 효과는 포화되고 제조원가의 상승과 용접성 불량의 문제점이 발생하므로, 그 함량을 0.1~0.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni: 4.0~6.0중량%
상기 Ni는 경화능을 향상시킴으로써 유효 결정립을 미세화하는 역할을 하는 본 발명의 핵심적인 성분으로, Ae1온도를 낮춤으로써 열처리 중에 오스테나이트가 석출할 수 있도록 하며 석출된 오스테나이트에 우선적으로 고용되어 오스테나이트의 열적 안정성을 향상시켜 유효 결정립을 매우 미세하게 만드는 역할을 한다. 상기 Ni의 함량이 4.0중량% 미만 첨가되면 상기 유효결정립 미세화 효과를 얻을 수 없고, 6.0중량%를 초과하면 제조원가를 상승시키므로, 그 함량을 4.0~6.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005~0.1중량%
상기 Al은 탈산을 위해서 첨가되는 성분으로, 0.005중량% 미만 첨가되면 상기 탈산 효과를 얻을 수 없고, 0.1중량%를 초과하여 첨가되면 용접성을 해칠 뿐만 아니라 개재물 함량이 증가하여 인성을 해치므로, 그 함량을 0.005~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.015중량% 이하
상기 P는 불순물로서, 마르텐사이트 조직을 갖는 강재에서 소려취화를 야기함으로써 인성을 해친다. 인성의 향상을 위해서는 P의 함량이 낮을수록 유리하지만 정련공정에서 부하를 초래한다. 본 발명에서 제안하고 있는 열처리 조건을 적용하는 경우에는 P가 0.015중량% 이하인 경우에는 소려취화가 크게 문제가 되지 않으나, 이를 초과할 경우에는 소려취화에 의해서 인성이 저하되므로, 그 함량을 0.015중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.005중량% 이하
상기 S도 P와 같이 불순물로서, 그 함량이 0.005중량%를 초과하면 MnS 개재물 증가에 의해서 인성을 해치므로, 그 함량을 0.005중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
본 발명의 목적을 달성하기 위해서는 상기와 같은 성분의 범위도 중요하지만 상술한 바와 같이 C, Mn, Mo, Ni과 A(냉각속도)에 의해서 조합되는 수학식 1의 H 값의 범위가 무엇 보다도 중요하다. 하기 수학식 1의 H값이 0.7 미만인 경우에는 마르텐사이트 변태가 충분히 일어나지 않기 때문에 효과적으로 유효 결정립을 미세화 시킬 수 없어 저온인성이 감소하고, 1.5를 초과하는 경우에는 유효결정립 미세화 효과는 포화되고 오히려 지나친 강도 증가에 의해서 저온인성이 낮아지고 용접성이 저하되는 문제가 발생하므로, 상기 수학식 1의 H 값은 0.7~1.5 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
[수학식 1]
H = [C(%) + 0.4Mn(%) + 0.8Mo(%) + 0.1Ni(%)] × (A/24)
(단, A는 냉각속도(℃/초))
즉, 상기 수학식 1의 값이 0.7 미만일 경우에는 소입상태의 조직에 영향을 미침으로써 유효 결정립의 미세화가 충분히 달성되지 않는다. 이것은 도 1에서도 잘 나타나고 있다. 즉, 도 1은 소입상태에서 마르텐사이트 분율이 하기 수학식 1의 H 값 변화에 따라서 변하는 정도를 측정한 결과인데, H가 0.7 미만까지는 H값 변화에 의해서 마르텐사이트 분율이 크게 증가하다가 0.7 이상에서는 95% 이상이 마르텐사이트이며, 그 이상에서는 큰 변화가 없음을 알 수 있다.
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 열간압연 하는데 있어서 특별한 제약은 없으며 재가열과 열간압연을 통한 통상의 제조방법으로 원하는 두께의 강판을 제조하면 된다.
보다 바람직하게는 압연성을 충분히 확보하고 지나친 고온산화를 방지하기 위해서 슬라브 재가열 온도 범위는 1000~1350℃의 온도로 하는 것이 필요하며 압연성 확보를 위해서 Ar3이상에서 열간 압연을 종료하고 공냉을 하는 것이 바람직하다.
이후, 본 발명의 열처리 공정은 도 2에 나타낸 바와 같이 소입열처리, 2상역 소입열처리, 소려열처리의 3단계에 걸쳐서 실시하는데, 다음은 3단계 열처리 공정에 대해서 상술한다.
[소입열처리]
상기 통상의 열간압연과 공냉을 행한 후, Ac3~950℃로 재가열한 다음 1.9T(강판의 두께, mm)~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각한다. 상기 소입열처리는 고온에서 오스테나이트 조직화한 다음 소입에 의해서 마르텐사이트 조직으로 만드는 것이 목표이며, 고온의 재가열과 냉각하는 과정으로 이루어져 있다. 상기 재가열 온도가 Ac3미만이면 충분한 오스테나이트화가 이루어지지 않고, 950℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대해 짐으로써 인성이 낮아지므로, 상기 재가열 온도는 Ac3~950℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 재가열 후 유지시간이 1.9T분 미만이면 충분한 오스테나이트화가 이루어지지 않고, 1.9T+50분을 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대해 짐으로써 인성이 낮아지므로, 상기 유지시간은 1.9T~1.9T+50분으로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 오스테나이트 열처리 후에 수냉함에 있어서 냉각속도가 10℃/초 미만이면 충분한 마르텐사이트 조직을 얻는 것이 불가능하고, 50℃/초를 초과하면 심한 변형이 발생될 우려가 있으므로, 상기 냉각속도는 10~50oC/초로 제한하는 것이 바람직하다.
[2상역 소입열처리]
상기 소입열처리한 강판을 Ac3이하의 2상역인 700~750℃로 재가열한 다음 1.9T~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각한다. 상기 2상역 열처리의 목적은 후속의 소려처리에서 석출되는 오스테나이트가 열적으로 매우 안정해지도록 하는 것이며, 이를 위해서는 2상역 열처리 동안에 적당량의 오스테나이트가 미리 형성된 후에 소입처리에 의해서 다시 마르텐사이트로 변태하는 것이 중요하다. 상기 재가열 온도가 700℃ 미만이면 2상역 재가열처리 효과가 없고 750℃를 초과하면 결정립이 조대해지므로, 상기 재가열 온도는 700~750℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 재가열 후 유지시간이 1.9T분 미만이면 오스테나이트가 충분히 형성되지 않고, 1.9T+50분을 초과하면 결정립이 조대해지므로, 상기 유지시간은 1.9T~1.9T+50분으로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 2상역 열처리 후에 수냉함에 있어서 냉각속도가 10℃/초 미만이면 2상역 열처리에서 생성된 오스테나이트가 충분히 마르텐사이트로 변태하는 것이 불가능하고, 50℃/초를 초과하면 심한 변형이 발생할 우려가 있으므로, 상기 2상역 열처리 후 냉각속도는 10~50℃/초로 제한하는 것이 바람직하다.
[소려열처리]
상기 2상역 소입열처리한 강판을 550~640℃에서 1.9T~1.9T+50분 동안 소려처리한 다음 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각한다. 상기 소려열처리는 본 발명에 의해서 제공되는 강재의 재질을 최종적으로 결정하는 매우 중요한 공정이다. 일반적인 강재들에서 소려열처리의 온도 범위는 강도와 인성의 조합의 관점이 우선된다. 그러나, 본 발명에서는 이러한 강도와 인성의 조합의 관점과 함께 유효 결정립 미세화를 위한 안정한 오스테나이트의 석출이 우선적으로 고려되어야 한다. 이러한 2가지 조건을 모두 만족하기 위해서는 소려열처리 온도를 550~640℃로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 소려열처리 온도가 550℃ 미만이면 오스테나이트가 석출되기 매우 어렵고, 640℃를 초과하게 되면 석출되는 오스테나이트가 열적으로 불안정할 뿐만 아니라 매우 큰 항복강도의 감소를 초래하기 때문이다. 또한, 상기 소려처리 시간이 1.9T분 미만이면 소려처리가 충분히 이루어지지 않고, 1.9T+50분을 초과하면 소려처리가 너무 지나쳐 강도가 감소할 수 있으므로, 상기 소려처리 시간은 1.9T~1.9T+50분으로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 소려처리 후에 수냉을 하는이유는 소려취화를 억제하기 위함이다. 상기 소려취화는 소려처리 후에 냉각 중에 불순물 원소인 P가 구 오스테나이트 결정립계 또는 마르텐사이트 패킷(packet) 경계로 이동하여 편석됨으로써 인성이 낮아지는 현상이다. 소려처리 후에 빠르게 냉각하면 P가 구 오스테나이트 결정립계 또는 마르텐사이트 패킷(packet) 경계로 편석되는 것을 억제함으로써, 소려취화를 억제하여 P 함량이 높은 경우에도 우수한 저온인성을 얻을 수 있게 된다. 상기 소려처리 후 냉각속도가 10℃/초 미만이면 P의 편석에 의한 소려취화가 문제가 되고, 50℃/초를 초과하면 판변형이 생길 수 있으므로, 상기 냉각속도는 10~50℃/초로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
[실시예1]
본 실시예는 강성분에 따른 시편의 인장특성 및 저온인성을 알아보기 위한 것이다.
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1200℃로 가열한 후에 20mm의 두께의 강판으로 열간압연하였다. 상기 압연된 강판을 900℃에서 오스테나이트화 열처리를 행한 다음 58분 유지 후, 하기 표 1의 냉각속도로 수냉을 실시하였다. 이후, 720℃에서 58분 동안 2상역 열처리를 실시한 다음 하기 표 1의 냉각속도로 수냉을 실시하였다. 이후, 마지막으로 580℃에서 68분 동안 소려열처리를 행한 후, 하기 표 1의 냉각속도로 수냉하였다. 상기와 같이 제조된 강판에 대해서 인장시험과 샤피(Charpy) 충격시험을 행하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명강(A~L)을 이용하여 제조된 발명재(1~12)는 LNG 저장용기용 강재에서 요구되는 항복강도 590MPa, 인장강도 690MPa 및 -196℃에서의 충격인성 100J에 비하여 우수한 특성을 가짐을 알 수 있다.
그러나, C 함량이 본 발명 범위보다 낮은 비교재(1)은 강도가 낮음으로써 LNG의 저장용기용 강재에서 요구하고 있는 항복강도 590Mpa와 인장강도 690Mpa에 미치지 못하며, C 함량이 본 발명 범위보다 높은 비교재(2)는 LNG의 저장용기용 강재에서 요구하고 있는 영하 196oC에서의 충격인성인 100J에 비해서 낮은 인성을 보일 뿐만 아니라 강도도 지나치게 높다.
또한, Mn 함량이 본 발명의 범위보다 낮은 비교재(3)은 강도와 인성이 모두 낮으며, Mn 함량이 본 발명의 범위보다 높은 비교재(4)는 강도는 지나치게 높으면서 인성은 100J 이하로 매우 낮다.
또한, Mo 함량이 본 발명의 범위보다 낮은 비교재(5)는 강도와 인성이 모두 낮으며, 0.5중량%를 초과한 비교재(6)은 더 이상의 재질 향상이 관찰되지 않았다.
또한, Ni 함량이 본 발명의 범위보다 낮은 비교재(7)은 강도가 LNG의 저장용기용 강재에서 요구하고 있는 수준과 거의 유사하지만 인성이 매우 낮았다.
또한, 불순물인 P 함량이 본 발명의 범위보다 높은 비교재(8)은 100J 이하의 매우 낮은 인성을 나타내고 있다.
마지막으로, H 값이 본 발명의 범위보다 낮은 비교재(9)는 인성이 100J 이하로 낮으며, H 값이 본 발명의 범위를 초과하는 비교재(10)은 강도는 크게 증가하나 인성은 오히려 크게 감소하여 100J 이하를 나타내고 있다.
[실시예2]
본 실시예는 열처리 조건에 따른 시편의 인장특성 및 저온인성을 알아보기 위한 것이다.
상기 표 1에서 본 발명의 성분 범위에 해당하는 발명강(A~B)를 1200℃로 가열한 후에 20mm의 두께의 강판으로 열간압연 하였다. 상기 압연된 강판을 하기 표 3의 열처리 조건으로 열처리를 행한 후에 인장시험과 샤피(Charpy) 충격시험을 행하였으며, 그 결과는 하기 표 4와 같다.
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명의 열처리 조건을 만족하는 발명재(13~24)는 LNG 저장용기용 강재에서 요구되는 항복강도 590MPa, 인장강도 690MPa 및 -196℃에서의 충격인성 100J에 비하여 우수한 특성을 가짐을 알 수 있다.
그러나, 본 발명이 열처리 조건을 만족하지 않는 비교재(11~30)은 LNG 저장용기용 강재에서 요구되는 인장특성 및 저온 충격인성을 갖지 못하는 것을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 강의 성분과 열처리 조건을 조절하여 미세조직을 제어함으로써, 우수한 저온인성을 갖는 고장력 강판을 제공할 뿐만 아니라 Ni함량의 감소로 인해 제조비용도 저감되는 효과가 있다.

Claims (1)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.10%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.4~1.0%, Mo: 0.1~0.5%, Ni: 4.0~6.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 C, Mn, Mo, Ni의 함량이 다음 관계,
    0.7 ≤ [C(%) + 0.4Mn(%) + 0.8Mo(%) + 0.1Ni(%)] × (A/24) ≤ 1.5
    (단, A는 냉각속도(℃/초))
    를 만족하는 강을,
    재가열한 다음 원하는 두께로 열간압연하는 단계,
    상기 열간압연한 강판을 Ac3~950℃로 재가열한 다음 1.9T(강판의 두께, mm)~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계,
    상기 수냉한 강판을 700~750℃로 재가열한 다음 1.9T~1.9T+50분 동안 유지하고 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계 및
    상기 수냉한 강판을 550~640℃에서 1.9T~1.9T+50분 동안 소려처리한 다음 10~50℃/초의 냉각속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어지는 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법.
KR1020020081019A 2002-12-18 2002-12-18 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법 KR100957929B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020020081019A KR100957929B1 (ko) 2002-12-18 2002-12-18 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020020081019A KR100957929B1 (ko) 2002-12-18 2002-12-18 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20040054198A true KR20040054198A (ko) 2004-06-25
KR100957929B1 KR100957929B1 (ko) 2010-05-13

Family

ID=37347309

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020020081019A KR100957929B1 (ko) 2002-12-18 2002-12-18 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100957929B1 (ko)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100723201B1 (ko) * 2005-12-16 2007-05-29 주식회사 포스코 다층용접부 인성이 우수한 고강도 고인성 강 및 그제조방법
KR101054601B1 (ko) * 2007-09-11 2011-08-04 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 모재 저온 인성이 우수한 대입열 용접용 고장력 강판
KR101312211B1 (ko) * 2010-07-09 2013-09-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법
US9260771B2 (en) 2011-09-28 2016-02-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Ni-added steel plate and method of manufacturing the same
KR20190077194A (ko) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법
KR102065276B1 (ko) * 2018-10-26 2020-02-17 주식회사 포스코 극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
CN111373066A (zh) * 2017-11-17 2020-07-03 株式会社Posco 超低温钢及其制造方法
CN111433383A (zh) * 2017-11-17 2020-07-17 株式会社Posco 冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法
WO2021125624A1 (ko) * 2019-12-19 2021-06-24 주식회사 포스코 극저온에서의 변형시효충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2022124633A1 (ko) * 2020-12-10 2022-06-16 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 압력용기용 강판 및 이의 제조방법
EP4026927A4 (en) * 2019-09-03 2023-05-10 Posco STEEL SHEET FOR A PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT CRYOGENIC LATERAL EXPANSION AND METHOD OF MANUFACTURING IT

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01195242A (ja) * 1987-09-24 1989-08-07 Kobe Steel Ltd 厚さ方向に均一に低温靭性にすぐれる厚肉高張力鋼板の製造方法
JPH0670250B2 (ja) * 1988-11-19 1994-09-07 住友金属工業株式会社 靭性の優れた調質型高張力鋼板の製造方法
JPH06179909A (ja) * 1992-12-14 1994-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 極低温用鋼材の製造方法
JP4461589B2 (ja) 2000-08-23 2010-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接割れ感受性に優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造方法

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100723201B1 (ko) * 2005-12-16 2007-05-29 주식회사 포스코 다층용접부 인성이 우수한 고강도 고인성 강 및 그제조방법
KR101054601B1 (ko) * 2007-09-11 2011-08-04 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 모재 저온 인성이 우수한 대입열 용접용 고장력 강판
KR101312211B1 (ko) * 2010-07-09 2013-09-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법
US8882942B2 (en) 2010-07-09 2014-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Ni-added steel plate and method of manufacturing the same
US9260771B2 (en) 2011-09-28 2016-02-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Ni-added steel plate and method of manufacturing the same
CN111373066A (zh) * 2017-11-17 2020-07-03 株式会社Posco 超低温钢及其制造方法
CN111433383A (zh) * 2017-11-17 2020-07-17 株式会社Posco 冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法
US11608549B2 (en) 2017-11-17 2023-03-21 Posco Co., Ltd Cryogenic steel plate and method for manufacturing same
CN111433383B (zh) * 2017-11-17 2022-05-10 株式会社Posco 冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法
US11591679B2 (en) 2017-12-24 2023-02-28 Posco Co., Ltd Low-temperature steel material having excellent toughness in welding portion thereof and manufacturing method therefor
KR20190077194A (ko) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법
KR102065276B1 (ko) * 2018-10-26 2020-02-17 주식회사 포스코 극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
EP4026927A4 (en) * 2019-09-03 2023-05-10 Posco STEEL SHEET FOR A PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT CRYOGENIC LATERAL EXPANSION AND METHOD OF MANUFACTURING IT
WO2021125624A1 (ko) * 2019-12-19 2021-06-24 주식회사 포스코 극저온에서의 변형시효충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2022124633A1 (ko) * 2020-12-10 2022-06-16 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 압력용기용 강판 및 이의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR100957929B1 (ko) 2010-05-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4957556B2 (ja) 極低温用鋼
KR20110060449A (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
KR20160078669A (ko) Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2011061812A1 (ja) 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
US11453933B2 (en) High-strength steel material having enhanced resistance to crack initiation and propagation at low temperature and method for manufacturing the same
JP4362318B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN112236539B (zh) 极低温用高张力厚钢板及其制造方法
JP6492862B2 (ja) 低温用厚鋼板及びその製造方法
KR100957929B1 (ko) 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법
JP2024500851A (ja) 低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法
JP5126780B2 (ja) 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼
KR102164110B1 (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
JP7070814B1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP3684895B2 (ja) 耐応力腐食割れ性に優れた高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
JP3858647B2 (ja) 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法
KR20160078573A (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
JP2004250766A (ja) 強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法
JPH05195156A (ja) 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法
KR100328051B1 (ko) 고장력강판의제조방법
JPS63210234A (ja) 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法
KR20160075900A (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR20200129163A (ko) 저합금 3세대 첨단 고강도 강 및 제조방법
JP7367896B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
KR101435258B1 (ko) 강재 제조 방법
KR100447925B1 (ko) 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130503

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140507

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150506

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170508

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180508

Year of fee payment: 9

LAPS Lapse due to unpaid annual fee