WO2017111526A1 - 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 - Google Patents

응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a high-resistance steel composite with excellent resistance to stress corrosion cracking resistance and low temperature toughness.
  • the steel used for the liquefied gas storage tank varies depending on the type of liquefied gas, but the liquefaction temperature of the gas is generally low temperature (-52 ° C in the case of LPG) at normal pressure, so that the low temperature toughness of the base metal and the weld is excellent. Has been required.
  • liquid ammonia is known to cause stress corrosion cracking (SCC) of steel, and in the International Code for the Construction and Equipment of Ships Carrying Liquefied Gases in Bulk (IGC CODE), oxygen partial pressure, temperature, etc.
  • SCC stress corrosion cracking
  • IRC CODE International Code for the Construction and Equipment of Ships Carrying Liquefied Gases in Bulk
  • the Ni content of the steel is limited to 5% or less and the actual yield strength is limited to 440 MPa or less.
  • the stress relief of the weld portion is an important part.
  • a method of removing the weld stress there is a PWHT (Post Welding Heat Treatment) method by heat treatment, and there is a mechanical stress relief (MSR) method for removing stress by adding hydrostatic pressure to the weld.
  • MSR mechanical stress relief
  • the weld stress is removed using the mechanical stress relief (MSR) method, since the deformation due to the hydraulic pressure is applied to the base metal part, the yield ratio of the base material is limited to 0.8 or less.
  • Patent Document 1 has been proposed a technique for adding 6.5 to 12.0% Ni in order to implement excellent low-temperature toughness.
  • Patent Literature 2 has proposed a technique of mixing tempered martensite and bainite by quenching a steel having a specific composition.
  • the present invention has a problem of inferior economic efficiency due to high expensive Ni content, and has a problem that may cause a decrease in stress corrosion cracking (SCC) resistance.
  • SCC stress corrosion cracking
  • Patent Document 3 has been proposed a technique for softening only the surface layer of the steel sheet in order to implement a resistance compounding.
  • this technique can achieve low-temperature toughness and resistance ratio, respectively, it is difficult to obtain the low-temperature toughness and resistance ratio at the same time.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-290246
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-153730
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-17613
  • One aspect of the present invention is to provide a high-resistance-ratio high-strength steel and its manufacturing method excellent in stress corrosion cracking resistance and low temperature toughness.
  • One aspect of the present invention by weight, carbon (C): 0.02 ⁇ 0.10%, manganese (Mn): 0.5 ⁇ 2.0%, silicon (Si): 0.05 ⁇ 0.5%, nickel (Ni): 0.05 ⁇ 1.0%, Titanium (Ti): 0.005 to 0.1%, Aluminum (Al): 0.005 to 0.5%, Niobium (Nb): 0.005% or less, Phosphorus (P): 0.015% or less, Sulfur (S): 0.015% or less Contains Fe and other unavoidable impurities, microstructure is area%, acicular ferrite is more than 60%, the remainder is bainite, polygonal ferrite, martensite-austenite constituent (MA)
  • the present invention relates to a high-resistance-resistant high-strength steel having excellent stress corrosion cracking resistance and low temperature toughness including at least one phase.
  • another aspect of the present invention is by weight, carbon (C): 0.02 ⁇ 0.10%, manganese (Mn): 0.5 ⁇ 2.0%, silicon (Si): 0.05 ⁇ 0.5%, nickel (Ni): 0.05 ⁇ 1.0%, Titanium (Ti): 0.005 to 0.1%, Aluminum (Al): 0.005 to 0.5%, Niobium (Nb): 0.005% or less, Phosphorus (P): 0.015% or less, Sulfur (S): 0.015%
  • nickel (Ni): 0.05 ⁇ 1.0% nickel
  • Titanium (Ti): 0.005 to 0.1% 0.005 to 0.1%
  • It relates to a stress corrosion cracking resistance and low-temperature toughness high strength steels excellent manufacturing method comprising the step of cooling to a temperature below 300 °C after the finish rolling.
  • the present invention by controlling the alloy composition and the microstructure, there is an effect that can provide a high-resistance-ratio high-strength steel and excellent method for stress corrosion cracking resistance and low temperature toughness.
  • Figure 2 is a microstructure of 1 / 4t part of the steel sheet of A-5 of Comparative Example It is the photograph (1- (1) of FIG. 1) observed with the optical microscope.
  • Figure 3 is a microstructure of 1 / 4t part of the steel sheet of the invention A-1 It is the photograph (1- (2) of FIG. 1) observed with the optical microscope.
  • Figure 4 is a microstructure of 1 / 4t part of the steel sheet of A-6 of Comparative Example It is the photograph (1- (3) of FIG. 1) observed with the optical microscope.
  • the present inventors have recognized that it is difficult to improve both ammonia stress corrosion cracking resistance and low temperature toughness, and studied in depth to solve this problem.
  • the stress-ratio crack resistance and the low-temperature toughness high strength steel having excellent low temperature toughness are% by weight, carbon (C): 0.02 to 0.10%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0%, and silicon (Si): 0.05 to 0.5%, nickel (Ni): 0.05 to 1.0%, titanium (Ti): 0.005 to 0.1%, aluminum (Al): 0.005 to 0.5%, niobium (Nb): 0.005% or less, phosphorus (P) : 0.015% or less, sulfur (S): 0.015% or less, containing the remaining Fe and other unavoidable impurities,
  • Microstructure is the area%, acicular ferrite (Acicular Ferrite) is more than 60%, the rest includes at least one phase of bainite (Bainite), Polygonal Ferrite (Martensite-Austenite constituent).
  • the content of each component means weight%.
  • C is the most important element for securing basic strength, it needs to be contained in steel within an appropriate range, and in order to obtain such an addition effect, it is preferable to add C 0.02% or more.
  • the C content is less than 0.02%, it is not preferable because it can lead to a decrease in yield ratio with a drop in strength.
  • the C content exceeds 0.10%, there is a problem that the yield strength upper limit that can cause ammonia stress corrosion cracking (SCC) is generated a large amount of low-temperature transformation phase, such as bainite.
  • SCC stress corrosion cracking
  • the content of C is preferably limited to 0.02 to 0.10%. More preferably, it is 0.05 to 0.08%.
  • Si has the effect of strengthening the strength by solid solution strengthening effect, and is an element that is also usefully used as a deoxidizer in the steelmaking process.
  • the Si content is less than 0.05%, the deoxidation effect and the strength improving effect may be insufficient.
  • the Si content is more than 0.5%, there is a problem in lowering the low temperature toughness and at the same time deteriorating the weldability.
  • the content of the silicon is preferably limited to 0.05 ⁇ 0.5%. More preferably, it is 0.05 to 0.3%.
  • Manganese contributes to the ferrite grain refinement and is a useful element for enhancing strength by solid solution strengthening.
  • the Mn content is preferably limited to 0.5 to 2.0%. More preferably, it is 1.0 to 1.5%.
  • Ni is an important element for facilitating cross slip of dislocations at low temperatures, improving impact toughness, improving hardenability, and improving strength. To achieve this effect, Ni is preferably added at least 0.05%. However, when the Ni content is more than 1.0%, it may cause ammonia stress corrosion cracking (SCC), and the manufacturing cost may also increase due to the high cost of Ni relative to other hardenable elements.
  • SCC stress corrosion cracking
  • the Ni content is preferably limited to 0.05 to 1.0%. More preferably, it is 0.2 to 0.5%.
  • Nb is known to have an effect of refining austenite by inhibiting recrystallization of austenite because Nb precipitated very finely in the form of NbC when reheated to a high temperature.
  • the yield strength may be excessively increased, and thus the yield strength may be exceeded, which may cause ammonia stress corrosion cracking (SCC). Therefore, Nb is preferably controlled at 0.005% or less. More preferably, it is 0.003% or less.
  • Titanium can greatly improve low-temperature toughness by forming oxides and nitrides in steel to suppress grain growth upon reheating, and is effective for miniaturizing welded microstructures.
  • the titanium content is preferably 0.005 to 0.1%. More preferably, it is 0.01 to 0.03%.
  • Aluminum is a useful element for deoxidizing molten steel, which needs to be added at 0.005% by weight or more. However, if the content exceeds 0.5% by weight it is not preferable because it causes nozzle clogging during continuous casting. Therefore, the aluminum content is preferably 0.005 to 0.5%. More preferably, it is 0.005 to 0.05%.
  • Phosphorus is an element that causes grain boundary segregation in the base metal and the welded part, which causes the problem of embrittlement of the steel, and thus it is necessary to actively reduce it.
  • the load of the steelmaking process is intensified, and the above-mentioned problem does not occur significantly when the phosphorus content is less than 0.015%, so the upper limit thereof is limited to 0.015%, more preferably 0.010% by weight. .
  • Sulfur (S) is an element that causes MgS and the like to cause thermal embrittlement and thus greatly impairs impact toughness. Therefore, the sulfur (S) is preferably controlled as low as possible, so the content is limited to 0.015% by weight or less, and more preferably 0.005% by weight. do.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the microstructure of the steel of the present invention is the area%, acicular ferrite (60% or more), the rest of the bainite (Bainite), polygonal ferrite (Polygonal Ferrite), MA (Martensite-Austenite constituent) at least one phase It includes.
  • the area fraction of acicular ferrite is preferably 60% or more.
  • the tensile strength and the low temperature impact toughness may be inferior, and thus the microstructure of the steel of the present invention may not include pearlite.
  • the acicular ferrite may have a size of 30 ⁇ m or less as measured by a circular equivalent diameter. If the size exceeds 30 ⁇ m, impact toughness may be inferior.
  • bainite is preferably granular bainite and upper bainite.
  • the bainite area fraction is preferably 30% or less. If the bainite area fraction exceeds 30%, it is necessary to limit the bainite fraction as it may exceed the upper limit of yield strength (440 MPa) that can cause ammonia stress corrosion cracking (SCC).
  • the said MA phase is 10 area% or less, and the magnitude
  • Martensite-Austenite constituent (MA) is also known as iconic martensite.
  • the toughness of the base material and the welded part tends to be greatly reduced, so it is necessary to limit the fraction and size of the MA phase.
  • the steel material of the present invention that satisfies the above condition may have a yield ratio (YS / TS) of 0.85 or less, preferably 0.8 or less.
  • the steel material may have excellent tensile strength of about 490 MPa or more, for example, about 510 to 610 MPa.
  • the upper limit of the steel yield strength does not exceed the upper limit of the yield strength for generating ammonia stress corrosion cracking (SCC) to 440MPa or less, it may be excellent in ammonia stress corrosion cracking (SCC) resistance.
  • the impact transition temperature of 1 / 4t portion in the thickness direction of the steel material can be excellent in low temperature toughness of -60 °C or less.
  • t means the thickness of the steel.
  • the steel has a thickness of 6mm or more, preferably 6 to 50mm.
  • the steel of the present invention can secure both high strength, resistance ratio, excellent low temperature toughness and ammonia stress corrosion cracking (SCC) resistance.
  • a method for producing a high-resistance steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance and low temperature toughness comprising: heating a slab having the aforementioned alloy composition to 1000 to 1200 ° C;
  • the slab having the alloy composition described above is heated to 1000 to 1200 ° C.
  • the slab heating temperature is preferably at least 1000 ° C, in order to solidify the Ti carbonitride formed during casting.
  • the slab heating temperature is too low, it is preferable to limit the lower limit to 1000 ° C. because the deformation resistance during rolling is so high that the rolling reduction per pass cannot be largely applied in the subsequent rolling process.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably 1200 ° C.
  • the heated slab is rough rolled at a temperature of 1100 ⁇ 900 °C.
  • the rough rolling temperature is preferably limited to 1100 ⁇ 900 °C.
  • the rough rolling may be performed so that the last three passes have a reduction ratio per pass of 10% or more.
  • the rolling reduction per pass is 10% or more and the total cumulative rolling reduction is 30% or more for the last three passes during rough rolling.
  • the recrystallized structure causes grain growth due to the high temperature, but during the last three passes, the grain growth rate is slowed down as the bar is air-cooled in the rolling atmosphere. The rate of reduction of the pass is greatest for the particle size of the final microstructure.
  • the total cumulative reduction rate during rough rolling is preferably set to 30% or more in order to refine the central tissue.
  • finish rolling at a temperature between Ar 3 + 100 ° C. and Ar 3 + 30 ° C. based on the central temperature.
  • the finish rolling temperature is lowered below Ar 3 + 30 ° C, the ferrite grain size becomes too fine, exceeding the upper limit of yield strength (440MPa) that generates ammonia stress corrosion cracking (SCC), and finish at the temperature exceeding Ar 3 + 100 ° C.
  • the finish rolling temperature between Ar 3 + 100 ° C. and Ar 3 + 30 ° C., and the microstructure of the steel sheet manufactured by performing finish rolling under such conditions is a composite structure having the characteristics as described above. Can be.
  • the temperature is cooled to 300 ° C or lower.
  • Cooling is preferably started to cool at a temperature of Ar 3 + 30 °C ⁇ Ar 3 after the finish rolling to cool to 300 °C or less, such as 100 ⁇ 300 °C Finish Cooling Temperature (FCT, Finish Cooling Temperature).
  • FCT Finish Cooling Temperature
  • the cooling finish temperature (FCT, Finish Cooling Temperature) is more than 300 °C, due to the tempering (Tempering) effect may be difficult to implement the resistance ratio by decomposing the fine MA phase, the cooling finish temperature is preferably 300 °C or less.
  • the central cooling rate is 15 ° C./s or more at Bs-10 ° C. to Bs + 10 ° C., and then the central cooling rate is 10-50 ° C./s until 300 ° C. or less.
  • Two stage cooling can be performed as much as possible.
  • the cooling start temperature may be Ar 3 + 30 °C ⁇ Ar 3 .
  • the first stage cooling starts cooling at the temperature of Ar 3 + 30 °C ⁇ Ar 3 after the finish rolling to the Bs-10 °C ⁇ Bs + 10 °C central cooling rate of the steel sheet is 15 °C / s or more, for example 30 °C / It is preferable to cool at a cooling rate of s or more.
  • the two-stage cooling is preferably cooled to a cooling rate of 10 ° C / s ⁇ 50 ° C / s to the central cooling rate of the steel sheet to 300 ° C or less, for example, 100 ⁇ 300 ° C cooling finish temperature after the first stage cooling.
  • the bainite fraction is formed to 30 area% or more to ammonia stress corrosion cracking (SCC Yield strength exceeding the upper limit (440 MPa) for generating a), and there is a possibility of lowering the elongation and impact toughness due to excessive increase in strength.
  • finish rolling was performed to satisfy the difference between the finish rolling temperature and the Ar 3 temperature shown in Table 2 below to obtain a steel plate having the thickness shown in Table 2, and then cooled at various cooling rates through multi-stage cooling. . At this time, the cooling end temperature of one-step cooling was made into Bs temperature of each steel.
  • the microstructure was mirror-polished after taking specimens from 1 / 4t of steel plate, and then corroded with Nital corrosive solution and observed with optical microscope.
  • the fraction of MA phase was mirror-polished after specimens were taken from the 1 / 4t site, corroded with LePera corrosion solution, and then observed with an optical microscope.
  • yield strength, tensile strength, and yield ratio were measured by collecting a JIS No. 4 specimen in a direction perpendicular to the rolling direction from a 1 / 4t portion of the steel sheet and performing a tensile test at room temperature.
  • ammonia stress corrosion cracking (SCC) test was carried out using the test solution and test conditions described in Table 4 by making a proof ring specimen, wherein the stress applied was 80% of the actual yield stress, 720 If no fracture occurred during the time, it was evaluated as passing. If the fracture occurred before 720 hours passed, it was evaluated as failed.
  • SCC ammonia stress corrosion cracking
  • AF, B, PF, and MA mean AF: Acicular Ferrite, B: Bainite, PF: Polygonal ferrite, and MA: Martensite / Austenite.
  • the invention examples satisfying the composition and manufacturing conditions proposed by the present invention not only have high strength and high toughness, but also have excellent resistance to ammonia stress corrosion cracking (SCC).
  • the yield ratio is 0.8 or less, it can be seen that the steel having a resistance yield ratio characteristics.
  • the area percent, acicular ferrite (60% or more), the remainder bainite (Bainite), Polygonal Ferrite (Polygonal Ferrite), MA (Martensite-Austenite constituent) It can be confirmed that the mixed tissue consisting of one or more phases.
  • component composition satisfies the present invention, but in the case of Comparative Examples A-2, A-4, A-6, B-2, B-4 and B-6 where the manufacturing conditions do not satisfy the present invention, Polygonal The ferrite fraction was too high or the ferrite grain size was too coarse to secure tensile strength and low temperature toughness.
  • the production conditions satisfy the present invention, but in the case of Comparative Examples C-1 to F-4 in which the composition of the composition does not satisfy the present invention, the Bainite fraction is too high, the Acicular Ferrite grain size is too small, or MA As the fraction of phase becomes too high, ammonia stress corrosion cracking (SCC) can occur.
  • SCC ammonia stress corrosion cracking
  • the yield strength exceeded the upper limit (440 MPa), resulting in ammonia stress corrosion cracking, and it was not possible to secure a resistance ratio and low temperature toughness.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량 %로, 탄소(C): 0.02~0.10%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 타타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 나이오븀(Nb): 0.005%이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 침상 페라이트(Acicular Ferrite)가 60%이상, 나머지는 베이나이트(Bainite), 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite), MA(Martensite-Austenite constituent) 중 1상 이상을 포함하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 에 관한 것이다.

Description

응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재
본 발명은 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재에 관한 것이다.
액화 가스 저장용 탱크에 사용되는 강재는, 액화 가스의 종류에 따라 다르지만, 가스의 액화 온도는 일반적으로 상압에서는 저온(LPG의 경우, -52℃)이기 때문에, 모재는 물론 용접부도 우수한 저온인성이 요구되어 왔다.
또한, 액체 암모니아(LAG)는 강재의 응력 부식 균열(SCC, Stress Corrosion Cracking)을 일으키는 것이 알려져 IGC CODE(International Code for the Construction and Equipment of Ships Carrying Liquefied Gases in Bulk)에서는, 산소 분압, 온도 등의 제조시의 조업 조건을 규제하는 동시에, 강재의 Ni함유량을 5% 이하로 제한하고, 실제 항복강도를 440MPa 이하로 제한하는 것을 규정하고 있다.
또한, 가스 탱크(Gas Tank)용 강재를 용접하여 가스 탱크(Gas Tank)를 제조할 경우, 용접부의 응력제거가 중요한 부분을 차지한다. 이에, 용접부 응력을 제거하는 방법으로, 열처리에 의한 PWHT(Post Welding Heat Treatment) 방법이 있으며, 용접부에 정수압을 부가하는 등을 통해 응력을 제거하는 기계적 응력제거(MSR: Mechanical Stress Relief) 방법이 있다. 이 중, 기계적 응력제거(MSR) 방법을 이용하여 용접부 응력을 제거하는 경우에는 모재부에도 수압에 의한 변형이 가해지기 때문에, 모재의 항복비를 0.8 이하로 제한하고 있다. 이는, MSR을 이용하여 응력을 제거함에 있어서 고압의 수분사로 인해 모재부에 항복강도 이상의 변형이 가해질 경우, 항복강도와 인장강도 비가 높으면 항복발생 즉, 인장강도에 도달하여 파괴가 발생할 가능성이 있기 때문에, 항복강도와 인장강도의 차이가 크게 나도록 제한하는 것이다.
특히, 가스 탱크(Gas Tank)의 경우 기본적으로 대형화가 이루어져야 하므로 PWHT 방법에 의한 응력제거가 어려우며, 이에 따라 대부분의 조선사에서는 기계적 응력제거(MSR) 방법을 선호하고 있어 가스 탱크(Gas Tank)를 제조하기 위한 강재는 저항복비 특성이 요구된다.
이와 같이, 상기 LPG와 LAG를 혼재하는 탱크에서는 저온인성과 액체 암모니아로부터의 항복강도의 상한 규제에 수반하는 저항복비화의 동시 달성이 큰 과제가 되고 있다.
한편, 특허문헌 1에서는 우수한 저온인성을 구현하기 위하여 6.5~12.0%의 Ni를 첨가하는 기술을 제안된 바 있다. 또한, 특허문헌 2에서는 특정 조성의 강을 담금질 뜨임 처리를 실시하여 템퍼드(Tempered) 마르텐사이트와 베이나이트를 혼용하는 기술이 제안된바 있다.
그러나 일반적으로 다량의 Ni을 첨가하게 되면 원자간 간격이 좁아 쉽게 변형이 되는 FCC 격자구조를 갖는 오스테나이트상이 많이 만들어지고 이렇게 쉽게 변형이 되는 FCC 격자구조에 반복적인 응력과 부식환경이 가해지면 쉽게 부식이 발생하여 균열이 발생하게 된다. 따라서 상기 발명은 높은 고가의 Ni 함량으로 경제성이 떨어지는 문제가 있고, 응력 부식 균열(SCC) 저항성의 저하를 유발할 수 있는 문제점을 가지고 있다.
또한, 특허문헌 3에서는 저항복비화를 구현하기 위하여 강판의 표층만 연화 처리하는 기술이 제안된 바가 있다. 그러나 이 기술은 저온인성 및 저항복비를 각각 달성할 수는 있으나, 저온인성 및 저항복비를 동시에 얻는 것은 어려운 문제점이 있다.
한편, 강재에 요구되는 또 하나의 특성인 강재의 강도를 향상시키는 방법으로는 석출강화, 고용강화, 마르텐사이트(Martensite) 강화 등이 있으나, 이러한 방법들은 강도를 향상시키는 반면에 인성과 연신율을 열화시키는 문제점이 있다.
또한, 다양한 제조조건의 적용으로 결정립을 미세화시켜 강도를 강화시키는 경우에는 고강도를 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 충격인성 천이온도의 감소로 인하여 인성 열화를 방지할 수 있으나 결정립 미세화에 의한 항복강도의 상승으로 암모니아 응력부식(SCC) 발생이 되는 항복강도 상한 440MPa을 초과하게 되고, 저항복비 확보가 어려운 문제점이 있다.
따라서, 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 특허문헌 1: 일본 공개특허공보 특개소63-290246호
(특허문헌 2) 특허문헌 2: 일본 공개특허공보 특개소58-153730호
(특허문헌 3) 특허문헌 3: 일본 공개특허공보 특개평4-17613호
본 발명의 일 측면은 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.10%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 타타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 나이오븀(Nb): 0.005% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 침상 페라이트(Acicular Ferrite)가 60%이상, 나머지는 베이나이트(Bainite), 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite), MA(Martensite-Austenite constituent) 중 1상 이상을 포함하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.10%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 타타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 나이오븀(Nb): 0.005% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1200℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계;
상기 조압연 후 중심부 온도를 기준으로 Ar3 + 100℃ ~ Ar3 + 30℃ 사이의 온도에서 마무리 압연하는 단계; 및
상기 마무리압연 후 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 합금조성 및 미세조직을 제어함으로써 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 냉각속도에 따른 발명강 A의 상변태도 이다.
도 2는 비교예인 A-5의 강판의 1/4t부의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진(도 1의 1-(1))이다.
도 3은 발명예인 A-1의 강판의 1/4t부의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진(도 1의 1-(2))이다.
도 4는 비교예인 A-6의 강판의 1/4t부의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진(도 1의 1-(3))이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시 형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시 형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 암모니아 응력부식균열 저항성 및 저온인성을 모두 우수하게 하는 것은 어려운 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위해 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 미세조직을 제어함으로써 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 모두 우수한 저항복비 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.10%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 타타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 나이오븀(Nb): 0.005%이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적%로, 침상 페라이트(Acicular Ferrite)가 60%이상, 나머지는 베이나이트(Bainite), 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite), MA(Martensite-Austenite constituent) 중 1상 이상을 포함한다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C(탄소): 0.02~0.10 %
C은 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있으며, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 C은 0.02 %이상 첨가하는 것이 바람직하다.
C 함량이 0.02 %미만인 경우, 강도의 하락과 함께 항복비의 저하를 초래할 수 있어 바람직하지 못하다. 반면에, C 함량이 0.10 %를 초과하는 경우, 베이나이트 등의 저온 변태상이 다량 생성되어 암모니아 응력부식균열(SCC)을 유발시킬수 있는 항복강도 상한을 초과하는 문제점이 있다.
따라서, 상기 C의 함량은 0.02~0.10 %로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05~0.08 %이다.
Si(실리콘): 0.05~0.5 %
Si은 고용강화 효과로 강도를 강화시키는 효과가 있으며, 제강공정에서는 탈산제로도 유용하게 사용되는 원소이다.
Si 함량이 0.05 %미만인 경우, 탈산 효과 및 강도 향상효과가 불충분 할 수 있다. 반면에, Si 함량이 0.5 %를 초과하는 경우, 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시키는 문제점이 있다.
따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.05~0.5 %로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05~0.3 %이다.
Mn(망간): 0.5~2.0 %
망간은 페라이트 세립화에 기여하며, 고용강화에 의해 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다.
이러한 망간의 효과를 얻기 위해서는 0.5 %이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 2.0 %를 초과하는 경우, 경화능이 과도하게 증가하여 상부 베이나이트(Upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 충격인성 및 암모니아 응력부식균열(SCC) 저항성을 크게 저하시키며 용접 열영향부의 인성 또한 저하시킨다.
따라서, 상기 Mn 함량은 0.5~2.0%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.0 ~ 1.5 %이다.
Ni(니켈): 0.05~1.0%
Ni은 저온에서 전위의 교차슬립(Cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 함량이 1.0 %를 초과하는 경우, 암모니아 응력부식균열(SCC)을 초래할 수 있고, 타 경화능 원소 대비 Ni의 비싼 원가로 인해　제조원가도 상승시킬 수 있다.
따라서, 상기 Ni 함량은 0.05~1.0 %로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2 ~ 0.5 %이다.
Nb(니오븀): 0.005 %이하
Nb는 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다고 알려져 있다.
이러한 조직 미세화에 따라 항복강도를 지나치게 올릴 수 있어 암모니아 응력부식균열(SCC)을 유발시킬 수 있는 항복강도 상한을 초과할 수 있으므로, Nb는 0.005% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003% 이하이다.
Ti(티타늄): 0.005~0.1 %
티타늄은 강 중 산화물 및 질화물을 형성시켜 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있으며, 또한 용접부 미세조직 미세화에 효과적이다.
이러한 효과를 얻기 위해서는 티타늄을 0.005 중량% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의해 저온인성이 감소되는 문제가 있다.
따라서, 티타늄 함량은 0.005~0.1%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01~0.03 %이다.
Al(알루미늄): 0.005~0.5%
알루미늄은 용강을 탈산시키는데 유용한 원소로서, 이를 위해서는 0.005 중량% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 연속주조시 노즐 막힘을 야기하므로 바람직하지 못하다. 따라서, 알루미늄 함량은 0.005~0.5 %인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005~0.05 %이다.
P(인): 0.015% 이하
인은 모재와 용접부에서 입계편석을 일으키는 원소로서, 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극적으로 저감할 필요가 있다. 다만, 이러한 인을 극한까지 저감시키기 위해서는 제강공정의 부하가 심화되고, 인의 함량이 0.015 %이하에서는 상술한 문제점이 크게 발생되지는 않으므로 그 상한을 0.015 %, 보다 바람직하게는 0.010 중량%로 제한한다.
S(황): 0.015% 이하
황(S)은 적열취성을 일으키는 원소로서 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로, 가능한 낮게 제어함이 바람직하므로, 그 함량을 0.015 중량% 이하, 보다 바람직하게는 0.005 중량%로 제한한다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
다음으로, 본 발명의 일 측면에 따른 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 강재의 미세조직은 면적%로, 침상 페라이트(Acicular Ferrite)가 60%이상, 나머지는 베이나이트(Bainite), 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite), MA(Martensite-Austenite constituent) 중 1상 이상을 포함한다.
베이나이트(bainite) 분율 증가에 따라 침상 페라이트가 60% 미만인 경우에는 경질상의 증가에 따른 충격인성의 열화가 발생할 수 있고, 폴리고날 페이라트(Polygonal Ferrite) 분율 증가에 따라 침상 페라이트 분율이 60% 미만인 경우 강도의 열화가 발생할 수 있다. 따라서, 침상 페라이트(Acicular Ferrite)의 면적분율은 60%이상인 것이 바람직하다.
또한, 펄라이트를 포함하는 경우에는 인장강도 및 저온 충격인성이 열위해질 수 있으므로, 본 발명의 강재의 미세조직은 펄라이트를 포함하지 않을 수 있다.
이때, 상기 침상 페라이트는 원상당 직경으로 측정한 크기가 30㎛ 이하일 수 있다. 상기 크기가 30㎛를 초과하는 경우, 충격인성이 열위해질 수 있다.
또한, 상기 베이나이트는 그래뉼라 베이나이트(granular bainite) 및 상부 베이나이트(upper bainite)인 것이 바람직하다.
한편, 상기 베이나이트 면적분율은 30% 이하인 것이 바람직하다. 베이나이트 면적분율이 30%를 초과할 경우, 암모니아 응력부식균열(SCC) 유발시킬 수 있는 항복강도 상한(440MPa)을 초과할 수 있으므로 베이나이트 분율을 제한할 필요가 있다.
또한, 상기 MA 상은 10면적% 이하이고, 원상당 직경으로 측정한 크기가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. MA(Martensite-Austenite constituent)은 도상 마르텐사이트라고도 한다.
상기 MA 상의 분율이 10%를 초과하거나, 원상당 직경이 5㎛ 를 초과하게 되면 모재 및 용접부 인성이 크게 저하되는 경향이 있으므로 MA상의 분율 및 크기를 제한할 필요가 있다.
한편, 상기의 조건을 만족하는 본 발명의 강재는 항복비(YS/TS)가 0.85 이하, 바람직하게는 0.8 이하일 수 있다. 또한, 상기의 강재는 인장강도가 490MPa 이상, 예컨대 510~610MPa 정도로 인장강도가 우수할 수 있다.
또한, 상기의 강재 항복강도의 상한은 440MPa 이하로 암모니아 응력부식균열(SCC)를 발생시키는 항복강도의 상한을 초과하지 않으므로 암모니아 응력부식균열(SCC) 저항성이 우수할 수 있다.
또한, 상기 강재의 두께 방향으로 1/4t부의 충격 천이온도가 -60℃ 이하로 저온인성이 우수할 수 있다. 여기서 상기 t는 강재의 두께를 의미한다.
이때, 상기 강재는 6mm 이상의 두께를 갖고, 바람직하게는 6 ~ 50mm의 두께를 가질 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 강재는 고강도, 저항복비, 우수한 저온인성 및 암모니아 응력부식균열(SCC) 저항성을 모두 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법에 관하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1000~1200℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계;
상기 조압연 후 중심부 온도를 기준으로 Ar3 + 100℃ ~ Ar3 + 30℃ 사이의 온도에서 마무리 압연하는 단계; 및
상기 마무리압연 후 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함한다.
가열 단계
상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1000~1200℃로 가열한다.
슬라브 가열온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, 슬라브 가열온도가 너무 낮으면 압연시 변형저항이 너무 높아 후속되는 압연공정에서 패스당 압하율을 크게 가할 수 없기 때문에 그 하한을 1000℃로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화되어 인성을 저하시킬 우려가 있으므로, 상기 가열온도의 상한은 1200℃인 것이 바람직하다.
조압연 단계
상기 가열한 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연한다.
조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직이 파괴되고 오스테나이트의 크기를 작게 하는 효과도 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여 조압연 온도는 1100~900℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 조압연은 마지막 3패스가 패스당 압하율이 10%이상이 되도록 행할 수 있다.
조압연 시 중심부까지 충분한 변형을 주기 위해서는 조압연 시 마지막 3 패스에 대해서는 패스 당 압하율은 10% 이상, 총 누적 압하율은 30% 이상으로 하는 것이 바람직하기 때문이다.
조압연 시 초기 압연으로 인해　재결정된 조직은 높은 온도로 인해　결정립 성장이 일어나게 되지만, 마지막 3패스를 실시할 때에는 압연 대기 중 바가 공냉됨에 따라　결정립 성장　속도가　느려지게 되며, 이로 인해 조압연 시 마지막 3 패스의 압하율이 최종 미세조직의 입도에 가장 크게 미치게 된다.
또한 조압연의 패스당 압하율이 낮아지게 될 경우 중심부에 충분한 변형이 전달되지 않아 중심부 조대화로 인한 인성 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 마지막 3 패스의 패스당 압하율을 10% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 중심부의 조직의 미세화를 위하여 조압연 시 총 누적 압하율은 30% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 단계
상기 조압연 후 중심부 온도를 기준으로 Ar3 + 100℃ ~ Ar3 + 30℃ 사이의 온도에서 마무리 압연한다.
이는 보다 미세화된 미세조직을 얻기 위해서이며, Ar3(페라이트 변태 개시 온도) + 100℃ ~ Ar3 + 30℃ 온도에서 마무리 압연을 실시할 경우, 오스테나이트 내부에 변형띠를 다량 생성시켜 페라이트 핵생성처를 다량 확보함으로써 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보되는 효과를 얻을 수 있다.
마무리 압연온도를 Ar3 +30℃ 미만으로 낮출 경우 페라이트 결정립도가 지나치게 미세해져서 암모니아 응력부식균열(SCC) 발생시키는 항복강도 상한(440MPa)을 초과하게 되며, Ar3 +100℃를 초과하는 온도에서 마무리 압연 될 경우 입도미세화에 효과적이지 못하다. 따라서, 마무리 압연 온도를 Ar3 +100℃ ~ Ar3 +30℃ 사이에서 실시하는 것이 바람직하며, 이러한 조건의 마무리 압연을 수행해야 제조되는 강판의 미세조직이 상기한 바와 같은 특징을 가지는 복합조직일 수 있다.
이때, 상기 Ar3은 Ar3=910-(310*C)-(80*Mn)-(55*Ni)로 계산될 수 있으며, 각 원소기호는 중량%단위로 측정한 각 원소의 함량을 나타내고, Ar3의 단위는 ℃이다.
또한, 오스테나이트 내부에 변형띠를 효과적으로 다량 생성시키기 위하여 마무리압연 시 누적 압하율을 60% 이상으로 유지하고, 최종 형상 고르기 압연을 제외한 패스당 압하율을 10% 이상으로 유지하는 것이 보다 바람직하다.
냉각 단계
상기 마무리압연 후 300℃ 이하의 온도까지 냉각한다.
냉각은 마무리 압연 후 Ar3 + 30℃ ~ Ar3의 온도에서 냉각을 시작하여 300℃ 이하, 예컨대 100~300℃ 정도의 냉각마침온도(FCT, Finish Cooling Temperature)까지 냉각하는 것이 바람직하다.
냉각마침온도(FCT, Finish Cooling Temperature)가 300℃ 초과일 경우, 템퍼링(Tempering) 효과에 의해서 미세한 MA 상이 분해되어 저항복비를 구현하기 어려울 가능성이 있어, 냉각마침온도는 300℃ 이하인 것이 바람직하다.
이때, 상기 냉각하는 단계는 Bs-10℃ ~ Bs+10℃까지 중심부 냉각속도가 15℃/s 이상이 되도록 1단계 냉각을 행한 후, 300℃이하까지 중심부 냉각속도가 10~50℃/s가 되도록 2단계 냉각을 행할 수 있다.
또한, 냉각 개시 온도는 Ar3 + 30℃ ~ Ar3 일 수 있다.
상기 1단계 냉각은 마무리 압연 후 Ar3 + 30℃ ~ Ar3 의 온도에서 냉각을 시작하여 Bs-10℃ ~ Bs+10℃까지 상기 강판의 중심부 냉각속도가 15℃/s 이상, 예컨대 30℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.
상기 1단계 냉각에서 Bs-10℃ ~ Bs+10℃까지 상기 강판의 중심부 냉각속도가 15℃/s 보다 낮을 경우 조대한 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite)를 형성시켜 인장강도 및 충격인성을 저하시킬 가능성이 있기 때문이다.
이때, 상기 Bs는 Bs=830-(270*C)-(90*Mn)-(37*Ni)로 계산될 수 있으며, 각 원소기호는 중량%단위로 측정한 각 원소의 함량을 나타내고, Bs의 단위는 ℃이다.
상기 2단계 냉각은 상기 1 단계 냉각 후에 300℃ 이하, 예컨대 100~300℃의 냉각마침온도까지 상기 강판의 중심부 냉각속도가 10℃/s ~ 50℃/s 의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.
상기 2단계 냉각에서 상기 강판의 냉각속도가 50℃/s 를 초과할 경우, 도 1의 1-(1)의 미세조직과 같이 베이나이트 분율이 30면적% 이상으로 형성되어 암모니아 응력부식균열(SCC)을 발생시키는 항복강도 상한(440MPa)을 초과하게 되며, 지나친 강도의 상승으로 연신율 및 충격인성을 저하시킬 가능성이 있다.
반면에, 2단계 냉각에서 상기 강판의 냉각속도가 10℃/s 미만일 경우, 도 1의 1-(3)의 미세조직과 같이 미세한 침상 페라이트가 아닌 조대한 폴리고날 페라이트와 펄라이트가 형성되어 인장강도가 490MPa 이하 및 샤르피 천이온도가 -60℃ 이상으로 될 가능성이 있다.
상술한 제조방법에 따라서 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재를 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1의 조성을 갖는 300mm 두께의 강 슬라브를 1100℃의 온도로 재가열한 후, 1050℃의 온도에서 조압연을 실시하여 바를 제조하였다. 조압연 시 누적 압하율은 30%로 동일하게 적용하였다. 또한, 각 강의 조성에 따른 Ar3 및 Bs 온도를 계산하여 하기 표 1에 기재하였다.
상기 조압연 후, 하기 표 2에 나타낸 마무리 압연온도와 Ar3 온도간의 차이를 만족하도록 마무리 압연을 행하여 하기 표 2의 두께를 갖는 강판을 얻은 다음, 다단냉각을 통하여 다양한 냉각속도로 냉각을 수행하였다. 이때, 1단계 냉각의 냉각종료온도는 각 강의 Bs 온도로 하였다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 미세조직, 항복강도, 인장강도, 항복비, 샤르피 충격천이온도, 암모니아 응력부식균열(SCC) 시험을 수행하고 그 결과를 표 3에 나타내었다.
미세조직은 강판의 1/4t 부위로부터 시편을 채취한 후 경면연마하고, 이것을 Nital 부식액을 이용하여 부식시킨 후 광학현미경을 이용하여 관찰 후 화상해석을 통하여 상분율을 구하였다.
MA상의 분율은 1/4t 부위로부터 시편을 채취한 후 경면연마하고, 이것을 LePera 부식액을 이용하여 부식시킨 후 광학현미경을 이용하여 관찰 후 화상해석을 통하여 상분율을 구하였다.
인장시험는 강판의 1/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 JIS4호 시편을 채취하여 상온에서 인장시험을 실시함으로써 항복강도, 인장강도, 항복비를 측정하였다.
저온 충격인성은 강판의 1/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 V-노치 시험편을 제작한 후, -20 ~ -100℃ 에서 20℃ 간격으로 샤르피 충격시험을 각 온도당 3회 시험하여 각 온도 평균값의 회귀식을 도출하여 100J 이 되는 온도를 천이온도로 구하였다.
또한, 암모니아 응력부식균열(SCC) 시험은 프루프링(proof ring) 시험편을 제작하여 표 4에 기재된 시험용액 및 시험조건으로 수행하였으며, 이때 가해준 응력은 실제 항복응력의 80%를 가했고, 720시간 동안 파단이 일어나지 않으면 통과로 평가하였으며, 720시간이 지나기 전에 파단이 일어나면 불합격으로 평가하였다.
Figure PCTKR2016015156-appb-T000001
Figure PCTKR2016015156-appb-T000002
Figure PCTKR2016015156-appb-T000003
단, 상기 표 3에서 AF, B, PF 및 MA는 AF: Acicular Ferrite, B: Bainite, PF: Polygonal ferrite 및 MA: Martensite/Austenite을 의미한다.
Figure PCTKR2016015156-appb-T000004
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 만족하는 발명예들의 경우 고강도 및 고인성의 특성을 가질 뿐만 아니라 암모니아 응력부식균열 (SCC:Stress Corrosion Cracking) 저항성이 우수하며, 항복비가 0.8 이하로 저항복비 특성을 갖는 강재인 것을 확인할 수 있다. 또한, 발명예 A-1에 대하여 현미경으로 미세조직을 관찰하여 본 결과, 도 1의 1-(2)에 나타낸 바와 같이 면적%로, 침상 페라이트(Acicular Ferrite)가 60%이상, 나머지는 베이나이트(Bainite), 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite), MA(Martensite-Austenite constituent) 중 1상 이상으로 이루어진 혼합조직 임을 확인 할 수 있다.
이에 반면, 성분조성은 본 발명을 만족하지만, 제조조건이 본 발명을 만족하지 않는 비교예 A-2, A-4, A-6, B-2, B-4 및 B-6 의 경우에는 Polygonal Ferrite 분율이 너무 높거나, Ferrite 결정립 사이즈가 너무 조대하여 인장강도 및 저온인성의 확보가 불가하였다.
한편, 비교예 A-3, A-5, A-7 내지 B-3, B-5, B-7의 경우에는 Acicular Ferrite 결정립 사이즈가 너무 작거나, Bainite 분율이 너무 높게 생성되거나, MA상이 전혀 생산되지 못함에 따라 암모니아 응력부식균열(SCC) 발생 가능 항복강도 상한 (440MPa)을 초과하여 암모니아 응력부식균열을 발생시키며, 저항복비 및 저온인성 확보가 불가하였다.
또한, 제조조건은 본 발명을 만족하지만, 성분조성이 본 발명을 만족하지 않는 비교예 C-1 내지 F-4의 경우에는 Bainite 분율이 너무 높게 생성되거나, Acicular Ferrite 결정립 사이즈가 너무 작거나, MA상의 분율이 너무 높아짐에 따라 암모니아 응력부식균열(SCC) 발생 가능 항복강도 상한 (440MPa)을 초과하여 암모니아 응력부식균열을 발생시키며, 저항복비 및 저온인성 확보가 불가하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.10%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 타타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 나이오븀(Nb): 0.005%이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 침상 페라이트(Acicular Ferrite)가 60% 이상, 나머지는 베이나이트(Bainite), 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite), MA(Martensite-Austenite constituent) 중 1상 이상을 포함하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 침상 페라이트는 원상당 직경으로 측정한 크기가 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 베이나이트는 30면적% 이하인 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 MA 상은 10면적% 이하이고, 원상당 직경으로 측정한 크기가 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복비는 0.85이하이고, 인장강도는 490MPa이상인 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복강도는 440MPa이하인 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 충격 천이온도가 -60℃ 이하인 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.10%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 실리콘(Si): 0.05~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~1.0%, 타타늄(Ti): 0.005~0.1%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 나이오븀(Nb): 0.005% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1200℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 중심부 온도를 기준으로 Ar3 + 100℃ ~ Ar3 + 30℃ 사이의 온도에서 마무리 압연하는 단계; 및
    상기 마무리압연 후 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는 Bs-10℃ ~ Bs+10℃까지 중심부 냉각속도가 15℃/s 이상이 되도록 1단계 냉각을 행한 후,
    300℃이하까지 중심부 냉각속도가 10~50℃/s가 되도록 2단계 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    냉각 개시 온도는 Ar3 + 30℃ ~ Ar3 인 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 조압연은 마지막 3 패스가 패스당 압하율이 10%이상이 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법.
  12. 제8항에 있어서,
    상기 마무리 압연은 패스당 압하율 10% 이상, 누적 압하율 60% 이상이 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재의 제조방법.
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