WO2021054672A1 - 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a steel material that can be suitably used for pressure vessels, offshore structures, and the like, and more particularly, to a high-strength ultra-thick steel material having excellent low-temperature impact toughness and a method of manufacturing the same.
  • medium/thick steels with a maximum thickness of 100mm they are generally manufactured using slabs with a thickness of 300 to 400mm, but for extremely thick steels with a thickness exceeding 130mm, 400mm due to the reduction ratio (3:1). It is required to use a slab having a thickness of more than that.
  • a method of improving the hardenability of steel and increasing the strength by adding an appropriate amount of hardenability enhancing elements such as Mn, Cr, and Mo to the steel is mainly used.
  • a large amount of a low-temperature structure such as martensite or bainite is generated inside the steel through cooling treatment such as tempering treatment of the steel, so that the strength of the steel can be improved.
  • precipitation elements such as Ti and Nb may be added to enhance the strength by precipitation strengthening.
  • these elements are also excessively added, there is a problem that coarse precipitates such as TiNbC are formed, and the low-temperature impact toughness of the steel is deteriorated.
  • Patent Document 1 in order to realize the high strength of the thick steel material, the forged slab obtained using a steel ingot containing various components is reheated to homogenize it, and the homogenized slab is hot-rolled-quenching and tempering heat treatment. It is disclosed that a hot-rolled steel sheet having high strength and high toughness can be obtained.
  • Patent Document 1 Korean Registered Patent Publication No. 10-1623661
  • An aspect of the present invention is to provide a steel material having excellent high strength as well as low-temperature impact toughness as an extremely thick steel material and excellent resistance to cracking, and a method of manufacturing the same.
  • the subject of the present invention is not limited to the above.
  • the subject of the present invention will be able to be understood from the entire contents of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will not have any difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • the Ceq value represented by the following relationship 1 is greater than 0.5 to less than 0.7, the component relationship of C, Mn, Cr, Mo, and V satisfies the following relationship 2, and the component relationship of Ti, Nb, Cu, Ni, and N It satisfies the following relationship 3, and provides a high-strength ultra-thick steel material having excellent low-temperature impact toughness having a thickness of 130mm or more and 350mm or less.
  • Another aspect of the present invention the step of preparing a steel slab satisfying the above-described alloy component and the relations 1 to 3; Heating the steel slab in a temperature range of 1100 to 1200°C; Rough rolling the heated steel slab at a temperature range of 1050° C.
  • the steel material of the present invention has excellent low-temperature impact toughness of the welded heat-affected zone formed after welding, and has an effect that can be suitably applied to large structures.
  • the present inventors have recognized that as structures such as offshore structures and pressure vessels increase in size, there is a need to develop a method for securing physical properties required for the material.
  • High-strength ultra-thick steel with excellent low-temperature impact toughness is weight %, carbon (C): 0.11 to 0.18%, silicon (Si): 0.1 to 0.5%, manganese (Mn): 0.3 to 1.8% , Phosphorus (P): 0.01% or less, Sulfur (S): 0.01% or less, Aluminum (Al): 0.01 to 0.1%, Niobium (Nb): 0.01% or less (including 0%), Chromium (Cr): 0.2 to 1.5%, Nickel (Ni): 1.0 to 2.5%, Copper (Cu): 0.25% or less (including 0%), Molybdenum (Mo): 0.25 to 0.80%, Vanadium (V): 0.01 to 0.1%, Titanium (Ti ): 0.003% or less (including 0%), boron (B): 0.001 to 0.003%, nitrogen (N): 0.002 to 0.01%.
  • the content of each element is based on the weight, and the ratio of the structure is based on the area.
  • Carbon (C) is an effective element in improving the strength of steel.
  • the C may be contained in an amount of 0.11% or more.
  • the content exceeds 0.18%, there is a problem that significantly impairs the low-temperature impact toughness of the base metal and the welding part.
  • the C may be included in an amount of 0.11 to 0.18%, and more advantageously, it may be included in an amount of 0.17% or less and 0.15% or less.
  • Si is not only used as a deoxidizing agent, but is also an element advantageous for improving the strength and toughness of steel.
  • Si may be included in an amount of 0.1% or more. However, if the content exceeds 0.5%, there is a concern that the weldability and low-temperature toughness of the steel may be inferior.
  • the Si may be included in an amount of 0.1 to 0.5%.
  • Manganese (Mn) is an element that is advantageous in improving the strength of steel with a solid solution strengthening effect.
  • the Mn may be included in an amount of 0.3% or more.
  • S sulfur
  • the Mn may be included in an amount of 0.3 to 1.8%, more advantageously, it may be included in an amount of 0.4 to 1.7%.
  • Phosphorus (P) 0.01% or less
  • Phosphorus (P) is an element that is advantageous for improving the strength of the steel and securing corrosion resistance, but it can greatly impair the impact toughness of the steel, so it is preferable to limit it to the lowest possible content.
  • the content may be limited to 0.01% or less.
  • 0% may be excluded in consideration of the inevitably added level.
  • S Sulfur
  • MnS Sulfur
  • the content may be limited to 0.01% or less.
  • 0% may be excluded in consideration of the inevitably added level.
  • Aluminum (Al) is an element that can deoxidize molten steel inexpensively.
  • the Al is advantageous in maximizing the effect of boron (B) because it inhibits the formation of BN by combining with N in the steel to form AlN precipitates.
  • the Al may be included in an amount of 0.01% or more, but when the content exceeds 0.1% due to an excessive amount, it is not preferable because it causes clogging of the nozzle during continuous casting.
  • the Al may be included in an amount of 0.01 to 0.1%.
  • Niobium (Nb) precipitates in the form of NbC or Nb (C,N) to greatly improve the strength of the base metal and welds.
  • the solid solution Nb suppresses recrystallization of austenite and transformation of ferrite or bainite. It is possible to obtain the effect of microstructure.
  • the Nb improves the stability of austenite during cooling after rolling, and is useful for securing the strength of the base metal as the formation of a hard phase such as martensite or bainite is promoted even at a low cooling rate.
  • Nb is an expensive element, and when excessively added with titanium (Ti), it forms coarse (Ti,Nb)(C,N) during heating or after heat treatment after welding (PWHT), resulting in low-temperature impact. It becomes a factor that greatly hinders toughness.
  • the Nb when the Nb is added, it may be included in a maximum of 0.01%. However, in the present invention, even if the Nb is not added, it is found that it is not unreasonable to secure target physical properties.
  • Chromium is an element effective in forming martensite by greatly improving hardenability when manufacturing a thick steel material and securing strength.
  • the Cr may be added in an amount of 0.2% or more.
  • the content of Cr may be limited to 1.5% or less.
  • the Cr may be contained in 0.2 to 1.5%.
  • Nickel (Ni) is an element capable of simultaneously improving the strength and low-temperature impact toughness of the base material, and in order to sufficiently obtain such an effect, the Ni may be included in an amount of 1.0% or more.
  • the Ni is an expensive element, and when the content exceeds 2.5%, there is a problem that economical efficiency is greatly reduced.
  • the Ni may be included in an amount of 1.0 to 2.5%, and more advantageously, it may be included in an amount of 2.3% or less.
  • Copper (Cu) is an element that is advantageous in improving strength while minimizing the decrease in toughness of the base material. If the content of Cu is excessive, there is a problem of not only impairing weldability by increasing the carbon equivalent, but also greatly deteriorating the surface quality of the product.
  • the Cu when the Cu is added, it may be contained at a maximum of 0.25%. However, in the present invention, it turns out that it is not unreasonable to secure target physical properties even if the Cu is not added.
  • Molybdenum has the effect of inducing the formation of bainite or martensite while suppressing the formation of ferrite by significantly improving the hardenability of the steel, and is advantageous in greatly improving the strength.
  • Mo may be added in an amount of 0.25% or more.
  • the Mo is an expensive element, and since there is a concern that toughness may be impaired by excessively increasing the hardness of the welded portion when excessively added, it may be limited to 0.80% or less in consideration of this.
  • the Mo may be included in 0.25 ⁇ 0.80%.
  • Vanadium (V) has a lower solid solution temperature than other alloy elements, and has an effect of preventing a decrease in strength by depositing in the heat-affected zone during welding.
  • PWHT post-welding heat treatment
  • the strength improvement effect can be obtained by adding the V in an amount of 0.01% or more.
  • the content exceeds 0.1%, the fraction of the hard phase such as the MA phase increases, and there is a problem that the low-temperature impact toughness of the welding portion is deteriorated.
  • the V may be included in an amount of 0.01 to 0.1%.
  • Titanium (Ti) may be added to reduce the occurrence of surface cracks due to the formation of AlN precipitates in the steel. However, when the content exceeds 0.003%, coarse (Ti,Nb)(C,N) carbonitride is formed during the reheating or tempering heat treatment process of the steel slab, which acts as a factor that hinders the low-temperature impact toughness.
  • the Ti may be limited to 0.003% or less, and in the present invention, it is found that it is not unreasonable to secure the target physical properties even if the Ti is not added.
  • B Boron
  • B is an element that can improve the hardenability of steel even with only a small amount of addition.
  • B induces the formation of a martensite phase, it is advantageous in securing the strength of the steel.
  • the B may be included in an amount of 0.001% or more. However, if the content exceeds 0.003%, there is a problem that rather greatly impairs the low-temperature impact toughness of the steel.
  • B may be included in an amount of 0.001 to 0.003%.
  • N nitrogen
  • the N may be included in an amount of 0.002% or more in order to sufficiently obtain the above-described effect.
  • the content exceeds 0.01%, coarse TiN is formed and low-temperature impact toughness is impaired, which is not preferable.
  • the N may be contained in the steel even if the Ti is not added, and if the content is within the range of 0.002 to 0.01%, it is revealed that there is no great difficulty in securing the target physical properties in the present invention.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel material of the present invention having the above-described alloy composition satisfies a Ceq value of more than 0.5 to less than 0.7 expressed by the following relational formula 1.
  • the present invention is intended to secure high strength and excellent low-temperature impact toughness by appropriately controlling their content in adding a certain amount of elements advantageous for improving strength and improving hardenability in order to secure a target level of strength.
  • the present invention adds C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni, etc. to the steel, and when the content of these is excessive, the carbon equivalent (Ceq) increases, and the preheating temperature before welding increases or causes cracks. There are problems such as becoming. Therefore, it is preferable to add the above-described elements so that the content of the above-described element satisfies the above relational expression 1.
  • the component relations of C, Mn, Cr, Mo, and V among the above-described alloy components satisfy the following relational equation 2, and that the component relations of Ti, Nb, Cu, Ni, and N satisfy the following relational expression 3. .
  • C, Mn, Cr, Mo, and V are contained. If the content is excessive, non-metallic inclusions such as MnS are segregated in the center of the thickness of the steel, or coarse MC (where M is Cr, Mo , V) There is a concern that the impact toughness of the center portion is greatly reduced due to precipitation of carbides.
  • the steel material of the present invention that satisfies the relational formulas 1 to 3 together with the above-described alloy components is an ultra-thick steel material having a thickness of 130 mm or more and 350 mm or less.
  • the ultra-thick steel material of the present invention may include a tempered martensite phase as a main phase with a microstructure, and may include some tempered bainite phase.
  • the steel material of the present invention may include a tempered martensite phase with an area fraction of 50% or more over the entire thickness.
  • the tempered martensite phase is included in an area fraction of 50% or more at a point of 1/2t and 1/4t in the thickness direction of the steel material (here, t means the thickness of the steel material (mm)), and at this time, a fraction of 100% It is okay to include it as.
  • the steel material of the present invention may have a tendency that a fraction of the martensite phase increases from the central portion in the thickness direction (eg, 1/2t point) to the surface layer portion (eg, 1/4t point to surface).
  • the steel material is MnS in the center of the thickness, for example, in the thickness direction around 1/2t (here, t means the thickness of the steel material (mm)), preferably within 5mm above and below the thickness direction 1/2t point.
  • t means the thickness of the steel material (mm)
  • the maximum diameter of the inclusions is formed to be 100 ⁇ m or less, there is an effect of preventing a decrease in impact toughness due to the coarse inclusions.
  • the steel material of the present invention having the above-described microstructure has a yield strength of 690 MPa or more over the entire thickness, for example, at a point of 1/2t and 1/4t in the thickness direction of the steel (where t means the thickness of the steel (mm)).
  • Tensile strength is 750MPa or more
  • Charpy impact absorption energy (CVN) value at -40°C is an average of 50J or more, so it can have high strength and excellent low-temperature impact toughness.
  • the steel material of the present invention has an average of 30J or more, more advantageously, 40J or more, when the impact test at -40°C after 5% deformation and aging heat treatment, so that the low-temperature impact toughness does not significantly decrease during deformation aging. It works.
  • the aging heat treatment is not particularly limited, but may be performed under heat treatment conditions at 250° C. for 1 hour after 5% deformation.
  • the steel material of the present invention has excellent low-temperature impact toughness of the welded heat-affected zone (HAZ) formed after welding, and specifically, the Charpy impact absorbing energy value is more than 30J on average when performing an impact test in the rolling direction at -40°C. It is desirable to secure 40J or more.
  • HZ welded heat-affected zone
  • the ultra-thick steel material according to the present invention can be manufactured through the process of [heating-hot rolling-cooling-reheating-cooling-tempering] of a steel slab that satisfies both the alloy composition and the component relational formula proposed in the present invention.
  • the heating process may be performed in a temperature range of 1100 to 1200°C.
  • the heating temperature of the Singi steel slab is less than 1100°C, the precipitates (carbon nitrides) formed in the slab cannot be sufficiently re-used, and the formation of precipitates in the process after hot rolling decreases.
  • the temperature exceeds 1200°C there is a concern that the austenite grains become coarse and thus impair the properties of the steel.
  • the steel slab may be a playing slab obtained through continuous casting, and the heating process may be performed after heating the playing slab as it is, or forging the playing slab prior to heating to obtain a forged slab.
  • the step of forging to a thickness of 10 to 50% of the initial thickness of the playing slab may be further included.
  • the present invention intends to finally obtain a thick steel plate having a thickness of 130 mm or more, and in order to obtain a steel plate of a target thickness within a limited reduction ratio (3:1) during hot rolling, it is necessary to apply a slab having a thickness of 400 mm or more. have.
  • the present invention may use a playing slab obtained through continuous casting, and at this time, when the thickness of the playing slab is approximately 600 to 700 mm, the thickness may be reduced by performing a forging process prior to heating the slab.
  • the forging process it is possible to effectively reduce the thickness while minimizing the internal voids of the slab, and to apply a sufficient reduction force to the center of the thickness in a subsequent process (hot rolling process).
  • the steel slab heated according to the above can be hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the heated steel slab may be rough-rolled at a temperature of 1050° C. or higher and then finish hot-rolled at Ar3 or higher.
  • the temperature during the rough rolling is less than 1050° C., there is a problem that the temperature is lowered during the subsequent finishing hot rolling.
  • the temperature during the finish hot rolling is less than Ar3, the rolling load increases, and there is a concern that quality defects such as surface cracks may occur.
  • the finish hot rolling may be performed in a temperature range of 800 to 1050°C.
  • Ar3 can be expressed as follows.
  • Ar3 910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo + 119V + 124Ti-18Nb + 179Al (here, each element means the weight content.)
  • the generation of a fine austenite structure may be promoted through the reheating process, and a low-temperature transformation phase may be formed upon subsequent cooling.
  • the hot-rolled steel sheet may be reheated to form an austenite structure, but if the reheating temperature is less than Ac3, the hot-rolled steel sheet may have a two-phase structure of ferrite and austenite.
  • the hot-rolled steel sheet is reheated, it is carried out in a temperature range of Ac3 or higher, preferably 830 to 930°C, and at the temperature (1.9t+30) minutes (
  • t means the thickness of the steel (mm)) is preferably maintained for more than.
  • Ac3 can be represented as follows.
  • a tempering heat treatment process may be performed to form a tempered structure.
  • the cooling may be water-cooled to facilitate formation of a low-temperature structure, and may be performed at a cooling rate of 0.5°C/s or more.
  • the cooling rate is based on the 1/4t area in the thickness direction of the hot-rolled steel sheet.
  • the cooling rate during water cooling is less than 0.5°C/s, there is a concern that a soft phase such as a ferrite phase may be formed during cooling.
  • the water-cooled hot-rolled steel sheet may include a low-temperature structure, preferably martensite or bainite, in its microstructure. As such, it can have high strength by including a low-temperature structure, but exhibits fragile properties.
  • the hot-rolled steel sheet having the low-temperature structure is heated to a certain temperature, and then maintained, thereby slightly lowering the strength of the steel and securing the impact toughness at a low temperature.
  • tempered martensite or tempered Bainite phase can be formed.
  • the temperature during the tempering heat treatment is less than 550° C.
  • a long heat treatment is required to sufficiently secure the tempering heat treatment effect, and thus there is a problem in that economic efficiency is inferior.
  • the temperature exceeds 700° C. not only the effect of decreasing the strength becomes too large, but also the impact toughness may decrease due to the coarsening of carbides.
  • the time is less than (2.3t+30) minutes, the tempering effect may not be sufficient.
  • the hot-rolled steel sheet on which the tempering heat treatment has been completed is air-cooled to room temperature, from which a steel material having a microstructure of 50% or more tempered martensite and the remainder tempered bainite can be obtained.
  • the steel material of the present invention is an ultra-thick steel material with a thickness of 130 mm or more and 350 mm or less, and has a uniform structure in the thickness direction of the steel material, so that it has high strength and low-temperature impact toughness and excellent resistance to cracking. have.
  • the ultra-thick steel material of the present invention may further include the step of welding to the ultra-thick steel material of the present invention, that is, the air-cooled hot-rolled steel sheet, and at this time, welding may be performed by a submerged arc welding (SAW) or a flux scored arc welding (FCAW) method.
  • SAW submerged arc welding
  • FCAW flux scored arc welding
  • the submerged arc welding may be performed under normal conditions, for example, with a heat input amount of 5.0 KJ/cm.
  • the flux-cored arc welding can also be performed under normal conditions, for example, with a heat input amount of 1.5 KJ/cm.
  • the ultra-thick steel material of the present invention may have excellent low-temperature impact toughness even after the welding.
  • a cast slab was manufactured by continuously casting molten steel having the alloy composition shown in Table 1 below. At this time, the playing slab was manufactured to a thickness of 700mm. The cast slab was heated to a temperature of Ac3 or higher to enable a subsequent hot rolling process, and then forged to a thickness of 400 mm to produce a forged slab.
  • the forged slab was heated to 1100°C, rough-rolled, and then finished hot-rolled at 850°C to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 210 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was air-cooled to room temperature, reheated to 910°C, and maintained, and then water-cooled back to room temperature. Thereafter, the water-cooled hot-rolled steel sheet was heated and maintained at 650°C to perform tempering heat treatment, and then air-cooled to room temperature to prepare a final steel material. Exceptionally, steel 9 was heated and maintained at 720°C during tempering heat treatment, and then air-cooled to room temperature.
  • microstructure was observed for each steel material, and mechanical properties were evaluated.
  • the microstructure was observed with an optical microscope, and then tempered martensite (TM) phase, tempered bainite (TB) using an EBSD equipment. The phases were visually separated, and each fraction was measured.
  • the microstructure was measured at 1/2t point and 1/4t point in the thickness direction of each steel material, and the results are shown in Table 3 below.
  • the size (circle equivalent diameter) of the MnS inclusions formed in the upper/lower 5mm section centered on the 1/2t point in the thickness direction of each steel material was observed, and the maximum values are shown in Table 3 below.
  • the mechanical properties were measured at 1/2t point and 1/4t point in the thickness direction of each steel material.
  • the tensile strength was obtained by taking a JIS No. 1 standard test piece at each thickness direction point in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • TS yield strength
  • El elongation
  • the impact specimen a JIS No. 4 standard test specimen was taken from each thickness direction point in the rolling direction, and the impact toughness (CVN) was measured at -40°C. The results are shown in Table 4 below. The impact test was measured three times at each point, and both the average and individual values were shown.
  • Inventive Examples 1 to 4 prepared by the proposed alloy composition, component relationship, and manufacturing conditions have high strength and low-temperature impact toughness as the intended structure is formed in the thickness direction. You can confirm this excellence.
  • Comparative Examples 1 to 4 which do not satisfy the alloy composition or component relationship proposed in the present invention, have very poor low-temperature impact toughness.
  • Comparative Example 1 in which the content of Cr was insufficient was significantly reduced in hardenability of steel, and thus low-temperature impact toughness was inferior.
  • Comparative Examples 2 and 3 containing excessive Ti as TiN or (Ti,Nb)(C,N) precipitates formed in the steel cause crack propagation, and coarse MnS inclusions are formed in the center, low-temperature impact toughness This was very inferior.
  • Comparative Example 5 is a case in which the alloy design satisfies the present invention, but the temperature is excessively high during the tempering heat treatment.
  • the degree of softening occurs as the dislocations accumulated in the steel are released during the tempering heat treatment, and the degree of softening increases as the temperature increases, and the carbide deposited therein is also As coarsening occurred, the strength and impact toughness were very inferior.
  • deformation aging heat treatment was performed on each of the above steels, and after that, an impact specimen was collected at a point of 1/4t in the thickness direction, and the impact toughness (CVN) was measured at -40°C, and the results are shown in Table 5 below.
  • the strain aging heat treatment was performed by performing a 5% strain and then performing an aging heat treatment at 250° C. for 1 hour.
  • Comparative Examples 1 to 3 and Comparative Example 5 it can be seen that the low-temperature impact toughness of the base material was greatly reduced after the deformation aging heat treatment, and the impact toughness of the welding heat-affected zone after welding was also significantly reduced.
  • Comparative Example 4 the low-temperature impact toughness of the base material before the strain aging heat treatment was good, but after the strain aging heat treatment, the low-temperature impact toughness was deteriorated, and in particular, it can be seen that the impact toughness of the welding heat-affected zone after welding was significantly reduced.
  • FIG. 1 shows the results after performing an impact test at 0°C, -20°C, -40°C, and -60°C for the steel materials of Inventive Example 1 and Comparative Examples 1 and 4; At this time, the impact specimen was collected at a point of 1/4t in the thickness direction in the same manner as described above.

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Abstract

본 발명의 일 측면은, 극후물 강재로서 고강도뿐만 아니라 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성이 우수한 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법
본 발명은 압력용기, 해양구조용 등으로 적합하게 사용할 수 있는 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 해양구조물, 압력용기용 등의 구조물의 대형화 추세에 맞춰, 고강도 극후물 강재의 수요가 증가하고 있다. 또한, 이러한 구조물의 사용 환경이 극한지로 확대됨에 따라 우수한 저온 충격인성이 요구되고 있으며, 구조물의 제작시 심한 가공이 적용되는 강재의 경우에는 저온 변형시효 충격인성도 동시에 요구되고 있다.
극후물 강재의 제조시 상대적으로 두께가 얇은 슬라브를 이용하게 되면, 두께 방향 중심부까지 충분한 압하력을 가할 수 없다. 또한, 냉각속도의 차이에 따라 중심부와 표면부의 미세조직의 종류 및 분율이 상이하여 물성의 차이가 발생하며, 결국 두께 방향으로 균일한 강도를 확보하는데에 어려움이 있다.
두께가 최대 100mm인 중/후물 강재의 경우, 일반적으로 300~400mm 두께의 슬라브를 사용하여 제조하고 있으나, 두께가 130mm를 초과하는 극후물 강재의 경우에는 압하비(3:1) 제한에 의해 400mm 이상의 두께를 가진 슬라브의 이용이 요구된다.
한편, 고강도 극후물 강재를 제조하기 위하여, 강 중에 Mn, Cr, Mo와 같은 경화능 향상 원소를 적정량 첨가함으로써, 강의 소입성 향상을 도모하고 강도를 높이는 방법이 주로 사용되고 있다. 이 경우, 강의 조질 처리 등의 냉각 처리를 통하여 강재 내부에 마르텐사이트 또는 베이나이트 등의 저온 조직이 다량 생성되어 강의 강도가 향상될 수 있는 것이다.
그런데, 이러한 경화능 원소가 과다 첨가되면, 탄소당량(Ceq)이 높아져 용접 전 예열온도가 상승하거나, 크랙이 발생하는 등의 문제가 있으므로, 탄소당량을 초과하지 않도록 합금성분의 제어가 필요하다.
다른 방법으로서, Ti와 Nb 등의 석출물 원소들을 첨가하여 석출강화에 의한 강도 향상을 도모할 수 있다. 하지만, 이러한 원소들 역시 과다 첨가되면 조대한 TiNbC 등의 석출물이 형성되어 강의 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있다.
특허문헌 1에 의하면, 후물 강재의 고강도를 구현하기 위하여, 다양한 성분이 함유된 강괴를 이용하여 얻은 단조 슬라브를 재가열하여 균질화하고, 균질화된 슬라브를 열간압연 - 켄칭 및 템퍼링(quenching and tempering) 열처리함으로써 고강도 고인성의 열연강판을 얻을 수 있다고 개시하고 있다.
그러나, 본 기술의 경우 고가 원소인 니켈(Ni)을 다량 첨가하고 있어 경제성이 현저히 떨어지며, 니오븀(Nb)과 함께 구리(Cu)를 첨가하는 것으로 보아 후물 강재의 크랙 발생에 대한 민감도를 고려하고 있지 아니함을 알 수 있다.
따라서, 해양구조물, 압력용기용 등의 대형 구조물에 적합하도록 고강도뿐만 아니라 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성도 우수한 극후물 강재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-1623661호
본 발명의 일 측면은, 극후물 강재로서 고강도뿐만 아니라 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성이 우수한 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
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): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만이며, 상기 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하며, 130mm 이상 350mm 이하의 두께를 가지는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재를 제공한다.
[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15
[관계식 2]
1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5
[관계식 3]
[(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1
(상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금성분과 관계식 1 내지 3을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도범위에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계; 상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 (1.9t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후 상온까지 수냉하는 단계; 및 상기 열처리 후 수냉된 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 (2.3t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 템퍼링 열처리한 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 강재의 전 두께에 걸쳐 균일한 강도, 저온 충격인성을 가지는 극후물 강재를 제공할 수 있다.
또한, 상기 본 발명의 강재는 용접 후 형성된 용접열영향부의 저온 충격인성도 우수한 바, 대형 구조물 등에 적합하게 적용 가능한 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예와 비교예의 온도별 충격인성 측정 결과를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 해양구조물, 압력용기용 등의 구조물이 대형화됨에 따라, 그 소재에 요구되는 물성을 확보할 수 있는 방안의 개발이 필요함을 인지하였다.
특히, 일정 이상의 두께를 가지는 극후물 강재에 있어서, 고강도와 더불어 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성을 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금설계에 있어서 성분조성과 일부 성분들 간의 관계를 제어함과 동시에, 제조조건을 최적화함으로써 목표 물성을 가지는 극후물 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.11~0.18%
탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 C를 0.11% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.18%를 초과하게 되면 모재 및 용접부의 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 C는 0.11~0.18%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.17% 이하, 0.15% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.5%
실리콘(Si)은 탈산제로 사용될 뿐만 아니라, 강의 강도 향상 및 인성 향상에 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Si을 0.1% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 용접성과 저온 인성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 상기 Si은 0.1~0.5%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 0.3~1.8%
망간(Mn)은 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mn을 0.3% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 강 중 황(S)과 결합하여 MnS를 형성함으로써 상온 연신율 및 저온 인성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mn은 0.3~1.8%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.4~1.7%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.01% 이하
인(P)은 강의 강도 향상 및 내식성 확보에 유리한 원소이지만, 강의 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로, 가능한 낮은 함량으로 제한함이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 P을 최대 0.01%로 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리가 없으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 강 중 Mn과 결합하여 MnS 등을 형성함으로써 강의 충격인성을 크게 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S은 가능한 낮은 함량으로 제한함이 유리하다.
본 발명에서는 상기 S을 최대 0.01%로 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리가 없으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이다. 또한, 상기 Al은 강 중 N과 결합하여 AlN 석출물을 형성함으로써, BN의 형성을 억제하므로 보론(B)의 효과를 극대화함에 유리하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Al을 0.01% 이상으로 포함할 수 있으나, 그 함량이 과다하여 0.1%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐 막힘을 유발하므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 Al은 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함)
니오븀(Nb)은 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시키며, 고온으로 재가열시 고용된 Nb이 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제함으로써 조직 미세화 효과를 얻을 수 있다. 뿐만 아니라, 상기 Nb은 압연 후 냉각시 오스테나이트의 안정성을 높여, 냉각 속도가 낮더라도 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 경질상의 생성이 촉진됨에 따라 모재의 강도 확보에 유용하다.
하지만, 상기 Nb은 고가의 원소이며, 티타늄(Ti)과 함께 과다하게 첨가될 경우, 가열 중 또는 용접후열처리(PWHT) 이후에 조대한 (Ti,Nb)(C,N)을 형성하여 저온 충격인성을 크게 저해하는 요인이 된다.
따라서, 상기 Nb의 첨가시 최대 0.01%로 포함할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상기 Nb을 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는 데에 무리가 없음을 밝혀둔다.
크롬(Cr): 0.2~1.5%
크롬(Cr)은 두께가 두꺼운 강재의 제조시 경화능을 크게 향상시켜 마르텐사이트를 형성하고, 강도 확보에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Cr을 0.2% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 상기 Cr은 탄소당량을 큰 폭으로 증가시켜 용접특성에 악영향을 미치는 바, 그 함량을 1.5% 이하로 제한할 수 있다.
따라서, 상기 Cr은 0.2~1.5%로 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 1.0~2.5%
니켈(Ni)은 모재의 강도와 저온 충격인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ni을 1.0% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 상기 Ni은 고가의 원소로서, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 경제성이 크게 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ni은 1.0~2.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.3% 이하로 포함할 수 있다.
구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함)
구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소화하는 한편, 강도를 향상시키는데 유리한 원소이다. 이러한 Cu의 함량이 과도하면 탄소당량을 높여 용접성을 저해할 뿐만 아니라, 제품의 표면 품질을 크게 열화시키는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cu의 첨가시 최대 0.25%로 포함할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상기 Cu를 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는 데에 무리가 없음을 밝혀둔다.
몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 대폭 향상시켜 페라이트 형성을 억제함과 동시에, 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 유도하는 효과가 있고, 또한 강도를 크게 향상시키는 데에 유리하다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mo을 0.25% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 상기 Mo은 고가의 원소이며, 과다 첨가시 용접부의 경도를 과도하게 증가시켜 인성을 저해할 우려가 있으므로, 이를 고려하여 0.80% 이하로 제한할 수 있다.
따라서, 상기 Mo은 0.25~0.80%로 포함할 수 있다.
바나듐(V): 0.01~0.1%
바나듐(V)은 다른 합금원소들에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접시 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 본 발명과 같은 극후물 강재에 대해 용접 및 용접후열처리(PWHT) 후 강도가 충분히 확보되지 못하는 경우, 상기 V을 0.01% 이상으로 첨가함으로써 강도 향상 효과를 얻을 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 MA 상과 같은 경질상의 분율이 높아져 용접부의 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 V은 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함)
티타늄(Ti)은 강 중에 AlN 석출물의 형성에 의한 표면크랙의 발생을 저감하기 위하여 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 강 슬라브의 재가열 또는 템퍼링 열처리 과정 중에 조대한 (Ti,Nb)(C,N) 탄질화물이 형성되어 저온 충격인성을 저해하는 요인으로 작용한다.
따라서, 상기 Ti은 0.003% 이하로 제한할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 Ti을 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는데에 무리가 없음을 밝혀둔다.
보론(B): 0.001~0.003%
보론(B)은 미량의 첨가만으로도 강의 경화능을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, 상기 B은 마르텐사이트 상의 형성을 유도하므로, 강의 강도 확보에 유리하다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 B을 0.001% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 오히려 강의 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 B은 0.001~0.003%로 포함할 수 있다.
질소(N): 0.002~0.01%
질소(N)는 Ti과 함께 첨가시, TiN을 형성하여 용접시 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는데에 유리한 원소이다. 상기 Ti의 첨가시 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 N를 0.002% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 형성되어 저온 충격인성이 저해되므로 바람직하지 못하다.
한편, 상기 N는 상기 Ti이 첨가되지 않더라도 강 중에 함유될 수 있으며, 그 함량이 0.002~0.01% 범위 내라면, 본 발명에서 목표로 하는 물성 확보에 큰 무리가 없음을 밝혀둔다.
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.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15
본 발명은 목표 수준의 강도를 확보하기 위하여 강도 향상, 경화능 향상에 유리한 원소들을 일정량 첨가함에 있어서, 그들의 함량을 적절히 제어함으로써 고강도와 더불어 저온 충격인성을 우수하게 확보하고자 하였다.
특히, 본 발명은 강 중에 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni 등을 첨가하며, 이들의 함량이 과도할 경우 탄소당량(Ceq)이 증가하여 용접 전 예열온도가 상승하거나 크랙이 유발되는 등의 문제가 있다. 따라서, 상술한 원소들의 함량이 상기 관계식 1을 만족하도록 첨가함이 바람직하다.
더불어, 상술한 합금성분 중 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5
[관계식 3]
[(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1
(상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
강의 강도 확보를 위하여 C, Mn, Cr, Mo 및 V을 함유함에 있어서, 이들의 함량이 과도할 경우 강재 두께 중심부에 MnS와 같은 비금속 개재물이 편석되거나, 조대한 MC(여기서, M은 Cr, Mo, V 중 하나 이상임) 탄화물이 석출되어 중심부의 충격인성이 크게 저하될 우려가 있다.
게다가, 강 중에 Ti과 Nb이 과다하게 첨가되면 조대한 (Ti,Nb)(C,N)이 형성되어 저온 충격인성을 크게 해치며, 이와 동시에 Cu와 Ni의 함량비가 커지면 표면 크랙이 유발되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 합금성분 중 특정 원소들의 함량을 관계식 2와 관계식 3으로 제어함으로써 목표로 하는 고강도의 확보와 더불어 저온 충격인성을 향상시킬 수 있으며, 크랙 발생에 대한 저항성도 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.
상술한 합금성분과 함께 관계식 1 내지 3을 만족하는 본 발명의 강재는 130mm 이상 350mm 이하의 두께를 가지는 극후물 강재이다.
상기 본 발명의 극후물 강재는 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 상을 주상으로 포함할 수 있으며, 일부 템퍼드 베이나이트(tempered bainite) 상을 포함할 수 있다.
보다 구체적으로, 본 발명의 강재는 전 두께에 걸쳐 면적분율 50% 이상으로 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다. 예컨대, 상기 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)에서 템퍼드 마르텐사이트 상을 면적분율 50% 이상 포함하며, 이때 100%의 분율로 포함하더라도 무방하다.
상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 분율이 50% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 충격인성이 열위할 우려가 있다.
본 발명의 강재는 두께 방향 중심부(예컨대, 1/2t 지점)에서 표층부(예컨대, 1/4t 지점~표면)로 갈수록 마르텐사이트 상의 분율이 높아지는 경향을 가질 수 있다.
또한, 상기 강재는 두께의 중심부, 예컨대 두께 방향 1/2t(여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함) 부근, 바람직하게는 두께 방향 1/2t 지점을 기준으로 상/하 5mm 내외에서 MnS 개재물의 최대 직경이 100㎛ 이하로 형성됨으로써, 조대 개재물에 의한 충격인성의 저하를 방지하는 효과가 있다.
상술한 미세조직을 가지는 본 발명의 강재는 전 두께에 걸쳐, 예컨대 상기 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)에서 항복강도 690MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지(CVN) 값이 평균 50J 이상으로 고강도와 더불어 우수한 저온 충격인성을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 강재는 5% 변형 및 시효 열처리 후 -40℃에서의 충격시험시 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상, 보다 유리하게는 40J 이상으로, 변형시효시 저온 충격인성이 크게 저하되지 않는 효과가 있다.
상기 시효 열처리는 특별히 한정하지 아니하나, 예를들어 5% 변형 후 250℃에서 1시간 열처리 조건으로 행할 수 있다.
한편, 대형 구조물 등에 사용하기 위한 강재는 구조물 제작을 위해 용접이 행해지며, 이에 따라 우수한 용접성을 가질 것이 요구된다.
본 발명의 강재는 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ)의 저온 충격인성이 우수한 효과가 있으며, 구체적으로 -40℃에서 압연 방향으로 충격시험시 샤르피 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상, 보다 유리하게는 40J 이상으로 확보되는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 극후물 강재는 본 발명에서 제안하는 합금성분과 성분관계식을 모두 만족하는 강 슬라브를 [가열 - 열간압연 - 냉각 - 재가열 - 냉각 - 템퍼링]의 공정을 거쳐 제조할 수 있다.
이하에서는 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1200℃의 온도범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
싱기 강 슬라브의 가열 온도가 1100℃ 미만이면 슬라브 내에 형성된 석출물(탄·질화물)이 충분히 재고용되지 못하여 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 된다. 반면, 그 온도가 1200℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강의 물성을 저해할 우려가 있다.
상기 강 슬라브는 연속주조를 통해 얻은 연주 슬라브일 수 있으며, 상기 연주 슬라브를 그대로 가열하거나, 상기 연주 슬라브를 가열하기에 앞서 단조하여 단조 슬라브를 얻은 후 상기 가열 공정을 행할 수 있다.
구체적으로, 상기 가열에 앞서, 상기 연주 슬라브를 Ac3 온도 이상으로 가열한 후, 상기 연주 슬라브의 초기 두께 대비 10~50%의 두께로 단조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명은 최종적으로 130mm 이상의 두께를 가지는 후강판을 얻고자 하며, 열간압연시 제한된 압하비(3:1) 내에서 목표로 하는 두께의 강판을 얻기 위해서는 400mm 이상의 두께를 가지는 슬라브를 적용할 필요가 있다.
상술한 바와 같이 본 발명은 연속주조를 통해 얻은 연주 슬라브를 이용할 수 있으며, 이때 연주 슬라브의 두께가 대략 600~700mm인 경우, 슬라브 가열에 앞서 단조 공정을 행하여 두께를 감소시킬 수 있다. 특별히, 상기 단조 공정에 의할 경우, 슬라브의 내부 공극을 최소화하면서 두께를 효과적으로 감소시킬 수 있으며, 후속 공정(열간압연공정)에서 두께 중심부까지 충분한 압하력을 가해줄 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다. 이때, 상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 조압연한 후 Ar3 이상에서 마무리 열간압연할 수 있다.
상기 조압연시 온도가 1050℃ 미만이면 후속 마무리 열간압연시 온도가 낮아지는 문제가 있다. 또한, 상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3 미만이면 압연 부하가 커져 표면크랙 등의 품질 불량이 발생할 우려가 있다.
보다 유리하게, 상기 마무리 열간압연은 800~1050℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
본 발명에서 Ar3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 55Ni - 80Mo + 119V + 124Ti - 18Nb + 179Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
[냉각 및 재가열(reheating)]
상기에 따라 제조된 열연강판을 상온까지 공냉한 후, Ac3 이상의 온도로 재가열하여 일정시간 유지하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 재가열 공정을 통해 미세한 오스테나이트 조직의 생성을 조장하고, 후속 냉각시 저온변태상을 형성할 수 있다.
즉, 상기 열연강판을 재가열하여 오스테나이트 조직을 형성할 수 있으나, 만일 상기 재가열 온도가 Ac3 미만이면 열연강판 조직이 페라이트 및 오스테나이트의 2상 조직이 될 우려가 있다.
따라서, 상기 열연강판의 재가열시 Ac3 이상, 바람직하게는 830~930℃의 온도범위로 행하며, 100%의 오스테나이트 상이 상기 열연강판의 중심부까지 충분히 형성되도록 상기 온도에서 (1.9t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 동안 유지하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 Ac3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.
Ac3 = 937.2 - 436.5C + 56Si - 19.7Mn - 26.6Ni + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
[냉각 및 템퍼링 열처리]
상기에 따라 재가열된 열연강판을 상온으로 냉각한 후, 템퍼드 조직의 형성을 위하여 템퍼링 열처리 공정을 행할 수 있다.
상기 냉각은 저온조직상의 형성을 원활하게 하기 위하여, 수냉할 수 있으며, 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 행할 수 있다. 여기서, 냉각속도는 열연강판의 두께 방향 1/4t 영역을 기준으로 함을 밝혀둔다.
상기 수냉시 냉각속도가 0.5℃/s 미만이면 냉각 중에 페라이트 상과 같은 연질상이 형성될 우려가 있다. 상기 수냉시 냉각속도가 빠를수록 저온조직상 형성에 유리한 바, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 냉각설비를 고려하여 최대 100℃/s의 냉각속도로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 수냉된 열연강판은 그 미세조직이 저온조직상, 바람직하게는 마르텐사이트 또는 베이나이트 상을 포함할 수 있다. 이와 같이 저온조직상을 포함함으로서 높은 강도를 가질 수 있으나, 깨지기 쉬운 성질을 나타낸다.
본 발명에서는 상기 저온조직상이 형성된 열연강판을 일정온도로 가열한 후, 유지함으로써 강의 강도를 소폭 낮추면서도 저온에서의 충격인성을 확보할 수 있다.
구체적으로, 상기 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 (2.3t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 템퍼링 열처리를 행함으로써, 템퍼드 마르텐사이트 또는 템퍼드 베이나이트 상을 형성할 수 있다.
상기 템퍼링 열처리시 온도가 550℃ 미만이면 템퍼링 열처리 효과를 충분히 확보하기 위해 장시간의 열처리가 요구되어 경제성이 떨어지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 강도 하락 효과가 지나치게 커질 뿐만 아니라, 탄화물이 조대화되어 충격인성 역시 저하될 우려가 있다. 더불어, 상술한 온도범위에서 템퍼링 열처리시, 그 시간이 (2.3t+30)분 미만이면 템퍼링 효과가 충분하지 못하게 된다.
상기 템퍼링 열처리가 완료된 열연강판을 상온으로 공냉하며, 이로부터 미세조직이 면적분율 50% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 템퍼드 베이나이트 상으로 구성된 강재를 얻을 수 있다.
본 발명의 강재는 그 두께가 130mm 이상 350mm 이하의 극후물 강재로서, 강재 두께 방향으로 균일한 조직을 가짐으로써, 고강도와 더불어 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성이 우수한 특성을 가질 수 있다.
나아가, 본 발명의 극후물 강재 즉, 상기 공냉된 열연강판에 대해 용접하는 단계를 더 포함할 수 있으며, 이때 서브머지드 아크 용접(SAW) 또는 플럭스코어드 아크 용접(FCAW) 방법으로 용접을 행할 수 있다. 일 예로, 상기 서브머지드 아크 용접은 통상의 조건에 의해 행할 수 있으며, 예컨대 5.0KJ/cm의 입열량으로 행할 수 있다. 또한, 상기 플럭스코어드 아크 용접 역시 통상의 조건으로 행할 수 있으며, 예컨대 1.5KJ/cm의 입열량으로 행할 수 있다.
본 발명의 극후물 강재는 상기 용접 후에도 저온 충격인성이 우수한 특성을 가질 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.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 용강을 연속주조하여 연주 슬라브를 제조하였다. 이때, 상기 연주 슬라브는 700mm의 두께로 제조하였다. 상기 연주 슬라브를 후속 열간압연 공정이 가능하도록 Ac3 이상의 온도로 가열한 다음, 두께 400mm로 단조하여 단조 슬라브를 제조하였다.
상기 단조 슬라브를 1100℃로 가열한 후 조압연한 다음, 850℃에서 마무리 열간압연하여 두께 210mm의 열연강판을 얻었다. 상기 열연강판을 상온으로 공냉한 후 910℃로 재가열(reheating)하여 유지한 후 다시 상온으로 수냉하였다. 이후, 수냉된 열연강판을 650℃로 가열 및 유지하여 템퍼링 열처리를 실시한 후 상온으로 공냉하여 최종 강재를 제조하였다. 예외적으로, 강 9에 대해서는 템퍼링 열처리시 720℃로 가열 및 유지한 후 상온으로 공냉하였다.
이때, 상기 재가열 온도에서 513분간 유지하였으며, 상기 템퍼링 열처리 온도에서는 744분간 유지하였다. 또한, 상기 수냉은 각 강재의 중심부(1/2t 영역)를 기준으로 0.6℃/s의 냉각속도로 행하였다.
강종 합금조성 (중량%)
C Si Mn P S Al Nb Cr Ni Cu Mo V Ti B N
1 0.145 0.20 0.45 0.008 0.002 0.065 0 1.05 2.1 0 0.56 0.03 0 0.002 0.0035
2 0.140 0.21 0.55 0.008 0.002 0.065 0 1.00 2.1 0 0.56 0.03 0 0.002 0.0035
3 0.135 0.20 1.10 0.008 0.002 0.065 0 0.55 2.1 0 0.60 0.03 0 0.002 0.0035
4 0.126 0.20 0.75 0.008 0.002 0.063 0 0.75 2.1 0.15 0.56 0.03 0 0.002 0.0035
5 0.110 0.20 1.65 0.008 0.002 0.065 0 0.10 2.3 0 0.60 0.03 0 0.002 0.0035
6 0.110 0.20 1.65 0.008 0.002 0.065 0 0.30 2.3 0 0.60 0.03 0.013 0.002 0.0035
7 0.110 0.20 1.65 0.008 0.002 0.065 0.015 0.30 2.3 0 0.60 0.03 0.013 0.002 0.0035
8 0.130 0.22 1.10 0.008 0.002 0.065 0 1.05 2.1 0.1 0.56 0.03 0 0.002 0.0035
9 0.132 0.21 0.45 0.008 0.002 0.065 0 1.05 2.1 0.1 0.56 0.03 0.002 0.002 0.0035
강종 성분관계식
관계식 1(Ceq) 관계식 2 관계식 3
1 0.688 2.24 0
2 0.690 2.28 0
3 0.694 2.42 0
4 0.669 2.22 0.07
5 0.684 2.49 0
6 0.724 2.69 1.06
7 0.724 2.69 2.29
8 0.788 2.87 0.05
9 0.682 2.22 0.21
이후, 각각의 강재에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가하였다.미세조직은 광학현미경으로 관찰한 다음, EBSD 장비를 이용하여 템퍼드 마르텐사이트(T-M) 상, 템퍼드 베이나이트(T-B) 상을 육안으로 구분하고, 각 분율을 측정하였다. 이때, 상기 미세조직은 각 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점에서 각각 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 각 강재의 두께 방향 1/2t 지점을 중심으로 상/하 5mm 구간에서 형성된 MnS 개재물의 크기(원 상당 직경)을 관찰하고, 그 최대값을 하기 표 3에 나타내었다.
그리고, 각 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점에서 기계적 물성을 측정하였으며, 이때 인장시편은 JIS 1호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 각 두께 방향 지점에서 채취하여 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(El)을 측정하였으며, 충격시편은 JIS 4호 규격 시험편을 압연방향으로 각 두께 방향 지점에서 채취하여 -40℃에서 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 상기 충격시험은 각 지점에서 3회 측정하였으며, 평균값과 개개값을 모두 나타내었다.
강종 미세조직 MnS 직경(㎛) 비고
1/4t 1/2t
T-M T-B T-M T-B 최대값
1 64 36 54 46 31 발명예 1
2 59 41 52 48 45 발명예 2
3 52 48 52 48 94 발명예 3
4 57 43 54 46 64 발명예 4
5 45 55 38 62 157 비교예 1
6 62 38 58 42 149 비교예 2
7 61 39 53 47 162 비교예 3
8 62 38 51 49 122 비교예 4
9 61 39 56 44 88 비교예 5
강종 1/4t 1/2t
인장특성 CVN(-40℃) 인장특성 CVN(-40℃)
YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR 평균(J) 개개값(J) YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR 평균(J) 개개값(J)
발명예1 767 858 20 89 189 184~197 757 850 20 89 153 132~174
발명예2 755 833 21 91 178 165~194 745 826 20 90 149 122~169
발명예 3 814 875 20 93 102 90~112 798 869 20 92 95 85~102
발명예 4 742 813 20 91 114 86~133 736 816 21 90 92 83~107
비교예1 827 907 21 91 38 36~39 829 897 20 92 44 40~48
비교예2 800 880 20 91 42 37~48 802 879 16 91 54 46~59
비교예3 843 919 20 92 25 18~29 838 913 19 92 31 26~39
비교예4 754 838 21 90 90 87~92 746 835 22 89 49 34~78
비교예 5 644 732 24 88 47 25~62 640 736 23 87 36 17~55
상기 표 3 및 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서는 제안하는 합금조성, 성분관계 및 제조조건에 의해 제조된 발명예 1 내지 4는 두께 방향으로 의도하는 조직이 형성됨에 따라 고강도를 가지면서 저온 충격인성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명에서 제안하는 합금조성 또는 성분관계를 만족하지 못하는 비교예 1 내지 4는 저온 충격인성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
이 중, Cr의 함량이 불충분한 비교예 1은 강의 소입성이 크게 감소되어 저온 충격인성이 열위하였다. 또한, Ti이 과도하게 함유된 비교예 2 및 3은 강 중에 형성된 TiN 또는 (Ti,Nb)(C,N) 석출물이 크랙 전파 작용을 일으키고, 중심부에 조대한 MnS 개재물이 형성됨에 따라 저온 충격인성이 매우 열위하였다.
비교예 4의 경우, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 반면, 관계식 1이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 비교예 1 내지 3과 유사한 인장강도를 나타내는 반면, 중심부 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
또한, 비교예 5는 합금설계는 본 발명을 만족하나, 템퍼링 열처리시 온도가 과도하게 높은 경우이다. 이러한 비교예 5는 재가열 및 냉각 공정(켄칭 공정) 후 강 내부에 집적된 전위가 템퍼링 열처리 중에 풀리면서 연화가 일어나는 정도가 온도가 높아짐에 따라 증가하게 되고, 내부에 석출된 탄화물 역시 온도 증가에 따라 조대화가 일어나게 되어, 강도 및 충격인성이 매우 열위하였다.
한편, 상기 각각의 강재에 대해 변형시효열처리를 행하였으며, 이후 두께 방향 1/4t 지점에서 충격시편을 채취하여 -40℃에서 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 이때, 상기 변형시효열처리는 5%의 변형을 행한 다음, 250℃에서 1시간 시효 열처리를 행하여 실시하였다.
또한, 상기 각각의 강재를 1.5KJ/cm의 입열량으로 플럭스코어드 아크 용접을 행한 후, 용접열영향부에서 충격시편을 채취하여 -40℃에서 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 함께 나타내었다.
상기 각각의 충격시험은 각 지점에서 3회 측정하였으며, 평균값과 개개값을 모두 나타내었다.
강종 변형시효열처리 후(-40℃, J) 용접 후(-40℃, J)
평균값 개개값 평균값 개개값
발명예 1 126 89~154 113 76~134
발명예 2 119 84~146 107 61~132
발명예 3 68 52~83 61 53~72
발명예 4 72 60~88 66 55~74
비교예 1 25 12~35 23 15~29
비교예 2 28 13~36 25 14~32
비교예 3 17 11~32 15 13~19
비교예 4 60 46~84 48 36~62
비교예 5 27 21~42 32 21~45
상기 표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 발명예 1 내지 4는 변형시효열처리 이후 저온 충격인성이 우수할 뿐만 아니라, 용접 후 용접열영향부의 충격인성이 저하되지 아니함을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 3과 비교예 5는 변형시효열처리 이후 모재의 저온 충격인성이 크게 저하되었으며, 용접 후 용접열영향부의 충격인성도 크게 저하된 것을 확인할 수 있다. 비교예 4의 경우, 변형시효열처리 이전 모재의 저온 충격인성이 양호한 수준이었으나, 변형시효열처리 후 저온 충격인성이 저하되었으며, 특히 용접 후 용접열영향부의 충격인성이 크게 저하된 것을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1과 비교예 1 및 4의 강재에 대해 0℃, -20℃, -40℃, -60℃에서 충격시험을 행한 후 그 결과를 나타낸 것이다. 이때, 충격시편은 앞서 설명한 바와 동일한 방법으로 두께 방향 1/4t 지점에서 채취하였다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 발명예 1은 -60℃의 극저온에서도 충격인성이 150J 이상으로 측정되는 반면, 비교예 1 및 4는 저온으로 갈수록 충격인성이 크게 저하되는 경향을 보임을 알 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만이며,
    상기 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하며, 130mm 이상 350mm 이하의 두께를 가지는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
    [관계식 1]
    Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15
    [관계식 2]
    1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5
    [관계식 3]
    [(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1
    (상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 미세조직으로 면적분율 50% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 잔부 템퍼드 베이나이트 상을 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 두께 중심부에서 MnS 개재물의 최대 직경이 100㎛ 이하인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 항복강도 690MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지 값이 평균 50J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 5% 변형 및 시효 열처리 후 -40℃에서의 충격시험시 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ)의 -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만이며, 상기 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도범위에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계;
    상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열(reheating)하여 (1.9t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후 상온까지 수냉하는 단계; 및
    상기 열처리 후 수냉된 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 (2.3t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 템퍼링 열처리한 후 상온까지 공냉하는 단계
    를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15
    [관계식 2]
    1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5
    [관계식 3]
    [(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1
    (상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 강 슬라브를 가열하기 전, 상기 강 슬라브의 두께 대비 10~50%의 두께로 단조하는 단계를 더 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 재가열(reheating)은 830~930℃의 온도범위로 행하는 것인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 수냉은 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 행하는 것인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서,
    상기 템퍼링 열처리 후 공냉된 열연강판을 용접하는 단계를 더 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
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