KR101403062B1 - 해양구조물용 초고강도 후 강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 600MPa 이상의 인장강도를 가지고 저온인성이 우수한 해양구조물용 초고강도 후 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 중량 %로, C:0.02~0.08%; Si:0.03~0.4%; Mn:0.5~2.0%; Al:0.03%이하(0은 포함하지 않음); Nb:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.03%; Cr:0.05~0.3% 및 Mo:0.05~0.3% 중 1종 또는 2종; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하고, 미세 조직은 60vol% 이상의 베이나이트 및 40vol% 이하의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 미세조직에는 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있는 해양구조물용 초고강도 후 강판 및 그 제조방법을 그 요지로 한다.
Description
본 발명은 원유, 가스등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 해양구조물, 선박 등에 적용되는 해양구조물용 초고강도 후 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 600MPa 이상의 인장강도를 갖고 저온인성이 우수한 해양구조물용 초고강도 후 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
해양구조물은 원유, 가스등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 대형 구조물로서 파도, 폭풍 등의 험한 환경에서 장시간 안정성을 유지하여야 하므로 이러한 해양구조물에 적용되는 강재로는 고강도 및 저온인성이 우수한 후 강판이 요구되고 있다.
특히, 최근에는 구조물의 다목적화로 인한 대형화의 추세, 고정식 구조물에서 부유식 구조물로의 전환으로 인한 경량화를 위한 고강도화가 중요시되고 있다.
해양구조물에 적용되는 강재에 관한 기술로는 일본 특허 공개 2009-149950 등이 개시되어 있다.
상기 일본특허 공개 2009-149950에서는 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강판 (인장강도: 580MPa)을 제조하기 위하여 압연종료 온도 750℃이상, 냉각정지온도 300~600℃까지 가속냉각을 행한 후 0.5℃/초 이상의 승온 속도로 570~700℃까지 재가열을 행하고, 또한 이러한 가속냉각 후 급속가열을 통해 Nb와 V, Ti의 1종 또는 2종을 함유하는 미세한 복합 탄화물의 분산석출로 고강도를 구현하고 있다.
그러나, 상기한 일본특허 공개 2009-149950에서의 기술은 재가열 후 냉각(템퍼링)을 행하여야 하고, 또한 합금원소를 다량으로 첨가하여야 하므로, 경제성이 떨어지는 문제점이 있다.
본 발명의 일 측면은 600MPa 이상의 인장강도를 갖고 저온 충격인성 및 용접부 인성이 우수한 해양구조물용 초고강도 후 강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 측면은 600MPa 이상의 인장강도를 갖고 저온 충격인성 및 용접부 인성이 우수한 해양구조물용 초고강도 후 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 중량 %로, C:0.02~0.08%; Si:0.03~0.4%; Mn:0.5~2.0%; Al:0.03%이하(0은 포함하지 않음); Nb:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.03%; Cr:0.05~0.3% 및 Mo:0.05~0.3% 중 1종 또는 2종; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하고, 미세 조직은 60vol% 이상의 베이나이트 및 40vol% 이하의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 미세조직에는 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있는 해양구조물용 초고강도 후 강판이 제공된다.
상기 강판에는 Cu:0.1~0.5% 및 Ni:0.5~3.0%의 1종 또는 2종이 추가로 함유될 수 있다.
상기 강판의 미세조직에는 MA(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직) 및 탄화물 중 1종 이상이 5vol% 이하로 함유될 수 있다.
상기 강판은 600MPa 이상의 인장강도를 갖고, 또한 바람직하게는 500MPa이상의 항복강도 및 -60℃이하에서 100J이상의 충격흡수에너지를 갖는다.
상기 강판을 템퍼링하는 경우에는 템퍼링 후의 강판은 -80℃에서 100J이상의 충격흡수에너지를 가질 수도 있다.
본 발명의 다른 측면에 의하면, 중량 %로, C:0.02~0.08%; Si:0.03~0.4%; Mn:0.5~2.0%; Al:0.03%이하(0은 포함하지 않음); Nb:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.03%; Cr:0.05~0.3% 및 Mo:0.05~0.3% 중 1종 또는 2종; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강 슬라브를 가열하여 재결정역 열간압연(조압연)한 다음, 미재결정역 열간압연(사상압연)한 후, 냉각하는 해양구조물용 초고강도 후 강판의 제조방법이 제공된다.
상기 강 슬라브에는 Cu:0.1~0.5% 및 Ni:0.5~3.0%의 1종 또는 2종이 추가로 함유될 수 있다.
상기 후 강판의 제조방법에서 재결정역 열간압연(조압연)시 마지막 2패스의 압하율은 각각 15~25%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 후 강판의 제조방법에서 미재결정역 열간압연(사상압연) 후 행하는 냉각 시 냉각속도는 강판 두께 1/4지점에서 2~10℃/s로 설정하고, 냉각마침온도는 350~550℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 미재결정역 열간압연 시 누적압하율은 50~60%로 설정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 보다 우수한 충격인성을 확보하기 위하여 500~550℃에서 템퍼링을 행할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 강판의 자체 템퍼링 효과를 이용하여 템퍼링 공정 없이 초고강도 해양구조물용 후 강판의 제조가 가능할 뿐만 아니라 인장강도 600MPa이상이고 -60℃에서 충격흡수에너지가 100J이상인 해양구조물용 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일례에 따라 미재결정역 열간압연하고 냉각한 후의 강판 중심부의 온도 분포를 나타내는 모식도이다.
도 2는 석출상 생성 온도/시간과 강판의 두께 위치별 냉각 관계를 나타내는 모식도이다.
도 3은 강판 자체의 셀프 템퍼링으로 제조된 강판의 중심부 조직의 일례를 나타내는 사진이다.
도 2는 석출상 생성 온도/시간과 강판의 두께 위치별 냉각 관계를 나타내는 모식도이다.
도 3은 강판 자체의 셀프 템퍼링으로 제조된 강판의 중심부 조직의 일례를 나타내는 사진이다.
본 발명에서는 강 조성과 제조조건을 적절히 제어하여 강판의 조직이 60vol% 이상의 베이나이트 및 40vol% 이하의 에시큘러 페라이트를 포함하도록 함과 함께 미세조직에 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되도록 한다.
상기 석출물의 형성을 위해서는 강 조성, 특히, Cr 및 Mo 함량과 제조조건, 특히, 미재경정영역 열간압연 후 행하는 냉각 시, 냉각속도 및 냉각마침온도의 제어가 중요하다. 본 발명자들은 상기한 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 형성되는 강 조성 및 제조조건을 찾기 위하여 오랜 연구 및 실험을 향하였다.
상기 석출물의 분산에 의해 중심부의 고강도화를 구현할 수 있다. 그리고 중심부 이외의 부분에서는 미세한 석출물의 양은 줄어들지만 경한 베이나이트 조직의형성에 강도를 확보할 수 있다.
본 발명에서는 후강판(60mm이상)에서 적정 냉각마침온도를 이용하여 중심부에서 일어나는 셀프 템퍼링을 통해 재가열 후 냉각(템퍼링)을 생략할 수 있다.
보다 우수한 충격인성을 확보하기 위해서는 500~550℃정도의 템퍼링을 행할 수 있으며, 이 경우에는 충격인성은 -80℃에서 100J이상의 값을 나타낸다.
본 발명은 강도 및 인성을 확보하기 위해 강판 자체의 복열 후 셀프 템퍼링 효과를 이용함으로써 템퍼링에 의한 비용을 감소시킬 수 있으며, 소량의 Mo, Cr의 첨가로 석출 강화를 활용하기 때문에 합금원소를 다량으로 첨가할 필요가 없어 저비용으로 제조하는 것이 가능하다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따르는 해양구조물용 초 고강도 후 강판에 대하여 설명한다.
C:0.02~0.08중량% (이하, '%' 라 칭함))
C은 강의 강도와 미세조직 형성에 있어 가장 중요한 성분으로서, 적절한 범위내에서 강 중에 함유되어야 한다. 그러나 C 함량이 0.08%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키고, MA 형성을 조장하여 용접 HAZ부 인성저하를 초래할 수 있다. 반면에, 0.02% 미만이 되면 필요 최소한의 모재 강도가 얻어지지 않는다.
따라서, C 함량은 0.02~0.08%로 선정하는 것이 바람직하다.
Si:0.03~0.4%
Si는 탈산제로 유용한 원소이지만 그 함량이 0.4% 초과인 경우 인성의 저하와 용접성을 악화시킨다.
따라서, Si 함량은 0.03~0.4%로 선정하는 것이 바람직하다.
Mn:0.5~2.0%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고, 결정립 미세화 및 모재 인성을 개선하는 효과를 가진다. 그러나 0.2%를 초과한 첨가는 경화능의 증가로 용접부의 인성을 저하시킬 수 있다.
따라서, Mn 함량은 0.5~2.0%로 선정하는 것이 바람직하다.
P:0.01% 이하
P는 강도향상과 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한은 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
S:0.005%이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한은 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al:0.03%이하(0은 포함하지 않음)
Al는 효과적으로 탈산을 할 수 있는 원소이므로 소량 첨가하는 것이 바람직하지만 적은 양의 C로도 MA 형성을 조장할 수 있으므로 그 함량은 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti:0.005~0.03%
Ti는 N과 질화물을 형성하여 HAZ부의 결정립을 미세화하여 HAZ 인성을 개선하는 효과를 가진다. 이러한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 그 함량은 0.005~0.03%로 선정하는 것이 바람직하다.
Nb:0.005~0.05%
Nb는 NbC, NbCN의 형태로 석출하여 모재의 강도를 크게 향상시키고 페라이트, 베이나이트의 변태를 억제하여 결정립을 미세화한다. 이러한 Nb의 첨가효과를 유효하게 발휘하기 위해서 Nb은 0.005%이상이 첨가되어야 한다. 하지만 0.05%를 초과하여 첨가되는 경우에는 HAZ 인성의 저하를 초래할 수 있다.
따라서, Nb 함량은 0.005~0,05%로 선정하는 것이 바람직하다.
Cr:0.05~0.3%
Cr은 저탄소계에서 템퍼링을 통해 석출강화가 나타나는 원소로서 강도향상에 유효한 원소지만 0.3%를 초과하여 함유될 경우 용접성 및 인성의 저하를 초래할 수 있다.
따라서, Cr 함량은 0.05~0,3%로 선정하는 것이 바람직하다.
Mo:0.05~0.3%
Mo는 Cr과 마찬가지로 저탄소계에서 템퍼링을 통해 석출강화가 나타나는 원소로서 강도향상에 유효한 원소지만 0.3%를 초과하여 함유될 경우 용접성 및 인성의 저하를 초래할 수 있다.
따라서, Mo 함량은 0.05~0,3%로 선정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 성분들 외에도 필요에 따라 Ni:0.5~3.0% 및 Cu:0.1~0.5% 중 1종 또는 2종을 추가로 첨가할 수 있다.
Ni:0.5~3.0%
Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이지만, 고가의 원소이므로 3.0%이하로 첨가하는 것이 유리하고, 다량이 첨가될 경우 용접성이 열화될 수 있다.
Cu:0.1~0.5%
Cu는 고용강화 및 석출강화에 의하여 모재의 인성 저하를 최소화하면서 강도를 증가시킬 수 있는 원소이고, 충분한 강도향상의 효과를 달성하기 위해서는 0.3%정도가 함유되어야 하지만, 과도한 첨가는 표면의 불량을 야기할 수 있으므로 0.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명 강판의 미세조직에 대하여 설명한다.
본 발명의 강판의 미세 조직은 60vol% 이상의 베이나이트 및 40vol% 이하의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 미세조직에는 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있다.
상기 강판의 미세조직 중 베이나이트 함량이 너무 적은 경우에는 강도가 떨어지므로, 그 함량은 60vol% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서의 강도 확보는 베이나이트 조직과 상기한 수 나노미터의 미세한 석출물을 통해 가능하다.
상기 강판의 미세조직에는 상기 베이나이트 및 에시큘러 페라이트 이외에 MA(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직) 및 탄화물 중 1종 이상이 5vol% 이하로 함유될 수 있다.
상기 MA 및 탄화물 중 1종 이상이 함유되는 경우에는 강도가 향상된다. 그러나, 그 함량이 5vol%를 초과하는 경우에는 인성이 저하된다.
도 3에는 본 발명 강판의 일례에 대한 미세조직이 나타나 있다.
도 3에 나타난 바와 같이, 강판은 베이나이트 조직을 포함하고, 투과전자현미경 (TEM) 관찰 결과, 이 조직 내에 수 나노미터의 Cr, Mo, Cr-Mo 석출물이 중심부에 균일하게 분산되어 있음을 알 수 있다.
이하, 본 발명에 따르는 해양구조물용 초 고강도 후 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 다른 측면에 따르면, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 가열하여 재결정역 열간압연(조압연)한 다음, 미재결정역 열간압연(사상압연)한 후, 냉각하여 해양구조물용 초 고강도 후 강판을 제조한다.
상기 강 슬라브의 가열온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 1050~1150℃로 하는 것이 바람직하다.
상기 가열온도가 너무 높다면, 오스테나이트의 결정립이 조대화하고 인성을 떨어뜨릴 우려가 있고, 너무 낮다면, Ti, Nb 등을 충분히 고용하지 않는 경우가 발생할 우려가 있으므로, 상기 강 슬라브의 가열온도는 1050~1150℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 재결정역 열간압연은 마지막 2패스의 압하율을 각각 15~25%로 하는 것이 바람직하다. 재결정영역에서 마지막 2패스의 압하율을 15~25%로 하는 경우에는 오스테나이트를 완전 재결정화할 수 있고 오스테나이트의 미세화 및 성장억제가 가능해 진다.
바람직하게는, 상기 재결정역 열간압연 종료온도는 1000~1100℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 미재결정역 열간압연은 Ar3온도 이상에서 완료하고, 누적압하율은 40~60%로 설정하는 것이 바람직하다.
바람직하게는, 상기 미재결정역 열간압연 종료온도는 750℃이상, 보다 바람직하게는 750~780℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 미재결정역 열간압연 후 냉각은 두께 1/4지점에서 2~10℃/s의 냉각속도로 350℃~550℃의 냉각마침온도까지 행하는 것이 바람직한데, 이는 강도 확보에 중요한 역할을 한다.
상기와 같이, 미재결정역 열간압연 후 냉각하는 경우에는 상기 냉각 마침 온도구간에서 60mm이상의 후 강판에서는, 도 1에도 나타난 바와 같이, 복열 현상이 일어나 중심부는 450~650℃의 온도에서 수분 간 유지된다.
이러한 온도에서 수분 간 유지된 후, 공냉이 되면, 즉 강판의 셀프 템퍼링이 이루어지게 되고 석출상들이 시간과 온도에 따라 석출하게 된다,
도 2에는 석출상과 냉각곡선과의 관계가 도식적으로 나타나 있다.
미재결정역 열간압연 후 냉각 시 강판의 중심부 온도가 450℃미만이거나 650℃를 초과하는 경우에는 미세한 석출상이 형성되지 않고 조대한 세멘타이트로 잔류할 가능성이 크기 때문에 적정 냉각 마침 온도가 필요하다.
이렇게 얻어진 강판의 충격인성은 -60℃에서 100J이상의 값을 보인다.
본 발명에서는 필요에 따라, 보다 우수한 충격인성을 확보하기 위하여 500~550℃에서 템퍼링을 추가로 행할 수 있으며, 이 경우에는 충격인성은 -80℃에서 100J이상의 값을 나타낸다.
본 발명의 다른 측면에 따라 제조된 강판은 미세조직으로 60vol% 이상의 베이나이트 및 40vol% 이하의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 냉각 후 복열 및 셀프 템퍼링 과정을 통하여 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 균일하게 분산된다.
본 발명에서는 합금성분, 압연 및 냉각의 조건을 최적화하여 강판 자체의 셀프 템퍼링을 통해 중심부 강도가 매우 우수한 강판을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명에서의 강도 확보는 냉각을 통해 얻어진 경한 베이나이트 조직과 복열 및 셀프 템퍼링으로 얻어진 수 나노미터의 미세한 석출물을 통해 가능하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 조성을 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 강슬라브를 제조하였다. 강종 발명강 A~H는 본 발명에서 규정하는 성분범위를 충족하는 강판을 의미한다. 비교강 I~M은 본 발명의 합금성분을 충족하지 못하는 강판으로서, 비교강 I 및 J는 Cr 및 Mo의 함량이 본 발명 범위를 벗어난 강판이고, 비교강 K~M은 Cr 및 Mo의 성분을 첨가하지 않은 강판이다.
하기 표 1의 A~M의 강 슬라브를 하기 표 2의 제조조건으로 압연, 냉각하여 후강판을 제조하였다. 하기 표 2에는 조압연(재결정역압연)에서 마지막 2패스의 압하율, 냉각마침온도, 냉각속도 및 템퍼링 온도 등이 나타나 있다.
상기와 같이 제조된 후 강판에 대하여 미세조직, 석출상 유무, 및 기계적 성질을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 베이나이트이외의 상은 에시큘러 페라이트이다.
하기 표 3에서의 모재의 인장강도(표 3에서 TS로 표시됨) 및 항복강도(표 3에서 YS로 표시됨)는 강판의 1/4T(강판두께) 및 1/2T(강판두께) 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 JIS10호 시편을 채취하여 상온에서 인장시험을 실시하여 측정한 값을 나타낸다.
또한, 하기 표 3에서의 모재의 저온인성은 강판의 1/2T(강판두께) 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 V노치 시험편을 제작 후 -60℃, 및 -80℃에서 샤르피 충격시험을 5회 실시하여 평균을 구하여 나타낸 값이다.
또한, 표 3에서의 HAZ부 저온인성은 5.0kJ/cm의 입열량으로 실용접된 강판의 용접부 용융선(fusion line)에서 샤르피 시편을 채취하여 -40℃에서 샤르피 충격시험을 각 5회씩 실시하여 그 평균값을 구하여 나타낸 것이다.
강종 | C | Si | Mn | P | S | Al | Ni | Cu | Nb | Ti | N | Cr | Mo |
발명강 A | 0.058 | 0.121 | 1.589 | 0.0055 | 0.0011 | 0.012 | 1.07 | 0.246 | 0.012 | 0.010 | 0.0037 | 0.16 | 0.15 |
발강명 B | 0.054 | 0.119 | 1.558 | 0.0058 | 0.0012 | 0.011 | 1.05 | 0.242 | 0.012 | 0.012 | 0.0043 | 0.18 | 0.17 |
발명강 C | 0.063 | 0.124 | 1.562 | 0.0062 | 0.0012 | 0.011 | 1.10 | 0.258 | 0.011 | 0.011 | 0.0039 | 0.2 | 0.16 |
발명강 D | 0.064 | 0.122 | 1.480 | 0.0071 | 0.0013 | 0.010 | 1.08 | 0.243 | 0.013 | 0.012 | 0.0052 | 0.17 | 0.16 |
발명강 E | 0.057 | 0.118 | 1.598 | 0.075 | 0.0014 | 0.013 | 1.12 | 0.255 | 0.014 | 0.012 | 0.0048 | 0.18 | 0.21 |
발명강 F | 0.074 | 0.122 | 1.750 | 0.0079 | 0.0015 | 0.009 | - | - | 0.023 | 0.015 | 0.0047 | 0.24 | 0.25 |
발명강 G | 0.072 | 0.119 | 1.842 | 0.0068 | 0.0013 | 0.012 | - | - | 0.019 | 0.014 | 0.0052 | 0.22 | 0.26 |
발명강 H | 0.071 | 0.120 | 1.854 | 0.0065 | 0.0011 | 0.010 | - | - | 0.021 | 0.011 | 0.0048 | 0.26 | 0.25 |
비교강 I | 0.052 | 0.122 | 1.542 | 0.0063 | 0.0014 | 0.011 | 1.12 | 0.238 | 0.009 | 0.009 | 0.0051 | 0.02 | 0.03 |
비교강 J | 0.054 | 0.120 | 1.551 | 0.0064 | 0.0012 | 0.015 | 1.11 | 0.264 | 0.010 | 0.011 | 0.0052 | 0.02 | 0.02 |
비교강 K | 0.061 | 0.122 | 1.560 | 0.0063 | 0.0012 | 0.009 | 1.11 | 0.252 | 0.013 | 0.009 | 0.0045 | - | - |
비교강 L | 0.057 | 0.121 | 1.521 | 0.0075 | 0.0013 | 0.012 | 1.05 | 0.237 | 0.012 | 0.010 | 0.0056 | - | - |
비교강 M | 0.066 | 0.119 | 1.545 | 0.0070 | 0.0013 | 0.014 | 1.08 | 0.241 | 0.013 | 0.011 | 0.0055 | - | - |
시험 번호 |
강종 | 조압연 종료 온도 (℃) |
마지막 2패스 압하율 (%) |
사상 압연 개시온도 (℃) |
사상 압연 종료온도(℃) |
압하율 (%) |
냉각 시작 온도 (℃) |
냉각 마침 온도 (℃) |
냉각 속도 (℃/초) |
템퍼링 온도 (℃) |
발명예1 | A | 1066 | 15.2/19.6 | 773 | 765 | 45 | 736 | 420 | 3.5 | - |
발명예2 | B | 1059 | 16.3/21.5 | 780 | 775 | 43 | 742 | 450 | 3.6 | - |
비교예3 | B | 1068 | 16.3/21.8 | 779 | 768 | 45 | 740 | 610 | 3.8 | - |
발명예4 | C | 1068 | 16.2/23.4 | 778 | 762 | 55 | 738 | 428 | 3.8 | - |
발명예5 | C | 1065 | 17.8/23.5 | 776 | 763 | 45 | 734 | 368 | 3.5 | 550 |
발명예6 | D | 1066 | 18.4/24.2 | 778 | 768 | 48 | 734 | 383 | 4.2 | 550 |
발명예7 | E | 1060 | 16.2/22.8 | 779 | 770 | 45 | 738 | 412 | 3.3 | - |
발명예8 | F | 1069 | 18.5/20.0 | 782 | 770 | 45 | 735 | 378 | 4.1 | - |
발명예9 | G | 1068 | 17.8/21.4 | 772 | 765 | 52 | 735 | 505 | 3.7 | - |
발명예10 | G | 1064 | 19.5/22.5 | 776 | 759 | 47 | 738 | 352 | 3.4 | 550 |
발명예11 | H | 1065 | 16.1/23.4 | 775 | 758 | 45 | 736 | 421 | 3.7 | - |
비교예12 | I | 1070 | 18.5/21.2 | 773 | 762 | 49 | 738 | 406 | 3.5 | - |
비교예13 | I | 1064 | 20.1/23.5 | 775 | 762 | 52 | 740 | 380 | 3.7 | 550 |
비교예14 | J | 1068 | 18.6/23.2 | 776 | 763 | 48 | 742 | 486 | 3.7 | - |
비교예15 | J | 1066 | 17.2/21.3 | 769 | 759 | 45 | 735 | 413 | 4.2 | 550 |
비교예16 | K | 1065 | 15.8/24.3 | 768 | 757 | 45 | 734 | 468 | 3.2 | - |
비교예17 | K | 1059 | 11.5/23.2 | 775 | 758 | 46 | 734 | 408 | 3.5 | 550 |
비교예18 | L | 1066 | 18.5/22.1 | 772 | 762 | 44 | 742 | 415 | 4.1 | - |
비교예19 | M | 1065 | 17.8/23.5 | 776 | 763 | 45 | 734 | 475 | 4.7 | - |
시험 번호 |
베이나이트분율 (vol%) |
석출상 유무 |
1/4T YS (MPa) |
1/4T TS (MPa) |
1/2T YS (MPa) |
1/2T TS (MPa) |
모재인성 CVN (-60℃) (J) |
모재인성 CVN (-80℃) (J) |
HAZ 인성 CVN (-40℃) (J) |
발명예1 | 75 | ○ | 524 | 618 | 518 | 612 | 208 | 75 | 156 |
발명예2 | 68 | ○ | 531 | 621 | 524 | 618 | 189 | 102 | 185 |
비교예3 | 25 | - | 489 | 587 | 475 | 582 | 152 | 42 | 158 |
발명예4 | 65 | ○ | 534 | 625 | 528 | 620 | 148 | 108 | 176 |
발명예5 | 70 | ○ | 514 | 618 | 518 | 622 | 212 | 184 | 166 |
발명예6 | 63 | ○ | 509 | 613 | 511 | 616 | 224 | 156 | 188 |
발명예7 | 71 | ○ | 523 | 624 | 516 | 621 | 189 | 167 | 155 |
발명예8 | 72 | ○ | 519 | 621 | 522 | 620 | 170 | 38 | 185 |
발명예9 | 68 | ○ | 535 | 628 | 524 | 629 | 168 | 42 | 195 |
발명예10 | 69 | ○ | 512 | 608 | 514 | 611 | 206 | 158 | 166 |
발명예11 | 64 | ○ | 522 | 621 | 517 | 618 | 204 | 62 | 183 |
비교예12 | 66 | - | 487 | 584 | 475 | 574 | 154 | 30 | 163 |
비교예13 | 55 | - | 478 | 594 | 471 | 579 | 164 | 120 | 187 |
비교예14 | 62 | - | 481 | 587 | 476 | 582 | 184 | 31 | 154 |
비교예15 | 53 | - | 484 | 579 | 485 | 581 | 132 | 105 | 162 |
비교예16 | 52 | - | 475 | 568 | 469 | 561 | 204 | 24 | 204 |
비교예17 | 63 | - | 468 | 559 | 462 | 564 | 215 | 162 | 212 |
비교예18 | 40 | - | 473 | 559 | 468 | 551 | 185 | 50 | 184 |
비교예19 | 41 | - | 468 | 554 | 471 | 563 | 184 | 76 | 153 |
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위 및 제조조건을 만족하는 발명예들은 항복강도, 인장강도, 모재 충격인성 및 HAZ 충격인성 모두 목표한 물성을 만족하고 있음을 알 수 있다.
또한, 냉각 후, 템퍼링을 생략한 제조조건에서도 적정 냉각마침온도를 통해 강재의 자체적인 템퍼링 효과로 인해 목표한 강도를 초과하고 있으며, -60℃에서 100J이상의 충격인성을 나타내고 있고. 또한 템퍼링을 실시한 경우 강도의 약간 하락이 존재하지만 -80℃에서 100J이상의 충격인성을 나타내고 있음을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 강 성분범위는 만족하지만, 제조조건은 충족하지 못하는 경우, 예를 들면, 냉각마침온도가 지나치게 높은 경우(비교예 3)에는 강판의 강도가 목표에 미달하고 있음을 알 수 있으며, 이는 석출상이 형성되지 않은 것에 기인된 것으로 판단된다.
또한, 본 발명의 성분범위를 충족하지 않는 경우, 예를 들면, Mo 및 Cr의 성분이 미달하거나(비교예 12~15), 첨가하지 않은 경우(비교예 16~19)에는 강도가 현저하게 감소하여 목표에 미달하는 것을 알 수 있다. 이는 미세한 Mo, Cr 석출물이 형성되지 않은 것으로 판단되며, 템퍼링을 수행한 경우에도 미세 석출물이 형성되지 않아 강도는 더욱 감소하는 것을 보여주고 있다(비교예 15 및 17).
Claims (9)
- 중량 %로, C:0.02~0.08%; Si:0.03~0.4%; Mn:0.5~2.0%; Al:0.03%이하(0은 포함하지 않음); Nb:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.03%; Cr:0.05~0.3% 및 Mo:0.05~0.3% 중 1종 또는 2종; N: 0.0052% 이하(0%는 제외); P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하고, 미세 조직은 60vol% 이상의 베이나이트 및 40vol% 이하의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 미세조직에는 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있고, 60mm 이상의 두께를 갖는 것인 해양구조물용 초고강도 후 강판.
- 제1항에 있어서, 상기 강판에는 Cu:0.1~0.5% 및 Ni:0.5~3.0%의 1종 또는 2종이 추가로 함유되는 것을 특징으로 하는 해양구조물용 초고강도 후 강판.
- 제1항에 있어서, 상기 강판은 600MPa 이상의 인장강도, 500MPa이상의 항복강도 및 -60℃이하에서 100J이상의 충격흡수에너지를 갖는 것을 특징으로 하는 해양구조물용 초고강도 후 강판.
- 제1항에 있어서, 상기 미세조직에는 MA(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직) 및 탄화물 중 1종 이상이 5vol% 이하로 함유되어 있는 것을 특징으로 하는 해양구조물용 초고강도 후 강판.
- 중량 %로, C:0.02~0.08%; Si:0.03~0.4%; Mn:0.5~2.0%; Al:0.03%이하(0은 포함하지 않음); Nb:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.03%; Cr:0.05~0.3% 및 Mo:0.05~0.3% 중 1종 또는 2종; N: 0.0052% 이하(0%는 제외), P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강 슬라브를 가열하여 재결정역 열간압연을 행한 다음, 미재결정역 열간압연을 행하여 두께 60mm 이상의 열연강판을 제조한 후, 상기 열연강판의 두께 1/4지점에서 2~4.2℃/s의 냉각속도로 350~550℃의 냉각마침온도까지 냉각하여,
미세 조직으로 60vol% 이상의 베이나이트 및 40vol% 이하의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 상기 미세 조직에는 2~10nm의 Cr석출물, Mo 석출물 및 Cr-Mo 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산된 해양구조물용 초고강도 후 강판의 제조방법. - 제5항에 있어서, 상기 강 슬라브에는 Cu:0.1~0.5% 및 Ni:0.5~3.0%의 1종 또는 2종이 추가로 함유되는 것을 특징으로 하는 해양구조물용 초 고강도 후 강판의 제조방법.
- 제5항에 있어서, 상기 재결정역 열간압연의 마지막 두패스의 압하율이 각각 15~25%이고, 그리고 상기 미재결정역 열간압연의 누적압하율이 50~60%인 것을 특징으로 하는 해양구조물용 초고강도 후 강판의 제조방법.
- 제7항에 있어서, 상기 재결정역 열간압연 종료온도는 1000~1100℃이고, 그리고 상기 미재결정역 열간압연 종료온도는 750~780℃인 것을 특징으로 하는 해양구조물용 초고강도 후 강판의 제조방법.
- 제5항에 있어서, 상기 냉각 후 상기 강판을 500~550℃에서 템퍼링하는 공정을 추가로 행하는 것을 특징으로 하는 해양구조물용 초고강도 후 강판의 제조방법.
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KR20090058058A (ko) * | 2007-12-04 | 2009-06-09 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
KR20090070484A (ko) * | 2007-12-27 | 2009-07-01 | 주식회사 포스코 | 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법 |
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