KR101677350B1 - 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 다중 열처리형 에너지용 강재는, 중량%로, C: 0.08~0.12%, Si: 0.3%이하, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01%이하, Ni: 3.0~5.0%, Cr: 1.0%이하, Mo: 1.0%이하, Ti: 0.05%이하, V: 0.1%이하, P: 0.01%이하, S: 50ppm이하, N: 60ppm이하를 포함한 그룹으로부터 선택된 강편을 슬라브 재가열 - 압연 - 적어도 2회 이상 열처리 - 템퍼링 열처리의 과정의 제조방법을 통해 제조할 수 있다.
본 발명에 따르면, 오스테나이트 생성 온도 영역까지 가열하는 재열처리 과정을 반복해서 실시하는 방법으로 결정립을 미세화하여 790MPa 이상의 인장강도와 -60℃의 저온에서도 50J 이상의 우수한 충격인성을 가지는 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법{MULTIPLE HEAT TREATMENT STEEL HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS FOR ENERGYAND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 다중 열처리 방법을 통해 제조 가능한 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
에너지용 강재는 에너지 자원의 채굴, 생산, 이송, 저장, 정제, 발전 등의 산업에 사용되는 강재로 후판, 열연, 선재, 스테인리스, 비철금속 등 다양한 소재가 사용된다. 최근 신재생에너지 성장에도 불구하고 석유, 천연가스 등의 전통적인 화석에너지의 수요는 지속적으로 성장하고 있으며, 그에 따라 소요 강재의 수요도 마찬가지로 증가 추세에 있다.
하지만 자원의 고갈로 채굴 위치가 점차 심해 및 극한지로 이동해 감에 따라 소요 강재의 요구특성도 극후물화, 고강도화, 고용접성화, 고인성화 되어 가고 있는데, 특히 심해나 극한지에 건설되는 구조물의 경우 저온에서의 높은 인성은 꼭 필요하면서도 만족시키기가 까다로운 특성이다.
일반적으로 강재는 사용온도가 낮아질수록 인성이 저하되어 저온 사용시 안정성에 악영향을 끼친다. 특히 동일강도의 강재에서 두께가 증가할수록 내부조직의 인성이 더 큰 폭으로 저하되는 경향을 보인다.
따라서, 사용온도가 낮은 강재는 저온에서도 충격인성의 저하가 일어나지 않도록 성분이나 미세조직을 제어하여야 한다. 미세조직 측면에서 펄라이트 존재시 균열의 개시점으로 작용하고 또 페라이트와 펄라이트 계면은 균열의 전파가 용이하므로 가능한 펄라이트 생성을 억제하는 것이 바람직하다. 한편, 결정립계는 균열전파의 방해요소로 작용한다. 따라서, 동일 미세조직이라면 결정립을 미세하게 만들어 결정립계를 많이 만들게 되면 저온인성의 향상에 도움이 된다.
압연은 결정립을 미세하게 만들기 위한 대표적인 방법 중 하나인데, 재결정이 가능한 온도에서 압연을 실시하면, 압하력에 의해 생성된 내부 응력을 구동력으로 새로운 오스테나이트 미세 결정립이 생성된다.
한편, 미재결정역 온도 영역에서의 압연은 결정립이 응력을 받아서 압연방향으로 밴드 구조가 형성되게 되고 내부에 많은 전이가 발생하여 오스테나이트가 상변태 될 때 보다 많은 핵생성점을 제공하여 결정립 미세화 효과를 일으킬 수 있다.
하지만, 강재의 두께가 두꺼워질 경우 압연으로 가할 수 있는 압하력이 제한을 받게 되므로 내부조직, 특히 강재의 중심부에 가까워질수록 압연을 통해 미세한 결정립을 형성하기가 어렵다. 오스테나이트의 결정립은 Ae3 이상의 온도에서 고온일수록, 가열시간이 길수록 성장하는 경향을 보이는데 몇몇 종류의 합금원소는 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 효과를 보인다.
Nb, Ti, Al, V 등이 널리 알려진 오스테나이트 결정립 성장 억제 원소들이며, 주로 강중에 고용되어 결정립 성장의 방해물로 작용하게 된다. 따라서, 압연으로 결정립 미세화가 까다로운 두꺼운 강재의 경우 결정립 미세화를 위해서는 이와 같은 합금 원소의 첨가가 함께 고려되어야 한다.
한편, 강재 생산과정 중 오스테나이트 결정립 미세화가 주로 일어나는 과정인 슬라브 재가열 및 압연만을 통해서는 충분히 작은 크기의 결정립을 확보 불가능한 경우가 있다. 특히, 압연되는 소재가 고온일수록 압연시 변형저항이 감소하므로 용이한 압연을 위해 슬라브 재가열은 주로 Ae3 대비 훨씬 높은 온도에서 실시되는데 그때 오스테나이트 결정립은 크게 성장하게 된다.
압연을 통한 결정립 미세화 효과가 충분치 못할 경우에 재열처리를 통해서 추가적인 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있는데 노멀라이징(normalizing)이나 ??칭앤템퍼링(quenching and tempering) 열처리가 이에 해당한다.
이들 열처리는 압연 후 상온으로 냉각된 강재를 Ae3 직상의 온도로 가열하여 오스테나이트 변태는 조장하되, 온도로 인한 오스테나이트 결정립 성장은 최소화 하는 것이 일반적이다. 이와 같이 재가열된 강재는 목적에 따라 공냉을 통해 펄라이트와 페라이트 조직으로 변태되거나(노멀라이징), 급냉을 통해 마르텐사이트나 베이나이트를 포함한 저온조직으로 변태된다(??칭앤템퍼링).
이때, 냉각시 생성되는 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 결정립의 크기는 변태직전 오스테나이트 결정립의 크기로부터 큰 영향을 받는다.
한편, 슬라브 재가열 및 압연만을 통해서는 중심부 압하량 부족으로 충분히 작은 크기의 결정립을 확보 불가능한 경우가 많은 후판강재의 경우, 열처리를 통해 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있다.
하지만 일반적으로 강재의 두께가 후판 중에서도 두꺼운 편인 에너지용 강재의 경우 한번의 열처리로는 필요한 수준의 중심부 오스테나이트 결정립 크기를 확보할 수 없는 경우가 있고, 이는 저온 충격인성의 저하로 이어진다.
국내등록특허 제10-1271974호
최근 보고된 바에 의하면, 재열처리 횟수는 강재의 최종 미세조직 및 기계적 특성에 영향을 끼친다. 노멀라이징 열처리를 1회 실시했을 때와 비교해 여러 차례 반복 실시할 경우 2~3회 실시할 때까지 강재의 강도뿐만 아니라 저온인성까지 동시에 향상되는 결과를 보이다가, 더 많은 횟수를 실시할 경우 다시 기계적 특성이 열위해지는 경향을 보였다.
특히, Nb 등 탄화물 형성 원소가 첨가될 경우 이와 같은 효과는 더욱 확실히 나타났는데, 이는 반복 열처리시 오스테나이트 변태가 반복해서 일어나며 결정립 미세화가 발생함과 동시에 NbC등의 미세 석출물이 점차 성장하게 되어 결정립 성장의 방해 및 석출강화 효과가 발생한 것이기 때문이다.
위와 같은 기술들에 기반하여, 다중 열처리를 통한 결정립 미세화를 통해 저온에서도 우수한 충격인성을 가지는 후판 강재를 제조할 수 있는 기술을 제안하고자 한다.
본 발명은 오스테나이트 생성 온도 영역까지 가열하는 재열처리 과정을 반복해서 실시하는 방법으로 결정립을 미세화하여 저온에서도 우수한 충격인성을 가지는 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.08~0.12%, Si: 0.3%이하, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 3.0~5.0%, P: 0.01%이하, S: 50ppm이하를 포함하고, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01%이하, Cr: 1.0%이하, Mo: 1.0%이하, Ti: 0.05%이하, V: 0.1%이하, N: 60ppm이하를 포함하는 그룹으로부터 선택된 1종 이상과, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 바람직한 특징에 의하면, 상기 강재는, 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 또는 저온 베이나이트 조직으로 구성될 수 있으며, 이들이 생성된 오스테나이트의 입도가 50㎛이하일 수 있다.
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.08~0.12%, Si: 0.3%이하, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 3.0~5.0%, P: 0.01%이하, S: 50ppm이하를 포함하고, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01%이하, Cr: 1.0%이하, Mo: 1.0%이하, Ti: 0.05%이하, V: 0.1%이하, N: 60ppm이하를 포함하는 그룹으로부터 선택된 1종 이상과, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬래브를 준비하는 단계; 상기 슬래브를 1000~1200℃의 온도범위로 두께 1mm당 2분 이상 가열하는 단계; 상기 가열된 슬래브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후강판을 얻는 단계; 상기 압연된 후강판을 870~930℃에서 두께당 3~4분에 추가 30분 이상으로 적어도 2회 이상 열처리 후 공냉 혹은 수냉을 거치고, 마지막 회의 재가열 후에 표면 온도가 초당 3~10℃의 범위의 냉각속도로 수냉(quenching)이 이루어지는 단계; 및 상기 열처리된 후강판을 600~690℃에서 두께당 3~4분에 추가 30분 이상으로 후속 템퍼링 열처리 후 공냉하는 단계; 를 포함하는 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 다른 바람직한 특징에 의하면, 상기 압연된 후강판을 열처리하는 단계는, 3회 반복하여 이루어질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 두께로 인해 압연시 압하력이 적용되기 힘든 후판재의 중심부에서도 다중 열처리를 이용하여 미세한 결정립도를 가진 오스테나이트를 생성 가능하도록 함으로써, -60℃에서 샤피충격흡수 에너지가 50J 이상이고, 인장강도가 790MPa 이상인 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재와 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예(시편 1-1)에 따른 강재를 SEM(Scanning Electorn Micrography)을 이용하여 관찰한 최종 미세조직으로, 템퍼드 마르텐사이트 조직에 일부 세멘타이트를 나타낸 사진이다.
도 2는 강재 제조방법에서 열처리를 1회 실시한 경우(하기 실시예에서 시편 1-3)의 강재를 광학현미경으로 관찰한 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3는 본 발명의 일 실시예(시편 1-1)에 따른 강재 제조방법에서 1차 열처리를 2회 실시한 경우(제조방법 A-1) 강재를 광학현미경으로 관찰한 미세조직을 나타낸 사진이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재에 관하여 상세히 설명한다.
본 실시예의 다중 열처리형 에너지용 강재는, 중량%로, C: 0.08~0.12%, Si: 0.3%이하, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 3.0~5.0%, P: 0.01%이하, S: 50ppm이하를 포함하고, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01%이하, Cr: 1.0%이하, Mo: 1.0%이하, Ti: 0.05%이하, V: 0.1%이하, N: 60ppm이하를 포함하는 그룹으로부터 선택된 1종 이상과, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 강재의 각 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 단, 각 성분의 함량에 한해서는 특별히 언급하지 않는 한 중량%를 의미함에 유의할 필요가 있다.
C : 0.08~0.12%
C는 강도와 최종 미세조직의 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강중에 함유될 필요가 있다. 그러나, C의 함량이 0.12%를 초과하게 되면 강재의 강도 증가에 따라 저온인성을 저하시키며 요구되는 강도에 비해 과도한 분율의 마르텐사이트가 생성되거나 다량의 탄화물이 생성되어 오히려 강도저하를 초래할 수 있다. 0.08% 미만이 되면 충분한 경화능이 확보되지 못해 펄라이트 등의 생성으로 강도의 하락을 초래하므로, C의 범위를 0.08~0.12%로 한정한다.
Si : 0.3% 이하
Si는 탈산제로 사용되며 강도 향상 효과가 있어 유용하지만, 0.3% 초과할 경우 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, Si는 상대적으로 저온상의 안정성을 높이므로 적은 C 함량으로도 많은 저온상을 형성시킬 수 있어 강도향상에는 도움이 되나 인성저하의 결과를 초래하므로 바람직한 Si의 범위는 0.3% 이하이다.
Mn : 1.0~1.5%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 1.0% 이상은 첨가될 필요가 있다. 그러나, 1.5%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시키고, 중심부에 편석대를 조장할 수 있으므로 적절한 Mn 함량은 1.0~1.5%이다.
P : 0.01% 이하
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.
S : 50ppm 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한을 50ppm로 하는 것이 바람직하다.
Al : 0.01~0.1%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.01%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.1% 이상의 첨가는 연속주조시 노즐 막힘을 야기할 수 있다. 따라서, Al의 범위를 0.01~0.1%로 하는 것이 바람직하다.
Nb : 0.01%이하
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화시키는 효과가 있다. 하지만 열처리를 실시할 경우 이러한 강화효과는 잘 나타나지 않으며 Nb는 합금원가가 비싼 단점이 있다. 또한, 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성 크랙을 야기할 가능성이 증대되므로, 본 발명에서는 Nb는 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.05%이하
Ti의 첨가는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있으나, 0.05% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있으므로 0.05% 이하의 범위로 한정한다.
N : 60ppm 이하
N의 첨가는 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 60ppm 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다.
Cr : 1.0%이하
Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으나, 1.0%를 초과하는 첨가는 용접성을 크게 저하시키므로 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
Mo : 1.0%이하
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 고온에서 생성되는 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있으나, 과도한 첨가는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하므로 1.0% 이하로 첨가하는 것이 유리하다.
Ni : 3.0~5.0%
Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소이며 특히 충격천이온도를 낮추는 효과가 있어서 저온충격인성을 향상시키기에 유리하므로 본 발명과 같은 고강도 강에서 충격인성을 확보하기 위해서는 3.0% 이상의 첨가가 요구된다. 하지만 Ni은 경제성에 악영향을 끼치며, 과도한 첨가는 입계 석출물을 조장하여 크랙 발생의 시발점이 되므로 그 상한을 5.0%로 제한한다.
V : 0.1%이하
V 은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있으나 과도한 첨가는 인성을 저하시키므로 0.1% 이하로 한정한다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
위와 같이 구성된 강재는, 그 미세조직이 마르텐사이트 혹은 베이나이트를 기반으로 한 조직에 일부 석출된 세멘타이트가 포함된 조직으로 형성되는 것이 바람직하다. 도 1은 강재의 미세조직이 탬퍼드 마르텐사이드 조직에 일부 세멘타이트인 것을 나타낸다. 이때, 생성되는 마르텐사이트 혹은 베이나이트 조직의 크기는 고온에서 오스테나이트의 크기와 관계가 있으므로 후술하는 다중 열처리를 통해 오스테나이트 입도 미세화를 달성하는 것이 최종조직에서의 조직의 유효결정립도를 증가시키는데 유리하다.
이하, 상기와 같은 본 실시예에 의한 강재를 제조하는 방법에 대해 설명한다.
본 실시예에 따른 다중 열처리형 에너지용 강재를 제조하는 방법은, 먼저 상기의 강재의 조성을 갖는 슬래브를 준비한다.
다음으로, 상기 슬래브를 두께 1mm당 2분 이상 재가열한다. 이때, 상기 슬래브의 재가열온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위함이다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도는 1200℃ 이하인 것이 바람직하다.
다음으로, 상기 재가열된 슬래브를 그 형상의 조정 및 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직 파괴를 위해 압연한다.
이때, 압연온도의 범위는 전체 오스테나이트 영역 시작 온도인 A3 이상이면 무관하나, 통상적인 에너지 강재의 요구 조건에 맞추어 슬라브 대 최종 제품의 두께비가 3:1 이상이 되도록 압연을 실시하는 것이 바람직하다.
또한, 충분한 압연이 가해지지 않을 경우 강재의 두께 중심부에 미압착된 거대 편석이나 공극 등이 잔존하여 품질 저하를 야기할 수 있으므로 상기 압하비는 3:1 이상이 적합하다.
다음으로, 상기 압연된 후강판을 870~930℃에서 두께당 3~4분+30분 이상 열처리한다. 상기 열처리는 소재가 가공될 때 발생한 내부 응력을 완화해 주며 오스테나이트 조직 생성을 조장하여 후에 실시될 급랭과정에서 저온상이 생성 가능하도록 한다.
이때, 재가열 온도에 따라서 오스테나이트의 입도가 결정되는데 낮은 온도로 가열할 경우 미세한 오스테나이트를 확보하여 강도 및 인성 증가 측면에서 유리하지만, 경화능을 떨어뜨려 목표로 하는 최종 미세조직을 얻지 못할 수 있다.
반대로 지나치게 높은 온도로 가열할 경우 오스테나이트가 조대화되어 충격인성 및 강도가 동시에 저하될 우려가 있으므로, 상기 재가열 온도는 870~930℃로 하는 것이 바람직하다.
한편, 두꺼운 후판 강재의 경우 1회 재가열시 도 2에 도시된 바와 같이 충분한 오스테나이트 입도 미세화가 발생하지 않았을 가능성이 있다.
특히, 온도의 상승 및 그로 인한 오스테나이트 변태가 가장 늦게 일어나는 중심부의 경우 실제 겪게 되는 오스테나이트화 온도나 시간이 표층부에 비해 낮을 가능성이 크므로 이러한 가능성은 증대된다.
따라서, 상기 열처리 공정을 2회 이상 반복하여 실시한다. 이 경우, 도 3에 도시된 바와 같이, 테나이트 변태가 반복해서 일어나며 결정립 미세화가 발생함과 동시에 NbC등의 미세 석출물이 점차 성장하게 되어 결정립 성장의 방해 및 석출강화 효과를 기대할 수 있다.
하지만 4회 이상의 열처리를 실시할 경우 석출물의 과도한 성장으로 인해 기지 조직의 강도저하나, 석출물이 크랙 시발점으로 작용할 수 있으므로 최대 열처리 횟수는 3회로 제한한다.
다음으로, 이와 같이 열처리 공정이 다중회 실시된 경우, 공냉 혹은 수냉을 거치되 마지막 회의 재가열 후에는 표면온도가 초당 3~10℃의 범위의 냉각속도로 냉각수를 이용한 급냉(quenching)이 이루어질 수 있다.
상기 냉각수를 이용한 급랭공정은, 최종 열처리시 전체 오스테나이트화된 강재를 급랭을 실시하여 저온상인 마르텐사이트 혹은 베이나이트를 확보할 수 있다.
이때, 급랭 대신 공냉을 실시할 경우에도 충격인성은 확보할 수 있으나 본 발명에서 목표로 하는 790MPa 이상의 인장강도를 확보하기 위해서는 급랭이 바람직하다.
이때, 냉각속도는 빠를수록 유리하나, 냉각수를 이용한 급랭으로는 후판 강재의 중심부 냉각속도에 한계가 있으므로 설비가 허용하는 범위에서 가장 높은 수압 및 수량으로 냉각을 실시하는 것이 바람직하다.
다음으로, 상기 열처리된 후강판을 600~690℃에서 두께당 3~4분+30분 이상 후속 템퍼링 열처리한다.
급랭 직후의 조직은 높은 수준의 강도를 가지지만 쉽게 깨지는 성질도 가진다. 이점을 개선하기 위해 오스테나이트 생성 온도 이하에서 2차로 항온 열처리를 실시하면 급랭으로 미고용된 탄소들이 탄화물 형태로 석출되도록 하여 강도 및 경도의 약간의 손실이 발생하기는 하지만, 인성 및 연성을 대폭 증대시킬 수 있다.
이때, 상기의 템퍼링을 낮은 온도에서 실시할 경우 탄화물의 석출이 원활하게 이루어지지 않아 인성 및 연성 증대 효과를 볼 수 없고, 반대로 지나치게 높은 온도에서 실시할 경우 강도가 과도하게 하락하는 결과를 보인다. 따라서, 템퍼링 온도는 600~690℃이 바람직하다. 이와 같이 템퍼링 열처리가 완료된 후 공냉하는 단계를 거친다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
< 실시예 >
하기 표 1에 기재된 성분계를 충족하는 슬라브를 표 2에 기재된 제조 공정을 통해 강재로 제조한 후, 그 결과를 표 3에 항복강도, 인장강도, 충격인성, 최종미세조직, 오스테나이트 입도로 나타내었다.
여기서, 시편 1-4는 본 발명의 성분계의 조성범위를 만족하는 슬라브이다.
강번호 C Si Mn P S Al Nb Ni Cr Mo Ti V N
시편1 0.101 0.222 1.110 0.0081 0.0010 0.062 0.009 3.976 0.475 0.486 0.007 0.015 0.004
시편2 0.095 0.209 1.043 0.0076 0.0009 0.058 0.008 4.132 0.380 0.389 0.006 0.012 0.003
시편3 0.113 0.269 1.000 0.0065 0.0008 0.070 0.003 3.390 0.510 0.546 0.001 0.028 0.003
시편4 0.117 0.271 1.010 0.0077 0.0008 0.066 0.003 3.420 0.510 0.545 0.001 0.028 0.003
시편5 0.151 0.295 0.955 0.0069 0.0007 0.070 - 3.127 0.528 0.575 0.005 0.035 0.003
시편6 0.098 0.215 1.221 0.0067 0.0007 0.073 - 0.350 0.872 0.448 0.001 0.012 0.004
시편7 0.007 0.295 1.205 0.0007 0.0001 0.019 0.021 0.200 0.179 0.105 0.012 0.021 0.004
강번호 제조방법 슬라브
재가열
온도 		압하율 열처리
온도 		열처리 시간 열처리
횟수 		템퍼링
온도 		템퍼링
시간
시편1 1-1 1093 83% 911 218 2 634 251
1-2 1113 50% 911 745 1 609 744
1-3 1097 51% 911 733 1 611 917
시편2 2-1 1088 67% 914 652 3 614 644
2-2 1147 67% 914 651 4 614 653
2-3 1149 51% 914 744 1 614 750
시편3 3-1 1126 57% 907 697 2 611 698
3-2 1126 57% 907 688 1 611 685
3-3 1127 57% 907 683 1 610 680
시편4 4-1 1119 67% 907 691 1 664 690
4-2 1143 67% 908 690 1 627 688
4-3 1147 67% 906 689 1 643 687
시편5 5-1 1127 83% 911 221 2 660 225
5-2 1127 83% 911 219 1 - -
5-3 1127 83% 911 230 1 - -
시편6 6-1 1088 67% 914 652 3 614 644
6-2 1147 67% 914 651 4 614 653
6-3 1149 51% 914 744 1 614 750
시편7 7-1 1126 57% 907 697 2 611 698
7-2 1126 57% 907 688 1 611 685
7-3 1127 57% 907 683 1 610 680
이때, 다중열처리시 최종 열처리 후에는 수냉(quenching)이 이루어지고, 이외에는 공냉(normalizing)이 이루어지며, 템퍼링 열처리 후에는 공냉이 이루어진다.
강번호 제조방법 항복
강도 		인장
강도 		충격
인성
-60℃ 		최종
미세조직 		오스테나이트입도
시편1 1-1 714 810 73 Tempered martensite 40㎛
1-2 839 923 22 Tempered martensite 80㎛
1-3 870 937 18 Tempered martensite 80㎛
시편2 2-1 717 805 130 Tempered martensite 50㎛
2-2 688 774 99 Accicular ferrite + cementite 50㎛
2-3 747 848 43 Tempered martensite 50㎛
시편3 3-1 752 840 80 Tempered martensite 50㎛
3-2 681 781 62 Accicular ferrite + cementite 50㎛
3-3 673 771 48 Accicular ferrite + cementite 50㎛
시편4 4-1 744 809 8 Tempered martensite 200㎛
4-2 725 821 11 Tempered martensite 180㎛
4-3 711 811 21 Tempered martensite 170㎛
시편5 5-1 744 893 37 Tempered martensite 50㎛
5-2 887 923 10 martensite 40㎛
5-3 873 911 4 martensite 40㎛
시편6 6-1 683 760 39 Accicular ferrite + cementite 40㎛
6-2 645 743 33 Accicular ferrite + cementite 40㎛
6-3 690 765 44 Accicular ferrite + cementite 40㎛
시편7 7-1 462 582 380 Accicular ferrite + cementite 50㎛
7-2 411 538 410 Accicular ferrite + cementite 50㎛
C-3 489 593 337 Accicular ferrite + cementite 50㎛
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조성을 만족하는 시편 1 내지 4 중 열처리를 2~3회 실시하는 공정을 포함하는 제조방법을 거친 시편 1-1, 2-1, 3-1에서 인장강도 및 -60℃ 이하의 저온에서의 충격인성을 측정한 결과, 동일한 조건하에서의 다른 시편들에 비해 790MPa 이상의 인장강도와 50J 이상의 우수한 저온 충격인성의 우수한 특성을 구현할 수 있음을 알 수 있다.
또한, 본 발명의 조성을 만족하더라도 열처리를 1회만 하는 경우 오스테나이트 입도 미세화가 충분히 이루어지지 않아서 저온인성을 확보할 수 없고, 4회 이상 열처리를 실시할 경우(시편 2-2) 마르텐사이트 외에 애시큘러 페라이트 및 세멘타이트의 면적 분율이 증가하여 인장강도가 790MPa 이하로 떨어지는 결과가 나타남을 알 수 있다.
이상 본 발명의 예시적인 실시예가 도시되고 설명되었지만, 다양한 변형과 다른 실시예가 본 분야의 숙련된 기술자들에 의해 행해질 수 있을 것이다. 이러한 변형과 다른 실시예들은 첨부된 청구범위에 모두 고려되고 포함되어, 본 발명의 진정한 취지 및 범위를 벗어나지 않는다 할 것이다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C: 0.08~0.12%, Si: 0.3%이하, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 3.0~5.0%, P: 0.01%이하, S: 50ppm이하를 포함하고, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01%이하, Cr: 1.0%이하, Mo: 1.0%이하, Ti: 0.05%이하, V: 0.1%이하, N: 60ppm이하를 포함하는 그룹으로부터 선택된 1종 이상과, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 또는 저온 베이나이트 조직으로 구성되며, 이들이 생성된 오스테나이트의 입도가 50㎛이하인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재.
  2. 삭제
  3. 중량%로, C: 0.08~0.12%, Si: 0.3%이하, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 3.0~5.0%, P: 0.01%이하, S: 50ppm이하를 포함하고, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01%이하, Cr: 1.0%이하, Mo: 1.0%이하, Ti: 0.05%이하, V: 0.1%이하, N: 60ppm이하를 포함하는 그룹으로부터 선택된 1종 이상과, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬래브를 준비하는 단계;
    상기 슬래브를 1000~1200℃의 온도범위로 두께 1mm 당 2분 이상 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬래브를 3:1 이상의 압하비로 압연하는 단계;
    상기 압연된 후강판을 870~930℃에서 두께당 3~4분에 추가 30분 이상으로 적어도 2회 이상 열처리 후 공냉 혹은 수냉을 거치고, 마지막 회의 재가열 후에 표면 온도가 초당 3~10℃의 범위의 냉각속도로 수냉(quenching)이 이루어지는 단계; 및
    상기 열처리된 후강판을 600~690℃에서 두께당 3~4분에 추가 30분 이상으로 후속 템퍼링 열처리 후 공냉하는 단계; 를 포함하는 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재의 제조방법.
  4. 제 3항에 있어서,
    상기 압연된 후강판을 열처리하는 단계는, 3회 반복하여 이루어지는 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재의 제조방법.
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