KR102218423B1 - 저온인성 및 ctod 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성 및 ctod 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 해양구조용 등에 바람직하게 적용할 수 있는 구조용 강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 극박 구조용강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법 {THIN STEEL PLATE HAVING EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND CTOD PROPERTIES, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 해양구조물 등에 바람직하게 적용할 수 있는 구조용 강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
해양 에너지와 자원의 개발은 심해, 한랭지, 극지 등으로 확대되고 있으며, 스파(SPAR), TLP(Tension Leg Platform), FPSO(Floating Processing Storage and Offloading) 등의 부유식 해양구조물의 시공이 활발히 진행되고 있다.
또한, 육상 공간에서의 개발이 점차 힘들어짐에 따라, 최근에는 접근이 어려운 사막, 열대우림, 동토 등의 해양 연근해 지역에 부유식 구조물을 이용한 해양도시 건설이 시도되고 있다.
한편, 해양 환경의 보호를 위하여 해양구조물의 파손 사고는 거의 허용되지 않으므로, 절대적으로 안전할 필요가 있다.
이러한 측면에서, 해양구조물 등에 사용되는 강재는 고강도화 및 후물화가 진행되고 있지만, 박물재의 사용가능성도 대두되고 있으므로 안전성 측면에서 박물재의 고강도 및 저온인성의 확보가 중요해지고 있다.
특히, 부유식 구조물에는 박물재의 수요가 높아질 것이라 예상되는 바, 박물재의 고강도 및 저온인성을 향상시킬 필요가 있다 할 것이다.
대한민국 공개특허공보 제10-2010-0067509호
본 발명의 일 측면은, 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명에서 대상으로 하는 강재의 용도는 해양구조물에 반드시 국한될 필요는 없으며, 조선이나 일반 구조물 등에도 충분히 사용될 수 있다.
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): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.04%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 구리(Cu): 0.05~0.4%, 니켈(Ni): 0.3~1.0%, 질소(N): 0.001~0.08%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적분율 30~50%의 애시큘러 페라이트(수냉 페라이트) 및 면적분율 50~70%의 페라이트(공냉 페라이트)를 포함하며, 8~30mm의 두께를 가지는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1200℃ 이상에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 1000℃ 이상에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 공냉하는 단계; 및 상기 공냉 후 상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉각은 수냉으로 행하며, 660~690℃의 온도범위에서 개시하여 550~590℃의 온도범위에서 종료하는 것을 특징으로 하며, 8~30mm의 두께를 가지는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 두께 8~30mm의 박물재에 대해 고강도와 함께 극저온 충격인성이 우수하며, CTOD 피로 특성이 우수한 박물 강재를 제공하는 효과가 있다.
이러한 본 발명의 박물 강재는 대략 -40℃의 충격 보증 요구가 예상되는 고정식 또는 부유식 해양구조물의 해양구조용 강재로 적용 가능할 뿐만 아니라, 저온인성이 요구되는 조선, 일반 구조용강으로도 유리하게 적용할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 박물 강재의 미세조직을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
지금까지 해양구조용 강재를 개발함에 있어서, 주로 일정 이상의 두께를 가지는 후물재의 강도와 저온인성을 확보하고자 하는 시도가 있어왔다. 반면, 해양구조용 강재로서 박물재를 적용하고자 하는 시도는 거의 없었다.
본 발명의 발명자들은 앞으로 해양구조용 등의 강재로서 박물재의 사용이 증가할 것임을 미리 예측하고, 그러한 해양구조용 강재로서 사용하기에 적합한 물성을 가지는 박물재를 얻기 위하여 깊이 연구하였다.
특별히, 본 발명자들은 박물재의 강도와 저온인성(충격인성)을 향상시키기 위해서는 합금 성분의 조성 및 함량의 제어와 모재의 조직 제어가 중요함을 확인하였다. 그에 따라, 본 발명은 합금 성분계와 제조조건을 최적화하여 항복강도 460MPa 이상, -40℃에서의 충격인성이 50J 이상인 박물 강재를 제공함에 기술적 의의가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.04%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 구리(Cu): 0.05~0.4%, 니켈(Ni): 0.3~1.0%, 질소(N): 0.001~0.08%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.003% 이하를 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): 0.05~0.1%
탄소(C)는 고용강화를 일으키고, 강 중 니오븀(Nb) 등과 결합하여 탄질화물 등의 석출물을 형성시켜 인장강도를 확보하는데 유리한 원소이다.
이러한 C의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 도상 마르텐사이트(MA) 상의 형성을 조장할 뿐만 아니라, 펄라이트가 생성되어 저온에서 강재의 충격 및 피로 특성이 열화되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.05% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
따라서, 상기 C는 0.05~0.1%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.06% 이상, 보다 더 유리하게는 0.07% 이상으로 포함할 수 있다. 한편, 상기 C의 보다 바람직한 상한은 0.09%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.05~0.3%
실리콘(Si)은 알루미늄과 함께 용강을 탈산시키는 역할을 하며, 본 발명에서는 강도 향상과 더불어 저온에서의 충격 및 피로 특성을 확보하는데에 중요한 원소이다.
상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 Si을 0.05% 이상으로 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 C의 확산을 방해하여 MA 상의 형성을 조장하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 0.05~0.3%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.0~2.0%
망간(Mn)은 고용강화에 의한 강도 향상 효과가 큰 원소로서, 1.0% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도하여 2.0%를 초과하게 되면, MnS 개재물을 형성하여 강재 중심부에 편석되어 인성의 저하를 야기할 수 있다.
따라서, 상기 Mn은 1.0~2.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.3% 이상으로 포함할 수 있다. 한편, 상기 Mn의 보다 바람직한 상한은 1.8%일 수 있다.
알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.04%
알루미늄(Sol.Al)은 강의 주요한 탈산제로서 0.005% 이상 함유할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 Al2O3 개재물이 다량으로 형성되고, 그 크기가 증대되어 강의 저온인성을 저하시키는 원인이 된다. 또한, 조대한 AlN이 형성되어 강의 표면품질이 나빠질 수 있으며, 모재 및 용접열영향부에서 MA 상의 생성을 촉진하여 저온인성 및 저온 피로 특성이 열화되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Al은 0.005~0.04%로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.03%
니오븀(Nb)은 고용되거나 탄질화물로 석출함으로써 압연 또는 냉각 중에 재결정을 억제하여 조직을 미세화하는데에 유효하며, 강도 향상에 유리한 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 첨가할 수 있으나, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 C와의 친화력에 의해 C의 집중, 예컨대 NbC 등의 형성으로 C가 모이게 되는 현상이 발생하여 MA 상 형성이 촉진되어 저온에서의 인성 및 파괴 특성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 상기 Nb은 0.005~0.03%로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 강 중 산소(O) 또는 질소(N)와 결합하여 석출물을 형성하는 원소이다. 이들 석출물은 조직의 조대화를 억제하고, 미세화에 기여하여 인성을 향상시키는데 유리하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Ti을 첨가할 수 있으나, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 석출물이 조대화되어 파괴의 원인이 될 우려가 있다.
따라서, 상기 Ti은 0.005~0.02%로 포함할 수 있다.
구리(Cu): 0.05~0.4%
구리(Cu)는 충격 특성을 크게 저해하지 않으면서, 고용 강화 및 석출 강화에 의해 강도를 향상시키는데에 유리하다.
이러한 Cu의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻기 어려우며, 반면 그 함량이 0.4%를 초과하게 되면 Cu 열충격에 의해 강판 표면에 크랙이 발생할 우려가 있다.
따라서, 상기 Cu는 0.05~0.4%로 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 0.3~1.0%
니켈(Ni)은 강의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.3% 이상으로 함유할 수 있으나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 경화능이 증가하여 MA 상의 형성을 조장함으로써 강의 충격인성, CTOD 특성을 저해할 우려가 있다.
따라서, 상기 Ni은 0.3~1.0%로 포함할 수 있다.
질소(N): 0.001~0.008%
질소(N)는 Ti, Nb, Al 등과 함께 석출물을 형성하여 재가열시 오스테나이트 조직을 미세화시켜 강도와 인성 향상에 도움이 되는 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, 그 함량이 0.008%를 초과하게 되면 고온에서 표면크랙을 유발하고, 석출물을 형성하고 잔류하는 N가 원자 상태로 존재하여 인성을 감소시킬 우려가 있다.
따라서, 상기 N는 0.001~0.008%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.01% 이하
인(P)은 입계 편석을 일으키는 원소로서, 강을 취하시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, P은 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 한다.
본 발명에서 상기 P은 최대 0.01%로 함유하더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없는 바, 상기 P의 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.003% 이하
황(S)은 주로 강 중의 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하며, 이는 저온인성을 저해하는 요인이 된다.
따라서, 본 발명에서 목표로 하는 저온인성과 저온 피로 특성을 확보하기 위해서는 상기 S의 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 바람직하게 0.003% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
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.
일 예로서, 본 발명의 강재는 몰리브덴(Mo) 또는 크롬(Cr)을 각각 0.05% 미만으로 함유할 수 있음을 밝혀둔다.
상술한 합금 성분계를 가지는 본 발명의 박물 강재는 미세조직으로 페라이트 상을 포함하며, 바람직하게는 수냉 페라이트 및 공냉 페라이트를 복합하여 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 박물 강재는 상술한 페라이트 상 이외의 조직으로서 베이나이트 및 시멘타이트 중 1종 이상을 더 포함할 수 있으며, 이들은 면적분율 2% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명은 박물 강재의 강도와 더불어 저온인성 및 저온 피로 특성을 확보하기 위하여, 밴드 펄라이트, 베이나이트 상의 형성은 억제하는 한편, 공냉 페라이트를 형성하여 연성 및 인성을 확보하고, 수냉 페라이트의 형성으로 강도 및 인성을 확보할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 박물 강재는 면적분율 30~50%의 애시큘러 페라이트(acicular ferrite, 수냉 페라이트) 및 면적분율 50~70%의 페라이트(polygonal ferrite, 공냉 페라이트)를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 수냉 페라이트의 분율이 30% 미만이거나 공냉 페라이트의 분율이 70%를 초과하게 되면 강재의 연성은 우수한 반면, 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 상기 수냉 페라이트의 분율이 50%를 초과하게 되면 강도가 과도하게 증가하여 연성이 열위하게 된다.
후술하여 자세히 설명하겠지만, 본 발명의 박물 강재를 제조하기 위한 압연 및 냉각 공정을 거침에 있어서, 압연을 완료한 후 냉각(수냉각)을 개시하기 전까지에 형성된 페라이트는 공냉 페라이트로서 평균 결정립 크기가 20~35㎛인 것이 바람직하다. 이후, 가속 냉각(수냉각) 공정 중에 형성된 페라이트는 상기 공냉 페라이트보다 경도가 높은 수냉 페라이트로서 평균 결정립 크기가 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 여기서, 평균 결정립 크기는 원 상당 직경을 기준으로 한다.
상기 공냉 페라이트의 평균 결정립 크기가 35㎛를 초과하거나, 상기 수냉 페라이트의 평균 결정립 크기가 20㎛를 초과하게 되면 조대 결정립에 의해 강도 및 인성이 저하되는 문제가 있다.
본 발명에 있어서, 상기 공냉 페라이트 및 수냉 페라이트의 적정 분율과 결정립 크기는 압연 후 냉각 공정에 의해 결정될 수 있다.
구체적으로, 본 발명은 압연 후 특정 온도에서 수냉각을 개시하는데, 상기 수냉각이 개시되는 온도가 높으면 적정 분율의 공냉 페라이트 상을 확보할 수 없으며, 상기 수냉각이 개시되는 온도가 낮으면 공냉 페라이트의 결정립 크기가 조대해져 목표 수준의 물성을 확보할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명은 적정 분율의 공냉 페라이트 및 수냉 페라이트를 형성할 수 있는 공정조건 하에서, 각 상(phase)의 평균 결정립 크기가 상술한 바와 같이 형성됨으로써 목표로 하는 물성을 유리하게 확보하는 효과가 있다.
본 발명의 박물 강재는 그 두께가 8~30mm, 바람직하게는 8~15mm인 것으로서, 두께 방향별 영역 구분없이 전 두께에 걸쳐 상술한 미세조직이 형성될 수 있다.
상술한 합금 성분계와 더불어 미세조직을 가지는 본 발명의 박물 강재는 항복강도 460MPa 이상, 연신율 17% 이상으로 강도 및 연성이 우수할 뿐만 아니라, -40℃에서의 충격인성이 50J 이상, -20℃에서 CTOD 값이 0.4mm 이상으로 저온인성 및 저온 피로 특성이 우수한 효과가 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에서 목표로 하는 박물 강재는 본 발명에서 제안하는 합금 성분계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 [가열 - 열간압연(조압연 및 마무리 압연) - 냉각]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 1200℃ 이상의 온도에서 가열 공정을 행할 수 있다.
상기 강 슬라브의 가열 온도가 1200℃ 미만이면 후속 압연 중에 온도 하락이 커져 압연 공정을 단상역(single phase region)에서 종료하는데에 어려움이 있다. 또한, 석출물이 충분히 재고용되지 못하여 강도 저하가 발생할 우려가 있다.
한편, 상기 가열 온도가 1300℃를 초과하게 되면 조대한 결정립이 형성되는 문제가 있고, 부분적으로 용해될 가능성이 있으므로, 상기 가열은 1300℃ 이하에서 행할 수 있다.
열간압연
상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있다.
우선, 상기 가열된 슬라브를 1000℃ 이상에서 조압연 즉, 재결정역 압연을 행하여 오스테나이트를 완전히 재결정하는 것이 바람직하다.
이때, 후단 2패스를 각각 15~20%의 압하율로 행함으로써 오스테나이트의 성장을 억제하고, 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있다.
상기에 따라 조압연을 완료한 후, Ar3 온도 이상, 바람직하게는 850~900℃의 온도범위에서 마무리 압연(마무리 열간압연) 즉, 미재결정역 압연을 행하여 목표 두께의 열연강판을 얻을 수 있다.
상기 마무리 압연시 온도가 850℃ 미만이면 후속 냉각공정을 위한 냉각존으로 이동하는 중에 냉각이 과도하게 진행되어 열연판 온도가 상당히 낮아질 우려가 있으며, 이 경우 조대한 공냉 페라이트가 과도하게 형성되어 목표 강도의 확보가 어려워진다. 반면 그 온도가 900℃를 초과하게 되면 결정립이 조대화되어 강도 및 인성이 열위해질 우려가 있다.
상기 마무리 압연시 누적 압하율(총 압하율) 70~90%로 행함으로써, 두께 8~30mm, 바람직하게는 두께 8~15mm의 열연강판을 얻을 수 있다.
냉각
상술한 바에 따라 얻은 열연강판을 냉각하여 본 발명에서 목표로 하는 물성을 가지는 박물 강재를 제조할 수 있다.
특별히, 본 발명에서는 상기 열연강판을 수냉각하기에 앞서 특정 온도영역까지 공냉을 행한 후, 그 온도영역에서 수냉각을 개시하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게, 상기 열연강판의 냉각은 Ar3 이하에서 개시하여, 660~690℃의 온도범위까지 공냉을 행한 후에, 그 온도범위에서 10~30℃/s의 냉각속도로 550~590℃의 온도범위까지 수냉을 행하는 것이 바람직하다.
상기 공냉은 본 발명에서 목표로 하는 분율의 공냉 페라이트가 형성될 때까지 행할 수 있는 바, 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 예컨대, 상기 공냉은 0.5~1.5℃/s의 냉각속도로 수 초간 수행할 수 있다. 이때, 두께가 8mm 이상 15mm 미만인 열연강판에 비해, 두께가 15mm 이상~30mm 이하인 열연강판의 냉각속도를 보다 느리게 적용할 수 있을 것이다.
한편, 상기 수냉을 개시하는 온도가 660℃ 미만이면 수냉각 동안 충분한 분율로 수냉 페라이트(애시큘러 페라이트)를 형성할 수 없으며, 반면 690℃를 초과하게 되면 공냉 페라이트의 분율이 과도해져 목표 수준의 강도, 연성 등을 확보하지 못하게 된다.
또한, 상기 수냉을 종료하는 온도가 550℃ 미만이거나 냉각속도가 30℃/s를 초과하게 되면 베이나이트, MA 상 등의 경질상이 형성되어 연성 및 인성이 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 590℃를 초과하거나 냉각속도가 10℃/s 미만이면 결정립이 조대해지는 문제가 있다.
상술한 바에 따라 냉각 공정을 완료한 본 발명의 박물 강재는 의도하는 미세조직이 형성됨에 따라, 두께 8~30mm의 박물 강재에 대해 강도와 연성뿐만 아니라 저온인성 및 CTOD 특성을 우수하게 확보할 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 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비하였다. 이때, 상기 합금조성의 함량은 중량%이며, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다.
상기 준비된 강 슬라브를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 가열, 열간압연(조압연 및 마무리 압연) 및 냉각하여 각각의 열연 강재를 제조하였다. 이때, 조압연은 1000℃ 이상에서 행하였으며, 후단 2패스를 각각 15%, 20%의 압하율로 행하였다.
또한, 마무리 압연 후 냉각(수냉각)을 개시하기 전까지 공냉을 행하였다.
강종 합금조성 (중량%)
C Si Mn P S Sol.Al Ni Ti Nb Cu N
A 0.076 0.16 1.57 0.0078 0.0015 0.025 0.62 0.011 0.018 0.27 0.0042
B 0.082 0.18 1.55 0.0065 0.0018 0.024 0.60 0.012 0.021 0.26 0.0037
C 0.078 0.21 1.63 0.0082 0.0014 0.020 0.59 0.012 0.022 0.24 0.0038
D 0.120 0.25 1.58 0.0083 0.0021 0.019 0.61 0.013 0.024 0.24 0.0040
E 0.042 0.19 1.61 0.0089 0.0014 0.024 0.55 0.014 0.019 0.27 0.0038
시험
번호		 강종 가열 마무리 압연 냉각(수냉각) 구분
온도
(℃)		 개시온도
(℃)		 종료온도
(℃)		 총 압하율
(%)		 개시온도
(℃)		 종료온도
(℃)		 속도
(℃/s)
1 A 1224 1006 884 80 676 568 18.7 발명예 1
2 B 1234 998 878 83 665 579 22.6 발명예 2
3 C 1226 1003 879 75 667 564 19.8 발명예 3
4 D 1225 1012 881 83 681 568 20.6 비교예 1
5 E 1236 987 862 85 662 574 15.2 비교예 2
6 A 1229 1014 908 83 743 573 23.1 비교예 3
7 B 1232 991 867 78 671 562 38.4 비교예 4
8 C 1230 994 874 80 683 421 22.8 비교예 5
9 C 1221 - 881 79 - - - 비교예 6
(표 2의 시험번호 9는 조압연 이후 마무리 압연개시온도를 제어하지 아니하였으며, 냉각시 공냉을 행한 경우이다.)
상기에 따라 제조된 각각의 열연 강재에 대해 미세조직과 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
각 열연 강재의 미세조직은 두께 1/4t(여기서, t는 두께(mm)를 의미함) 지점에서 채취된 시편을 광학현미경(OM)으로 관찰하였으며, 동일한 시편에 대해 -40℃에서 샤르피 충격시험을 실시하여 충격인성을 평가하였다.
또한, JIS 5호 규격에 의거하여 채취된 시험편에 대해 만능인장시험기를 이용하여 인장강도, 항복강도, 연신율을 측정하였다.
CTOD 특성은 BS 7448 규격에 따라 압연방향에 수직하게 [강판두께(T) × (2×강판폭(W)) × (2.25W×2강판길이(L))] 크기로 시편을 가공하고, 피로 균열 길이가 시편 폭의 50%가 되도록 피로 균열을 삽입한 후, -20℃에서 CTOD 시험을 수행하였다. 각 강판에 대해 CTOD 시험은 각각 3회씩 수행하였고, 3회 시험값 중에서 최소값을 하기 표 3에 나타내었다.
구분 두께
(mm)		 미세조직 기계적 물성
공냉 페라이트 수냉 페라이트 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 충격
인성
(J)		 CTOD
(mm)
분율
(면적%)		 크기
(㎛)		 분율
(면적%)		 크기
(㎛)
발명예 1 8 62 28 37 18 477 571 23 115 0.75
발명예 2 12 58 26 40 20 504 563 20 122 0.87
발명예 3 22 64 29 35 20 498 582 19 106 0.64
비교예 1 8 54 31 41 22 472 624 16 42 0.12
비교예 2 8 69 27 30 21 423 551 23 124 0.98
비교예 3 18 12 29 72 20 454 592 15 65 0.54
비교예 4 18 54 28 21 20 449 584 14 52 0.62
비교예 5 25 58 24 19 20 462 593 16 38 0.35
비교예 6 25 84 54 0 - 421 541 25 76 0.51
(표 3에서 공냉 페라이트 및 수냉 페라이트 상의 분율을 제외한 나머지는 MA 상 및 베이나이트 상 중 1종 이상을 포함한다. 다만 비교예 6의 경우에는 펄라이트 상이 다량으로 형성되었다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3은 항복강도가 460MPa 이상이며, 연신율이 17% 이상으로 목표로 하는 강도 및 연성을 가짐을 확인할 수 있다. 또한, -40℃에서 충격인성이 100J 이상이며, -20℃에서 CTOD 값이 0.4mm 이상으로 저온인성과 저온 피로 특성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계 중 C 함량이 과도한 비교예 1은 연신율이 낮을 뿐만 아니라, 충격인성 및 CTOD 특성이 매우 열위하였으며, C 함량이 미비한 비교예 2의 경우에는 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었다.
한편, 비교예 3 내지 6은 합금 성분계는 본 발명을 만족하지만, 제조조건이 본 발명을 벗어난 경우로서, 이들 모두 목표로 하는 기계적 물성을 만족할 수 없었다.
이 중, 비교예 3은 수냉각이 단상역에서 개시됨에 따라 공냉 페라이트가 충분히 형성되지 못하였으며, 베이나이트와 MA 상 등의 경한상이 형성되어 항복강도 및 연성이 열위하였다.
비교예 4는 수냉각시 냉각속도가 과도하여 수냉 페라이트가 충분히 형성되지 못하였으며, 경한상이 과도하게 형성되어 연신율이 열위하였다.
비교예 5는 냉각종료온도가 크게 낮아져 페라이트 상 대신 경한상이 과도하게 형성됨에 따라, 연성과 더불어 충격인성 및 CTOD 특성이 열위하였다.
비교예 6은 기존의 공정 프로세스로 박물재를 제조한 경우로서, 압연 후 냉각시 별도의 수냉각 없이 공냉만을 행함에 따라 펄라이트 밴드가 형성되어 항복강도가 급격히 저하되었다.
도 1은 발명예 2의 미세조직을 관찰한 사진으로서, 공냉 페라이트와 수냉 페라이트가 적절히 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.04%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 구리(Cu): 0.05~0.4%, 니켈(Ni): 0.3~1.0%, 질소(N): 0.001~0.008%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 면적분율 30~50%의 애시큘러 페라이트(수냉 페라이트) 및 면적분율 50~70%의 페라이트(공냉 페라이트)를 포함하며,
    8~22mm의 두께를 가지는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 애시큘러 페라이트의 평균 결정립 크기가 20㎛ 이하, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기가 20~35㎛인 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 면적분율 2% 이하로 베이나이트 및 시멘타이트 중 1종 이상을 더 포함하는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 8~15mm의 두께를 가지는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 항복강도 460MPa 이상, 연신율 17% 이상, -40℃에서의 충격인성 50J 이상, -20℃에서 CTOD 값이 0.4mm 이상인 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.04%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 구리(Cu): 0.05~0.4%, 니켈(Ni): 0.3~1.0%, 질소(N): 0.001~0.008%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200℃ 이상에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 1000℃ 이상에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 공냉하는 단계; 및
    상기 공냉 후 상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 냉각은 수냉으로 행하며, 660~690℃의 온도범위에서 개시하여 550~590℃의 온도범위에서 종료하는 것을 특징으로 하며, 8~22mm의 두께를 가지는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연은 850~900℃의 온도범위에서 행하는 것인 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 조압연은 후단 2패스에서 15~20%의 압하율로 행하며, 상기 마무리 열간압연은 누적 압하율 70~90%로 행하는 것인 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 강재는 8~15mm의 두께를 가지는 저온인성 및 CTOD 특성이 우수한 박물 강재의 제조방법.
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WO (1) WO2021040332A1 (ko)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11256228A (ja) * 1998-03-13 1999-09-21 Nkk Corp 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材およびその製造方法
KR20100067509A (ko) 2008-12-11 2010-06-21 주식회사 포스코 용접열영향부 ｃｔｏｄ 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법
KR20120097160A (ko) * 2011-02-24 2012-09-03 현대제철 주식회사 고장력 강판 및 그 제조 방법
KR20180073090A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2019074236A1 (ko) * 2017-10-11 2019-04-18 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10265852A (ja) * 1997-03-27 1998-10-06 Kubota Corp 耐食性，強度，靱性等にすぐれた二層管の製造方法
KR101392448B1 (ko) * 2012-03-21 2014-05-12 동국제강주식회사 저항복비 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 후강판 및 이의 제조방법
KR20150076696A (ko) * 2013-12-27 2015-07-07 동국제강주식회사 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 라인파이프용 후강판의 제조방법
JP6123734B2 (ja) * 2014-05-29 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼管杭向け低降伏比高強度電縫鋼管およびその製造方法
KR101758483B1 (ko) * 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR101908818B1 (ko) * 2016-12-23 2018-10-16 주식회사 포스코 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101899694B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 저온 충격인성 및 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
KR20190035422A (ko) * 2017-09-26 2019-04-03 현대제철 주식회사 고강도 열연강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판
KR101977489B1 (ko) * 2017-11-03 2019-05-10 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 용접강관용 강재, 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법
KR101999018B1 (ko) * 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11256228A (ja) * 1998-03-13 1999-09-21 Nkk Corp 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材およびその製造方法
KR20100067509A (ko) 2008-12-11 2010-06-21 주식회사 포스코 용접열영향부 ｃｔｏｄ 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법
KR20120097160A (ko) * 2011-02-24 2012-09-03 현대제철 주식회사 고장력 강판 및 그 제조 방법
KR20180073090A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2019074236A1 (ko) * 2017-10-11 2019-04-18 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법

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