KR102289522B1

KR102289522B1 - 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102289522B1
Application number: KR1020190151085A
Authority: KR
Inventors: 강의구; 윤동현; 이희웅
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2019-11-22
Filing date: 2019-11-22
Publication date: 2021-08-12
Also published as: KR20210062883A

Abstract

본 발명의 실시예에 따른 강재는, 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 탄소당량(Ceq)은 0.29 내지 0.42의 범위를 만족한다.

Description

강재 및 그 제조방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는, 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

황화수소(H2S) 가스를 일정량 이상 함유하고 있는 가스나 원유 정제에 사용되는 압력용기용 강판은 수소유기크랙(Hydrogen Induced Cracking : HIC)에 취약하여 일반 압력용기용 강판보다 수소유기크랙에 대한 원인이 되는 조직 제어가 엄격하게 적용되어야 한다. 황화수소(H2S) 가스에 포함되어 있는 수소성분들은 강 내부로 침투하여 수소분자로 압력이 증가하고 MnS 등 연신된 비금속 개재물이나 상대적으로 경한 펄라이트 밴드(Pearlite Band) 등을 따라 크랙이 진전되어 파단으로 연결된다. MnS와 같은 연신된 개재물들은 상대적으로 낮은 수소압력에서도 크랙을 유발시키는 주요 결함들로 작용하나, 제강 시 편석과 개재물을 발생시키는 인(P), 황(S)과 같은 불순물들을 최소화시키고, 칼슘(Ca) 첨가를 통해 CaS를 형성시킴으로써 개재물의 형상을 조절하여 원인을 감소시킬 수 있다. 압력용기용으로 사용되는 플랜트용 강판들은 고온이나, 극저온 등 사용환경이 상대적으로 열악하므로 내부응력제거, 균일조직형성을 위해 노멀라이징(Normalizing) 또는 스트레스 경감(Stress relief)을 위한 후열처리가 필수적이다. 그러나, 열처리 공정은 강판의 기지조직 내에 탄소확산을 통한 펄라이트 밴드(Pearlite band)의 형성을 피할 수 없고, 펄라이트 밴드(Pearlite band)는 충격인성의 저하를 유발하고 수소유기균열 전파의 이동경로로 작용하게 된다. 또한, 60t 이상 후물재에서의 강도향상을 위해 필수적으로 탄소함량의 증가를 동반하게 되고, 이러한 탄소함량의 증가는 두께 중심부의 편석을 가중시키므로 펄라이트 밴드의 형성은 더 심화될 수 밖에 없다.

선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제2011-0060449호가 있다.

본 발명은 수소유기크랙 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재는, 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 탄소당량(Ceq)은 0.29 내지 0.42의 범위를 만족한다.

상기 강재는 18℃에서의 충격인성값이 350J 이상이고, 0℃에서의 충격인성값이 340J 이상이고, -20℃에서의 충격인성값이 230J 이상이고, -40℃에서의 충격인성값이 180J 이상이고, -60℃에서의 충격인성값이 40J 이상일 수 있다.

상기 강재는 항복강도가 360MPa 이상이며, 인장강도가 510MPa 이상이며, 연신율이 34% 이상일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 제공하는 단계; (b) 상기 주조재를 1150 내지 1200 ℃의 온도에서 재가열하는 단계; (c) 상기 재가열된 주조재를 1050 내지 1150℃의 압연종료온도로 압연하는 단계; (d) 상기 압연된 주조재를 900 내지 950℃의 온도에서 노말라이징 처리하는 단계; (e) 상기 노말라이징된 주조재를 400 내지 550℃의 냉각종료 온도까지 냉각하는 단계; (f) 상기 냉각된 주조재를 550 내지 650℃의 온도에서 템퍼링 처리하는 단계; 및 (g) 상기 템퍼링된 주조재를 300 내지 500℃의 온도에서 추가 템퍼링 처리하는 단계; 를 포함한다.

상기 강재의 제조 방법에서, 상기 (e) 단계는 침상형 미세조직을 형성하는 단계를 포함할 수 있다.

상기 강재의 제조 방법에서, 상기 (f) 단계는 잔류응력을 완화하고 결정립 성장을 억제하는 단계를 포함할 수 있다.

상기 강재의 제조 방법에서, 상기 (g) 단계는 베이나이트 및 시멘타이트를 분해하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명의 실시예에 따르면, 수소유기크랙 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 구현할 수있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 강재의 제조 방법을 도해하는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시에에 따른 강재의 제조 방법에 있어서 추가 템퍼링 온도에 따른 크랙 길이 비율(CLR; Crack Length Ratio)을 비교한 그래프이다.
도 3은 본 발명의 실험예의 시편에 대하여 -40℃에서 충격시험(CVN)을 진행한 후의 파면 형상을 비교한 사진이다.
도 4는 본 발명의 실험예의 시편들의 조직 형성 변화를 비교한 사진들이다.

이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 강재 및 그 제조방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재 및 그 제조방법에 의하면 높은 강도를 가지면서 저온 인성을 구비하는 강재 및 그 제조방법을 확보하였는 바, 이하에서 이를 설명한다.

강재

본 발명의 일 실시예에 따르는 강재는, 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다. 상기 강재의 탄소당량(Ceq)은 0.29 내지 0.42의 범위를 만족한다.

이하에서는, 본 발명의 일 실시예에 따른 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.

탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%

탄소(C)는 본 발명에 따른 강판의 강도를 확보하기 위해 첨가된다. 상기 탄소는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.11 ~ 0.14중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소가 0.11 중량% 미만으로 첨가되면 제2상 조직의 분율이 저하되어 강판의 강도가 낮아지는 문제점이 있다. 반대로, 탄소의 함량이 0.14 중량%를 초과하면 강판의 강도는 증가하나, 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%

실리콘(Si)은 제강과정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한 실리콘은 고용강화 효과에도 유효한 원소이다. 상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.2 ~ 0.3중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 0.2중량% 미만이면 상기의 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 함량이 0.3중량%를 초과하면 비금속 개재물 과다 형성으로 인하여 제조되는 강판의 모재인성 및 HAZ(용접 열영향부) 인성이 저하되는 문제점이 있다.

망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서 Ar3 온도를 낮추어 제어 압연 영역을 확대시킨다. 이를 통하여, 망간은 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다. 또한, 감소된 담금질성을 보상하여 강판의 강도를 향상시킨다. 상기 망간은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 1.0 ~ 1.2중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간이 1.0중량% 미만으로 첨가되면 상술한 첨가 효과가 미미하며 제2상 조직의 형성이 불충분하여 강도 향상에 기여하지 못한다. 반대로, 망간의 함량이 1.2중량%를 초과하면 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하

인(P)은 강도 향상에 일부 기여한다. 그러나 인은 강재 제조 시 편석 가능성이 큰 원소로서, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 줄 수 있다. 구체적으로, 인의 함량은 강재 전체 중량의 0 초과 0.012중량% 이하로 제한한다. 인의 함량이 0.012중량%를 초과하면 용접부 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.

황(S) : 0 초과 0.003 중량% 이하

황(S)은 망간과 결합하여 MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하고, 저융점 원소로서 입계 편석 가능성이 높아 인성을 저하시키는 요소이다. 구체적으로, 본 발명에서는 황의 함량을 강재 전체 중량의 0 초과 0.003 중량% 이하로 제한한다. 황의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 모재 및 용접부 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.

고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%

고용 알루미늄은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.015중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 조대한 알루미늄산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 충격인성을 저해하게 되므로, 고용 알루미늄의 함량은 0.015 ~ 0.05중량%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하

크롬(Cr)은 담금질성을 높이고 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 이러한 효과를 얻기 위해서는 크롬의 첨가가 필요하나, 0.1중량%를 초과하는 경우에는 내용접균열 특성이 저하되므로, 0 초과 0.1중량% 이하의 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%

니켈(Ni)은 모재 및 HAZ의 인성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가하며, 구리에 의한 표면균열을 억제하기 위한 목적으로도 첨가한다. 또한, 결정립을 미세화하며, 또한 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시키는 역할을 한다. 특히 니켈은 저온충격 특성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 상기 니켈은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.25 ~ 0.35중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈의 첨가량이 0.25중량% 미만인 경우 상술한 첨가효과가 나타나지 않으며, 0.35중량%를 초과하면 강재의 가격이 상승하며, 적열취성을 유발하는 문제점이 있다.

티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015 중량%

티타늄(Ti)은 슬라브 재가열시 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. 상기 티타늄은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.015 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄의 첨가량이 0.005 중량% 미만이면 상기의 티타늄 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 티타늄의 함량이 0.015 중량%를 초과하면 TiN석출물이 조대해져 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 오히려 저하되는 문제점이 있다.

구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%

구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.05 중량% 이상이 첨가되어야 한다. 한편, 0.15중량%를 초과하는 경우에는 적열취성을 유발하고 제품 표면 품질을 크게 저해하므로, 상기 구리(Cu)의 함량은 0.05 ~ 0.15중량%로 하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%

니오븀(Nb)은 열간압연 중에 미세한 탄질화물로 석출하여 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 오스테나이트 결정립을 미세화시킴으로써 강도와 인성을 모두 향상시킨다. 상기 니오븀은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.02중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.01중량% 미만인 경우 상술한 첨가효과가 나타나지 않으며, 0.02중량%를 초과할 경우 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 제조되는 강판의 충격인성을 저하시킬 위험이 있으며, 강판의 용접성을 저해할 수 있다.

몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하

몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 향상시키는데, 특히 니오븀(Nb)과 함께 첨가할 경우 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립 미세화에 기여한다. 또한, 몰리브덴의 첨가는 담금질성을 높여 항복강도와 인장강도를 모두 향상시킬 수있다. 다만, 과도한 몰리브덴의 첨가는 현장용접시 용접 열영향부의 인성을 저하시키고 연성을 저하시키므로 0.08중량% 이하를 유지하여야 한다.

바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하

바나듐(V)은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 상기 바나듐은 0 초과 0.01중량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 해당 범위의 바나듐(V)은 탄소 및 질소와 결함하여 기지조직에 미세하게 분산함으로써 모재 및 용접 열영향부의 미세조직을 치밀하고 복잡하게 형성시켜 우수한 저온인성을 확보할 수 있다. 바나듐이 0.01중량% 이상 첨가하였을 때에는 바나듐 석출물의 조대화로 오히려 인성을 저하시키는 원인이 된다.

상술한 조성을 가지는 강재의 탄소당량(Ceq)은 0.29 내지 0.42의 범위를 만족한다. 탄소당량(Ceq)은 [C] + [Mn]/6 + ([Ni] + [Cu])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5으로 산출되는 값이다. 여기에서, [C], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo] 및 [V]는 탄소, 망간, 니켈, 구리, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐의 중량%에 해당한다.

강재의 제조 방법

본 발명의 일 실시예에 의한 강재의 제조 방법을 이하에서 상술한다.

본 발명의 일 실시예에 의한 강재의 제조 방법에 의하면, 탄소당량 저감후 템퍼링전 가속냉각을 하여 침상형 및 저온 미세조직에 따른 강도 보상을 확보할 수 있다. 즉, Q공정 없이 고강도화를 구현할 수 있다. 또한, 중온 템퍼링으로 잔류응력 완화 및 결정립 성장 억제로 인한 인성을 향상시킬 수 있다. 추가 템퍼링으로 전위 밀도 감소 및 베이나이트 및 시멘타이트 분해로 HIC 저항성을 증대시킬 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 강재의 제조 방법을 도해하는 순서도이다.

본 발명의 일 실시예에 따르는 강재의 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 제공하는 단계(S100); (b) 상기 주조재를 1150 내지 1200 ℃의 온도(SRT)에서 재가열하는 단계(S200); (c) 상기 재가열된 주조재를 1050 내지 1150℃의 압연종료온도로 압연하는 단계(S300); (d) 상기 압연된 주조재를 900 내지 950℃의 온도에서 노말라이징 처리하는 단계(S400); (e) 상기 노말라이징된 주조재를 400 내지 550℃의 냉각종료 온도까지 냉각하는 단계(S500); (f) 상기 냉각된 주조재를 550 내지 650℃의 온도에서 템퍼링 처리하는 단계(S600); 및 (g) 상기 템퍼링된 주조재를 300 내지 500℃의 온도에서 추가 템퍼링 처리하는 단계(S700);를 포함한다.

상기 (e) 상기 노말라이징된 주조재를 400 내지 550℃의 냉각종료 온도(FCT)까지 냉각하는 단계(S500)는 강도와 인성을 향상시키는 침상형 미세조직과 저온 미세조직을 형성하는 단계를 포함할 수 있다.

상기 (f) 상기 냉각된 주조재를 550 내지 650℃의 온도에서 템퍼링 처리하는 단계(S600)는 잔류응력을 완화하고 결정립 성장을 억제하는 단계를 포함할 수 있다. 즉, 중온 템퍼링(550 내지 650℃)은 강도 보상 및 인성을 향상시킬 수 있다.

상기 (g) 상기 템퍼링된 주조재를 300 내지 500℃의 온도에서 추가 템퍼링 처리하는 단계(S700)는 추가 전위밀도를 감소하고 베이나이트 및 시멘타이트를 분해하는 단계를 포함할 수 있다.

상술한 제조 방법으로 구현된 강재는 18℃에서의 충격인성값이 350J 이상이고, 0℃에서의 충격인성값이 340J 이상이고, -20℃에서의 충격인성값이 230J 이상이고, -40℃에서의 충격인성값이 180J 이상이고, -60℃에서의 충격인성값이 40J 이상일 수 있다. 상기 강재는 항복강도가 360MPa 이상이며, 인장강도가 510MPa 이상이며, 연신율이 34% 이상일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조 방법에 의하면, 탄소당량의 저감을 통해 인성을 저하시키는 원인인 펄라이트 밴드 생성 억제 및 크기를 감소시켜 인성 저항성을 증가시킬 수 있다. 탄소 및 합금 원소 저감에 따른 강도 보상은 제조법을 변경하여 가속냉각에 따른 미세조직 미세화 및 저온변태상 생성 강도를 확보하여 구현한다. 저온 미세조직 형성 HIC 특성 저하 문제는 추가 템퍼링을 통해 베이나이트/시멘타이트 분해하여 HIC 특성을 향상시킨다.

도 2는 본 발명의 실시에에 따른 강재의 제조 방법에 있어서 추가 템퍼링 온도에 따른 크랙 길이 비율(CLR; Crack Length Ratio)을 비교한 그래프이다.

도 2를 참조하면, 추가 템퍼링을 적용하지 않을 경우의 CLR 대비 300 내지 500℃의 추가 템퍼링을 적용한 경우 CLR이 50% 이하로 감소됨을 확인할 수 있다. 즉, 상술한 조건의 추가 템퍼링을 통해 HIC 특성을 향상시킬 수 있음을 이해할 수 있다.

실험예

이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.

표 1은 본 발명의 실험예에 따른 시편의 조성을 나타낸 표이다. 표 2는 본 발명의 실험예에 따른 공정조건을 나타낸 표이다.

	C	Si	Mn	P	S	H (ppm)	S-Al	Cr	Ni	Ti	Cu	Nb	Mo	V
비교예1	0.153	0.22	1.19	0.007	0.001	2.0	0.020	0.05	0.29	0.008	0.12	0.017	0.051	0.007
비교예2	0.153	0.25	1.10	0.007	0.001	2.1	0.025	0.02	0.28	0.007	0.12	0.018	0.056	0.008
비교예3	0.151	0.25	1.11	0.007	0.001	2.1	0.023	0.05	0.28	0.009	0.12	0.018	0.054	0.006
비교예4	0.150	0.25	1.11	0.008	0.001	2.2	0.021	0.04	0.26	0.009	0.12	0.017	0.054	0.006
실시예1	0.122	0.22	1.11	0.008	0.001	2.3	0.020	0.06	0.26	0.008	0.12	0.016	0.055	0.008
실시예2	0.123	0.25	1.11	0.007	0.001	2.2	0.025	0.06	0.29	0.007	0.12	0.019	0.052	0.007

	SRT(℃)	CR(℃)	FCT(℃)
비교예1	1100	-	-
비교예2	1100	-	-
비교예3	1141	-	-
비교예4	1144	-	-
실시예1	1100	24	495
실시예2	1143	25	501

표 1을 참조하면, 본 발명의 비교예1 내지 비교예4, 실시예1 내지 실시예2에 따른 시편의 조성은 탄소의 함유량을 제외하고는, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)의 조성범위를 만족한다.

다만, 본 발명의 실시예1 및 실시예2의 시편은 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%의 범위를 만족하지만, 비교예1 내지 비교예4의 시편은 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%의 범위를 만족하지 못한다.

표 2를 참조하면, 본 발명의 실시예1 및 실시예2의 시편은 1150 내지 1200 ℃의 온도(SRT)에서 재가열하고 압연한 후, 노말라이징된 시편을 400 내지 550℃의 냉각종료 온도(FCT)까지 10 내지 30℃/s의 냉각속도(CR)로 냉각하는 조건인 공정을 적용하였다. 이에 반하여, 본 발명의 비교예1 내지 비교예4는 노말라이징된 시편을 400 내지 550℃의 냉각종료 온도(FCT)까지 10 내지 30℃/s의 냉각속도(CR)로 냉각하는 조건의 공정을 적용하지 않았다.

표 3은 본 발명의 실험예에 따른 시편의 충격인성값을 나타낸 것이며, 표 4는 본 발명의 실험예에 따른 시편의 물성을 비교하여 나타낸 것이다.

	18℃	0℃	-20℃	-40℃	-60℃
비교예1	267	161	143	87	22
비교예2	272	154	141	83	18
실시예1	366	355	245	180	50
실시예2	359	349	237	194	45

	YP(Mpa)	TS(Mpa)	EL(%)
비교예1	404	546	32
비교예2	399	542	32
비교예3	405	551	29
비교예4	403	550	33
실시예1	369	515	36
실시예2	382	514	34

먼저, 표 3을 참조하면, 실시예1 및 실시예2에 따른 강재는 18℃에서의 충격인성값이 350J 이상이고, 0℃에서의 충격인성값이 340J 이상이고, -20℃에서의 충격인성값이 230J 이상이고, -40℃에서의 충격인성값이 180J 이상이고, -60℃에서의 충격인성값이 40J 이상임을 확인할 수 있다.

이에 반하여, 비교예1 내지 비교예4에 따른 강재는 18℃에서의 충격인성값이 350J 미만이고, 0℃에서의 충격인성값이 340J 미만이고, -20℃에서의 충격인성값이 230J 미만이고, -40℃에서의 충격인성값이 180J 미만이고, -60℃에서의 충격인성값이 40J 미만임을 확인할 수 있다.

즉, 비교예1 내지 비교예4의 강재보다 실시예1 내지 실시예2의 강재의 충격인성 특성이 현저하게 우수함을 이해할 수 있다.

표 4를 참조하면, 실시예1 내지 실시예2의 강재의 물성은 항복강도가 360MPa 이상이며, 인장강도가 510MPa 이상이며, 연신율이 34% 이상임을 확인할 수 있다. 즉, 실시예1 내지 실시예2의 강재는 비교예들보다 현저하게 우수한 충격인성 특성을 가지면서도 비교예들과 비슷한 수준의 항복강도, 인장강도 및 연신율 특성을 가짐을 알 수 있다.

도 3은 본 발명의 실험예의 시편에 대하여 -40℃에서 충격시험(CVN)을 진행한 후의 파면 형상을 비교한 사진이며, 도 4는 본 발명의 실험예의 시편들의 조직 형성 변화를 비교한 사진들이다.

도 3을 참조하면, 비교예(a)보다 실시예(b)에서 저온 충격인성 특성이 우수함을 확인할 수 있다.

도 4를 참조하면, (a) 비교예의 조직, (b) 실시예에서 재가열후 압연한 시편의 조직, (c) 실시예에서 추가 템퍼링까지 진행한 시편의 조직을 살펴보면, 추가 템퍼링을 통해 베이나이트/시멘타이트가 분해되어 HIC 특성을 향상시킬 수 있음을 이해할 수 있다.

본 발명은 개시된 실시예 뿐만 아니라, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 개시된 실시예로부터 도출할 수 있는 다양한 변형 및 균등한 타 실시예를 포함한다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.

Claims

탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
탄소당량(Ceq)은 0.29 내지 0.42의 범위를 만족하는 강재이며,
상기 강재는 항복강도가 360MPa 이상이며, 인장강도가 510MPa 이상이며, 연신율이 34% 이상이며,
상기 강재는 18℃에서의 충격인성값이 350J 이상이고, 0℃에서의 충격인성값이 340J 이상이고, -20℃에서의 충격인성값이 230J 이상이고, -40℃에서의 충격인성값이 180J 이상이고, -60℃에서의 충격인성값이 40J 이상인 것을 특징으로 하는, 강재.
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(a) 탄소(C) : 0.11 ~ 0.14중량%, 실리콘(Si) : 0.2 ~ 0.3중량%, 망간(Mn) : 1.0 ~ 1.2중량%, 인(P) : 0 초과 0.012중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.003중량% 이하, 수소(H): 0 초과 2.5ppm 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.015 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr) : 0 초과 0.1중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.25 ~ 0.35중량%, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.015중량%, 구리(Cu) : 0.05 ~ 0.15중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.02중량%, 몰리브덴(Mo) : 0 초과 0.08중량%이하, 바나듐(V) : 0 초과 0.01중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 제공하는 단계;
(b) 상기 주조재를 1150 내지 1200 ℃의 온도에서 재가열하는 단계;
(c) 상기 재가열된 주조재를 1050 내지 1150℃의 압연종료온도로 압연하는 단계;
(d) 상기 압연된 주조재를 900 내지 950℃의 온도에서 노말라이징 처리하는 단계;
(e) 상기 노말라이징된 주조재를 10~30℃/s의 냉각 속도로 400 내지 550℃의 냉각종료 온도까지 냉각하는 단계;
(f) 상기 냉각된 주조재를 550 내지 650℃의 온도에서 템퍼링 처리하는 단계; 및
(g) 상기 템퍼링된 주조재를 300 내지 500℃의 온도에서 추가 템퍼링 처리하는 단계; 를 포함하는, 강재의 제조 방법이며,
상기 (g) 단계는 추가 전위밀도를 감소하고 베이나이트 및 시멘타이트를 분해하는 단계를 포함하는,
강재의 제조방법.
제 4 항에 있어서,
상기 (e) 단계는 침상형 미세조직을 형성하는 단계를 포함하는,
강재의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 (f) 단계는 잔류응력을 완화하고 결정립 성장을 억제하는 단계를 포함하는,
강재의 제조 방법.
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