KR102349426B1

KR102349426B1 - 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102349426B1
Application number: KR1020200059176A
Authority: KR
Inventors: 이희웅; 박경갑
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2020-05-18
Filing date: 2020-05-18
Publication date: 2022-01-11
Also published as: KR20210142405A; KR102349426B9

Abstract

본 발명은, 노말라이징 처리 후 냉각 단계를 가친 후 템퍼링 처리를 수행하여 인성을 증가시켜 저온 파괴인성이 우수한 강재를 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.13% ~ 0.17%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00% ~ 1.30%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 니켈(Ni): 0.15%~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 구리(Cu): 0.10% ~ 0.20%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.08%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.010%, 및 잔부는 철 (Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 인장 강도(TS): 500 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 300 MPa ~ 350 MPa, 연신율(EL): 30% ~ 40%, 및 샤르피 충격 흡수에너지: 0℃ ~ -60℃ 온도에서 300 J ~ 400 J 을 만족하고, 침상형 조직을 가진다.

Description

저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법{Steel having excellent low-temperature fracture toughness and method of manufacturing the same}

본 발명의 기술적 사상은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 파괴인성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

선박, 해양 구조물 등의 구조용 강재나, 이산화탄소, 암모니아, LNG 등의 다종 액화가스를 혼재하는 다목적 탱크용 후강판은 그 사용환경이 매우 가혹하다. 따라서 이러한 해양 구조용 강재나 탱크용 강재는 강도뿐만 아니라 저온에서의 인성이 매우 중요시된다. 해양구조용 강재는 온난지역에서의 자원 고갈로 인해 해상석유가스 자원이 풍부한 북극과 같은 한랭지역으로 그 사용환경이 점차 이동하고 있어 기존의 저온인성용 강재만으로는 상기와 같이 가혹해지는 극저온 환경을 견디기가 어려워지고 있다. 강재의 강도를 향상시키기 위하여 탄소 및 합금 원소의 함량을 증가하면, 저온에서의 파괴인성이 저하되는 문제점이 있다.

한국공개특허번호 제2016-0079166호

본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 저온 파괴인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 일 관점에 의하면, 저온 파괴인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.13% ~ 0.17%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00% ~ 1.30%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 니켈(Ni): 0.15%~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 구리(Cu): 0.10% ~ 0.20%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.08%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.010%, 및 잔부는 철 (Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 인장 강도(TS): 500 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 300 MPa ~ 350 MPa, 연신율(EL): 30% ~ 40%, 및 샤르피 충격 흡수에너지: 0℃ ~ -60℃ 온도에서 300 J ~ 400 J을 만족할 수 있고, 침상형 조직을 가질 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 0.31 내지 0.48 의 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가질 수 있다. (여기에서, Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 임)

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재의 제조 방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.13% ~ 0.17%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00% ~ 1.30%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 니켈(Ni): 0.15%~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 구리(Cu): 0.10% ~ 0.20%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.08%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.010%, 및 잔부는 철 (Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,150℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 1,000℃ ~ 1,100℃의 온도에서 종료되도록 압연하는 단계; 상기 압연된 강재를 890℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계; 상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 580℃ ~ 640℃의 온도에서 템퍼링하는 단계;를 포함할 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재를 냉각하는 단계는 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로 300℃ ~ 450℃의 냉각종료온도까지 수행할 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼링하는 단계를 수행한 후, 상기 강재는, 인장 강도(TS): 500 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 300 MPa ~ 350 MPa, 연신율(EL): 30% ~ 40% 및 샤르피 충격 흡수에너지: 0℃ ~ -60℃ 온도에서 300 J ~ 400 J을 만족하고, 침상형 조직을 가질 수 있다.

본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 적절한 합금 성분의 조성과, 압연 및 냉각 패턴으로 재가열, 압연, 노말라이징, 냉각, 및 템퍼링을 수행함으로써 저온 파괴인성이 우수한 강재를 제조할 수 있다.

상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 온도에 따른 샤르피 충격 흡수에너지를 나타내는 그래프이다.
도 3는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 샤르피 충격시험을 실시한 후의 파면 형상을 나타내는 현미경 사진이다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 미세조직을 나타낸 현미경 사진이다.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.

본 발명은 강재의 합금 조성 및 열처리 조건의 제어를 통해 저온 충격인성을 향상시킨 강재 및 그 제조방법을 제시한다.

종래의 50kg급 저온인성 보증 압력용기용 강재는 일반적으로 노말라이징 후 템퍼링한 열처리 강재(A516-70-N/A537-C1)가 사용되어왔다. 압력용기 환경 가혹화 및 대형화에 따른 고강도 및 저온인성 향상의 요구에 맞춰 고강도 목적의 탄소 및 합금 원소 첨가할 경우, 강도 향상은 구현할 수 있으나 충격인성 저하가 초래되는 문제가 있었다. 특히 -40℃ 이하에서의 충격인성이 매우 취약하였다.

본 발명자들은 50Kg급 저온인성 보증 압력용기용 강재의 물성의 변화는 미세조직의 변화와 밀접한 관계를 갖는다는 것을 인지하고, 저온충격인성 증대를 위하여 탄소당량(CEQ)를 저감시키되, 제조방법의 변경을 통해 미세조직을 제어하여 DBTT온도 감소 및 충격인성 증가(150~200J@-60℃)의 효과를 얻을 수 있었다.

구체적으로 탄소당량 저감을 통해 인성을 저하시키는 원인인 펄라이트 밴드 생성 억제 및 크기를 감소시켜 인성을 향상시키면서 탄소 및 합금 원소 저감에 따른 강도 감소 부분은 냉각조건 및 템퍼링 조건의 최적화를 통해 미세조직 미세화 및 저온변태상 생성을 통해 보상하였다.

이하, 본 발명의 일 측면인 저온 충격인성이 우수한 강재에 대하여 설명한다.

저온 충격인성이 우수한 강재

본 발명의 일 측면인 저온 충격인성이 우수한 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.13% ~ 0.17%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00% ~ 1.30%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 니켈(Ni): 0.15%~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 구리(Cu): 0.10% ~ 0.20%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.08%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.010%를 포함한다. 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다.

탄소 당량(Ceq)은 하기의 식으로 산출될 수 있다.

Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5

본 발명에 따른 고강도 강재의 탄소 당량은, 예를 들어 0.31 내지 0.48 의 범위일 수 있고, 예를 들어 0.31 내지 0.43 의 범위 일 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 저온 충격인성이 우수한 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

탄소(C)

탄소(C)는 강재에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소로서, 강재의 담금질성을 높이고, 담금질 후 강도를 결정하는 주요 원소이다. 탄소(C)의 함유량과 제조방법에 따라 소재 조직 내부에서 고용탄소가 되기도 하고, 탄소(C)와 결합하려는 성질이 아주 높은 원소들과 결합하여 탄화물을 형성하게 된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 전체 강재 중량의 0.10 중량% 이상, 바람직하게 0.13 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 탄소(C)의 함유량이 과잉되면 용접성, 저온충격인성, 연신율 및 내식성 등이 저하되므로 그 함량을 0.17 중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

실리콘( Si )

실리콘(Si)은 제강과정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한 실리콘은 고용강화 효과에도 유효한 원소이다. 실리콘의 함량이 0.15 중량% 미만이면 상기의 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 실리콘의 함량이 0.40 중량%를 초과하면, 강 표면에 산화물을 형성하여 강의 용접성, 도금 특성, 인성, 및 용접 열영향부 인성 등을 저하될 수 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘하기 위해서 망간(Mn)은 전체 강재 중량의 1.00 중량% ~ 1.30 중량%로 첨가된다. 망간(Mn)의 함량이 1.00 중량% 미만일 경우, 강도 확보에 어려움이 있을 수 있고, 반대로 망간(Mn)의 함량이 1.30 중량%를 초과하는 경우, 강도는 증가하나 편석이 발생하여 조직 불균일을 발생시킬 수 있고, 저온충격인성을 저하시킬 수 있다.

인(P)

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 용접부 인성 및 저온 충격인성을 저하시키고, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 줄 수 있다. 따라서, 인(P)은 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.012 중량%로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하고, 저융점 원소로서 입계 편석 가능성이 높아 인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.003 중량%로 제한하였다. 황의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 모재 및 용접부 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.

가용성 알루미늄(S_Al)

가용성 알루미늄(S_Al)은 탈산재로 사용되는 동시에 실리콘(Si)과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 오스테나이트를 안정화하는 역할을 하며 강도를 향상시키는 역할을 한다. 가용성 알루미늄(S_Al)은 0.015 중량% ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.015 중량% 미만일 경우에는 오스테나이트 안정화 효과를 기대하기 어려운 등 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 제강시 노즐 막힘 문제가 발생할 수 있고, 주조시 Al 산화물 등에 의하여 열간 취성이 발생하여 크랙 발생과 연성이 저하되는 문제가 있다.

크롬( Cr )

크롬(Cr)은 담금질성을 높이고 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 또한, 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 하지만 함량이 증가할수록 크롬(Cr)과 산소가 결합하여 생성된 Cr-O₂에 의해 국부 부식이 일어나며, 인성이 저하된다. 따라서, 크롬(Cr)의 함량을 강재 전제 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.25 중량%로 제어한다. 크롬(Cr)의 함량이 0.25 중량%를 초과할 경우에는 내용접균열특성이 저하될 수 있다.

니켈( Ni )

본 발명에서 니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는 데 효과적인 원소이다. 상기 니켈(Ni)은 강재 전체 중량의 0.15 중량% ~ 0.25 중량%의 함량으로 첨가된다. 니켈(Ni)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.25 중량%를 초과하면 용접성을 저해하며 적열취성을 유발하는 문제가 있다.

티타늄( Ti )

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 재가열 단계에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방해하여 강재의 인성을 향상시킬 수 있다. 티타늄(Ti)은 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량%의 함량으로 첨가된다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 오히려 저하되고 강재의 인성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강재의 경화능 및 저온 및 충격인성을 향상시키는 역할을 한다. 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.10 중량% ~ 0.20 중량%의 함량으로 첨가된다. 구리(Cu)의 함량이 0.10 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.20 중량%를 초과할 경우에는 적열취성 및 표면결함을 유발할 수 있다.

니오븀( Nb )

니오븀(Nb)은 고온에서 강에 포함되는 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성하고, 이러한 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 인성을 모두 향상시킨다. 니오븀(Nb)은 강재 전체 중량의 0.01 중량% ~ 0.02 중량%의 함량으로 첨가된다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 니오븀(Nb) 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우에는 강재의 인성을 저하시킬 수 있다.

몰리브덴( Mo )

몰리브덴(Mo)은 강의 담금질성을 높이고, 항복강도 및 인장강도를 모두 향상시키는 역할을 한다. 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.08 중량%의 함량으로 첨가된다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.08 중량%를 초과할 경우에는 강재의 인성, 연성 및 가공성을 저하시킬 수 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 탄소(C) 또는 질소(N)와 결합하여 V(C, N) 석출물을 형성하여 강도 향상에 기여하고, 경화능을 향상시키는 원소이다. 상기 바나듐(V)은 강재 전체 중량에 대하여 0 중량% 초과 ~ 0.010 중량% 포함된다. 바나듐(V)이 0.010 중량%를 초과하는 경우 석출물의 조대화로 오히려 인성을 저하시키는 원인이 된다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.

전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 강재의 제조 방법을 통해 본 발명은 인장강도(TS): 500 MPa ~ 550 MPa 및 항복강도(YS): 300 MPa ~ 350 MPa, 연신율(EL): 30% ~ 40%을 나타내면서, 0℃ ~ -60℃ 온도에서 샤르피 충격 흡수에너지가 300 J ~ 400 J 이며, 연성-취성 천이온도(DBTT)가 감소된 강재를 얻을 수 있다.

상기 합금 조성의 강재는 강도 및 인성이 우수하고, 저온 충격 특성이 우수하여 중고온용 압력 용기용 강재 용도 등으로 사용하기 적합할 수 있다.

본 발명의 다른 측면은 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법이 제공된다. 이에 따르면 전술한 합금 조성으로 이루어지는 강재를 1,150℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계; 가열된 상기 강제를 1,000℃ ~ 1,100℃의 온도에서 종료되도록 압연하는 단계; 및 상기 압연된 강재를 890℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계; 상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 580℃ ~ 640℃의 온도에서 템퍼링하는 단계;를 포함한다.

상기 강재를 냉각하는 단계는 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로 300℃ ~ 450℃ 온도에 도달할 때까지 수행될 수 있다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법에 관하여 설명한다.

강재의 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.

본 발명에 따른 강재 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.

상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.13% ~ 0.17%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00% ~ 1.30%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 니켈(Ni): 0.15%~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 구리(Cu): 0.10% ~ 0.20%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.08%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.010%, 및 잔부는 철 (Fe) 및 불가피한 불순물을 포함한다.

도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 강재의 제조방법은 재가열단계(S110), 압연 단계(S120), 노말라이징 단계(S130), 냉각 단계(S140) 및 템퍼링 단계(S150)를 포함한다.

재가열 단계(S110)

재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 1,150℃ ~ 1,200℃의 SRT(Slab Reheating Temperature)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다.

재가열 온도가 1,150℃ 미만일 경우에는 가열온도가 충분하지 않아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물이 고용 온도에 이르지 못해 열간압연시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 또한, 반대로, 재가열 온도가 1,200℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 제조되는 강의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

강재 가열 후, 강재를 압연하는 과정을 거치게 되는데, 강재가 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다. 본 발명의 압연 단계는 두 가지 온도 영역에서 실시한다. 또한, 각각의 온도 영역에서의 재결정 거동은 서로 상이하므로 그 조건도 다르게 설정한다.

압연 단계(S120)

상기 가열된 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 압연을 실시한다. 상기 압연은 일회로 이루어지거나 복수회로 이루어질 수 있다. 하기에는 상기 압연을 1차 및 2차로 2회 수행하는 경우를 예시적으로 설명하기로 한다.

1차 압연은 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상에서 이루어지는 것이 바람직하다. 압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조 조직을 파괴하며 오스테나이트 재결정을 통하여 결정립을 작게 하는 효과가 있다. 이러한 결정립 미세화는 강재의 강도 및 인성 향상에 중요한 영향을 미치게 된다. 이어서, 1차 압연된 상기 강재의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위해 2차 압연을 실시한다. 2차 압연 단계는 결정립을 더욱 변형시키고 이러한 결정립 내부의 변형에 의해 전위를 발달시켜 냉각시에 침상 페라이트로의 변태를 용이하게 하기 위함이다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 2차 압연단계에서 패스당 압하율을 20% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 2차 압연단계는 오스테나이트 미재결정영역에서 진행될 수 있다. 이 경우, 오스테나이트 결정립을 더욱 미세화할 수 있으며, 오스테나이트 재결정역에서 마무리 압연을 수행하는 경우에 비하여 더욱 우수한 충격인성을 구현할 수 있다.

상기 압연은 1,000℃ ~ 1,100℃의 온도에서 종료될 수 있다. 상기 압연 온도가 1,100℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태 후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 상기 압연 온도가 1,000℃ 미만으로 실시될 경우에는 압연 부하를 유발하여 생산성을 저하시키고 열처리 효과를 저감시킬 수 있다.

노말라이징 단계(S130)

압연된 강재를 890℃ ~ 950℃의 온도에서 30분 ~ 2시간 범위로 노말라이징한다. 상기 노말라이징은 재료의 성질을 변화시키지 않고 압연에 가공 변화된 결정립의 회복, 조직의 균일화, 내부 응력을 제거하여 가공성을 향상시킬 수 있다. 노말라이징 온도가 890℃ 미만인 경우, 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노말라이징 온도가 950℃를 초과하는 경우, 과도한 열이 소요되어 생산성 측면에서 좋지 못하다.

냉각 단계(S140)

상기 노말라이징된 강재를 냉각한다. 상기 강재의 두께를 t라고 할 때, t/4인 지점을 기준으로 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로 300℃ ~ 450℃까지 냉각한다. 이러한 냉각으로 인하여 강도와 인성을 향상시키는 침상형 미세구조와 저온 미세조직을 형성시킬 수 있다. 상기 저온 미세조직은 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트, 및 베이나이트 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다.

이와 같이, 냉각조건은 미세조직에 영향을 미치는 요소로서, 5℃/sec 미만의 냉각속도로 냉각할 경우 오스테나이트/마르텐사이트의 양이 지나치게 증가하여 강도 및 인성을 저해할 수 있고, 냉각속도가 15℃/sec를 초과할 경우 과다한 냉각으로 인해 강재의 뒤틀림 현상이 발생하여 형상제어가 불량하게 될 수 있다. 또한, 냉각온도는 오스테나이트/마르텐사이트 조직이 생성되지 않도록 450℃ 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 다만 냉각 온도가 너무 낮으면 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다한 냉각으로 인해 강재의 뒤틀림 현상이 발생할 수 있고, 또한 과도한 강도 상승으로 인해 충격인성이 저하되는 문제가 있을 수 있으므로, 하한은 300℃로 한정하는 것이 바람직하다.

템퍼링 단계(S150)

상기 냉각된 강재를 다시 가열하여 580℃ ~ 640℃의 온도에서 1시간 ~ 6시간 범위로 템퍼링한다. 이에 따라, 최종 조직으로서 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트를 가질 수 있다.. 상기 템퍼링은 강재의 잔류응력을 완화하고, 결정립 성장을 억제하고, 강도를 보상하고, 점성을 높이며, 인성을 부여하고, 연신율을 확보할 수 있다. 템퍼링 시간이 1 시간 미만일 경우, 충분한 템퍼링 효과를 얻을 수 없으며 반대로, 템퍼링 시간이 6시간을 초과하는 경우, 생산성이 문제될 수 있다.

상기 단계(S110 ~ S150)로 제조되는 강재는 열처리 조건의 적절한 제어로 인하여, 인장 강도(TS): 500 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 300 MPa ~ 350 MPa, 연신율(EL): 30% ~ 40% 및 샤르피 충격 흡수에너지: 0℃ ~ -60℃ 온도에서 300 J ~ 400 J 을 만족하는 강종으로 개선될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 실시예일뿐 본 발명의 범위가 이러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

실시예

아래의 표 1 및 표 2에 제시된 조성을 갖는 비교예 및 실시예의 강재들을 제조하였다. 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다.

(단위 : 중량%)

구분	C	Si	Mn	P	S	S_Al	Cr	Ni
비교예1	0.183	0.312	1.183	0.012	0.002	0.032	0.190	0.180
비교예2	0.174	0.345	1.173	0.013	0.001	0.038	0.210	0.190
비교예3	0.195	0.333	1.201	0.008	0.002	0.038	0.180	0.180
비교예4	0.174	0.345	1.173	0.013	0.001	0.038	0.210	0.190
실시예	0.153	0.339	1.186	0.012	0.002	0.031	0.180	0.180

(단위 : 중량%)

구분	Ti	Cu	Nb	Mo	V	H (ppm)	Ceq
비교예1	0.002	0.139	0.013	0.001	0.002	2.6	0.4400
비교예2	0.002	0.134	0.015	0.001	0.002	1.9	0.4337
비교예3	0.002	0.136	0.015	0.001	0.002	2.1	0.4528
비교예4	0.002	0.134	0.015	0.001	0.002	1.9	0.4337
실시예	0.002	0.131	0.016	0.001	0.001	1.8	0.4078

표 1 및 표 2를 참조하면, 비교예에 비하여 실시예는 탄소 함량이 작고, 탄소 당량(Ceq)이 낮음을 알 수 있다.

표 3은 비교예와 실시예의 강재를 형성하는 공정 조건 값들을 나타낸다.

구분	재가열온도 (℃)	노말라이징온도 (℃)	냉각속도 (℃/초)	냉각종료온도 (℃)	템퍼링온도 (℃)
비교예1	1,140	905 (1 hr)	-	-	625 (4hr)
비교예2	1,135	905 (1 hr)	-	-	625 (4hr)
비교예3	1,136	905 (1 hr)	-	-	625 (4hr)
비교예4	1,158	905 (1 hr)	-	-	625 (4hr)
실시예	1,156	905 (1 hr)	8	378	625 (4hr)

표 3을 참조하면, 실시예는 노말라이징과 템퍼링 사이에 템퍼링 온도(625℃)를 기준으로 약 250℃ 더 낮은 온도인 약 378℃ 까지 강재를 가속 냉각하는 냉각 단계를 수행하지만, 비교예는 노말라이징 후 바로 템퍼링을 수행하므로, 상기 노말라이징과 상기 템버링 사이에 상기 템버링 온도 이하로 냉각시키는 상기 냉각 단계를 수행하지 않는 차이가 있다.

상기 제조된 강재에 대하여, 기계적 강도로서 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL)을 각각 측정하여 그 결과를 표 4에 나타내었다.

구분	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율(%)
비교예1	315	510	36
비교예2	323	518	36
비교예3	337	516	36
비교예4	340	523	36
실시예	335	510	37

표 4를 참조하면, 인장강도, 항복강도 및 연신율과 같은 기계적 특성은 비교예 1~4는 실시예와 거의 유사한 수준을 나타내었다.

상기 제조된 강재에 대하여, 20℃, 0℃, -20℃, -40℃, -60℃, -80℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지(CVN)를 각각 측정하여 결과의 평균값을 표 5에 나타내었다. 표 5의 단위는 줄(J) 이다.

구분	20℃	0℃	-20℃	-40℃	-60℃	-80℃
비교예1	240	193	154	115	68	25
비교예2	242	225	170	102	60	16
실시예	374	388	385	394	363	208

표 5를 참조하면, 실시예는 -60℃ 까지 350J 이상을 나타내지만, 비교예 1~2는 실시예에 비하여 매우 낮은 흡수에너지 값을 나타내었다. 또한, 20℃에서도 실시예의 흡수에너지 값이 비교예 1~2에 비하여 상당히 높은 수준을 나타내었다. 따라서, 실시예가 상온 및 저온에서 인성이 상대적으로 높음을 알 수 있다.

도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 온도에 따른 샤르피 충격 흡수에너지를 나타내는 그래프이다.

도 2를 참조하면, 표 5의 결과를 나타낸 것으로서 비교예들에 비하여 실시예의 경우 연성-취성 천이온도가 약 -60℃ 수준의 저온으로 저하됨을 알 수 있다. 따라서, 저온에서 인성이 향상됨을 알 수 있다.

도 3는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 샤르피 충격시험을 실시한 후의 파면 형상을 나타내는 현미경 사진이다.

도 3을 참조하면, 실시예와 비교예1을 -60℃에서 시험한 결과이다. 실시예의 강의 경우 비교예의 강에 비해 파면이 매끄럽지 않은 것을 알 수 있는데, 이로 인해 충격시험에서 더 많은 에너지를 흡수할 수 있으며 비교예에 비해 우수한 저온충격인성을 나타낼 수 있다.

도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 미세조직을 나타낸 현미경 사진이다.

도 4를 참조하면, 실시예의 경우 템퍼링 전 가속 냉각에 의하여 강도와 인성을 향상시키는 미세한 침상형 구조가 발달되고, 저온 미세조직이 형성됨을 알 수 있다. 또한, 펄라이트 밴드의 형성이 억제됨을 알 수 있다. 반면, 비교예1은 미세조직에서 조대한 판상형 구조가 발달되어 있다. 이를 통해 실시예의 경우에는 노말라이징 후 가속 냉각에 의해 강도와 인성을 증가시키는 미세한 침상형 저온 미세조직이 형성되고, 중온 템퍼링에 의하여 잔류응력이 완화되고 결정립 성장이 억제되어 인성이 향상됨을 알 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.13% ~ 0.17%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00% ~ 1.30%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 니켈(Ni): 0.15%~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 구리(Cu): 0.10% ~ 0.20%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.08%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.010%, 및 잔부는 철 (Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
인장 강도(TS): 500 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 300 MPa ~ 350 MPa, 연신율(EL): 30% ~ 40%, 및 샤르피 충격 흡수에너지: 0℃ ~ -60℃ 온도에서 300 J ~ 400 J 을 만족하고,
침상형 페라이트와 침상형 저온 미세조직을 가지고, 상기 침상형 저온 미세조직은 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트, 및 베이나이트 중 적어도 어느 하나를 포함하는,
강재.
제 1 항에 있어서,
0.31 내지 0.48 의 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가지는,
강재.
(여기에서, Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 임)
중량%로, 탄소(C): 0.13% ~ 0.17%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.40%, 망간(Mn): 1.00% ~ 1.30%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.25%, 니켈(Ni): 0.15%~ 0.25%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 구리(Cu): 0.10% ~ 0.20%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.08%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.010%, 및 잔부는 철 (Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,150℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 1,000℃ ~ 1,100℃의 온도에서 종료되도록 압연하는 단계;
상기 압연된 강재를 890℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계;
상기 노말라이징된 강재를 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로 300℃ ~ 450℃의 냉각종료온도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강재를 580℃ ~ 640℃의 온도에서 템퍼링하는 단계;를 포함하고,
상기 템퍼링하는 단계를 수행한 후,
상기 강재는, 인장 강도(TS): 500 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 300 MPa ~ 350 MPa, 연신율(EL): 30% ~ 40% 및 샤르피 충격 흡수에너지: 0℃ ~ -60℃ 온도에서 300 J ~ 400 J을 만족하고, 침상형 페라이트와 침상형 저온 미세조직을 가지고, 상기 침상형 저온 미세조직은 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트, 및 베이나이트 중 적어도 어느 하나를 포함하는,
강재의 제조방법.
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