KR102480707B1 - 고인성 니켈 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은, 높은 강도와 우수한 극저온 인성을 가지는 고인성 니켈 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고인성 니켈 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 0.40%, 망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%, 니켈(Ni): 3.0% ~ 9.7%, 몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.10%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.005%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.008% 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고, 표면으로부터 두께의 1/4 깊이 위치에서 가속전압 30 kV로 투과 검출함에 있어서, 원상당 직경의 평균 입도가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트는 1.5% ~ 12% 분율을 가진다.

Description

고인성 니켈 강재 및 그 제조방법{High-toughness nickel steel and method of manufacturing the same}
본 발명의 기술적 사상은 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고인성 니켈 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
2020년 IMO에서 규제하는 선박연료의 SOx 배출량 제한(3.5% => 0.5%)을 준수하기 위해서는, 현재 벙커C유를 주로 사용하는 선박들이 신조를 통해 선박연료를 황산화물 배출이 적은 LNG로 변경해야 할 것으로 예상된다. 이러한 LNG 연료 추진선의 핵심 기술은 LNG를 저장하는 저장고(tank)의 설계에 있다. LNG는 메탄을 주성분으로 하는데, 메탄의 액화점은 -162℃이고 선박의 설계 온도는 -165℃이며, 이러한 선박의 충격 시험 온도는 -196℃로 매우 극한의 저온이다. 이러한 극저온 환경에서 사용되는 LNG 저장고의 소재는 극저온 인성이 매우 중요한 요소이다.
한국특허등록번호 제10-1917451호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 높은 강도와 우수한 극저온 인성을 가지는 고인성 니켈 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 높은 강도와 우수한 극저온 인성을 가지는 고인성 니켈 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고인성 니켈 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 0.40%, 망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%, 니켈(Ni): 3.0% ~ 9.7%, 몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.10%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.005%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.008% 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고, 표면으로부터 두께의 1/4 깊이 위치에서 가속전압 30 kV로 투과 검출함에 있어서, 원상당 직경의 평균 입도가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트는 1.5% ~ 12% 분율을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 잔류 오스테나이트 조직의 장축 길이가 0.3 μm 이하의 비율이 55% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 잔류 오스테나이트는 100 μm2 면적을 기준으로 평균 50개 ~ 300개의 입자를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 잔류 오스테나이트는 0.015 μm2 이하의 분산도를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 잔류 오스테나이트는 4% ~ 20% 범위의 평균 입계 피복률을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 잔류 오스테나이트는 0.40 ~ 0.55 범위의 평균 애스펙트 비를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고인성 니켈 강재는, 인장강도(TS): 660 MPa ~ 870 MPa, 및 -190℃ 이하에서의 SA 충격 흡수에너지: 40 J ~ 85 J 을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 중량%로, 알루미늄(Al): 0.015% ~ 0.055%, 니오븀(Nb): 0% 초과 ~ 0.01%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.01%, 주석(Sn): 0% 초과 ~ 0.02%, 및 보론(B): 0% 초과 ~ 0.0005% 중 적어도 어느 하나를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고인성 니켈 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 0.4%, 망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%, 니켈(Ni): 3.0% ~ 9.7%, 몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.005%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.008% 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,000℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계; 상기 재가열한 강재를 700℃ ~ 900℃의 마무리압연 종료온도로 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 Ac3 온도 이상으로 가열한 후에 담금질하는 단계; 및 상기 담금질한 강재를 Ac1 온도 이하에서 템퍼링하는 단계;를 포함하고, 미세조직은 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고, 표면으로부터 두께의 1/4 깊이 위치에서 가속전압 30 kV로 투과 검출함에 있어서, 원상당 직경의 평균 입도가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트는 1.5% ~ 12% 분율을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 담금질하는 단계는, 719℃ ~ 920℃ 온도에서 수행되고, 상기 템퍼링하는 단계는, 500℃ ~ 650℃ 온도에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼링하는 단계는, 600℃ ~ 650℃ 온도에서 수행되고, 상기 템퍼링된 강재는 인장강도(TS): 780 MPa ~ 870 MPa 를 만족하고, 상기 잔류 오스테나이트는 6% ~ 12% 분율을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열간압연을 수행한 후에, 상기 강재를 0℃ ~ 40℃ 온도로 공냉으로 냉각할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 담금질하는 단계는, 상기 강재를 40분 내지 210 분의 범위 동안 담금질 가열 유지시간 동안 유지시키고, 상기 강재를 5 ℃/초 내지 80 ℃/초의 범위의 담금질 냉각 속도로 냉각할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼링하는 단계는, 상기 강재를 40분 내지 240 분의 범위 동안 템퍼링 온도 유지시간 동안 유지시키고, 상기 강재를 0℃ ~ 40℃ 온도로 공냉으로 냉각할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼링된 강재의 잔류 오스테나이트 조직은, 상기 4% ~ 20% 범위의 평균 입계 피복률을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼링된 강재의 잔류 오스테나이트 조직은, 0.7 이상의 애스펙트 비를 가지는 상기 잔류 오스테나이트의 비율이 8% 이하일 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 상기 고인성 니켈 강재는 9 중량% 수준의 니켈을 함유하고, 담금질과 템퍼링을 수행함으로써, 잔류 오스테나이트를 미세화하고, 결정립계와 입내에 균일하게 분포시켜, 높은 강도와 높은 극저온 인성을 달성할 수 있다. 또한, 결정립계에 미세한 잔류 오스테나이트가 용접시 발생하는 균열을 흡수하여 용접성을 높일 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 열처리 온도 변화에 따른 미세 조직 변화를 나타내는 개략도이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 잔류 오스테나이트 투과 검출 방식을 설명하는 개략도이다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 미세조직 내의 잔류 오스테나이트 분포를 설명하는 개략도이다.
도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 미세조직 내에 분포된 잔류 오스테나이트 분포를 나타내는 사진들이다.
도 6은 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 인장 강도를 나타내는 그래프이다.
도 7은 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 -196℃에서의 SA 충격 흡수에너지를 나타내는 그래프이다.
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 니켈(Ni)을 고농도로 포함하여 높은 강도와 우수한 극저온 인성을 가지는 고인성 니켈 강재 및 그 제조방법을 제시한다.
LNG 연료추진선, LNG수송선, LNG 탱크 등의 수요는 지속적으로 증가될 것으로 예상된다. LNG를 저장하기 위해서는 메탄의 액화점인 -162℃ 이하인 -165℃ 의 극저온에서도 고인성을 유지하는 극저온강재가 필요하며 STS304, Al5083외에도 9% 니켈 강재가 주로 사용되고 있다. 하지만, 극저온 인성이 취약해지는 BCC 구조의 마르텐사이트 인성을 보완하기 위하여 니켈 강재에 담금질 및 템퍼링(QT)을 통해 FCC 구조의 잔류 오스테나이트(Retained Austenite)를 확보하여 극저온 인성을 확보하는 것이 매우 중요하다. 특히, 잔류 오스테나이트의 분율, 분포, 크기에 따라 강 전체의 물성이 크게 변하는 것으로 알려져 있는데 기존의 분석방법인 전자회절후방 굴절법(Electron Backscattered Diffraction, EBSD)으로는 니켈 강재 내에 존재하는 잔류 오스테나이트의 크기가 약 300nm 이하로 매우 미세하여 분석이 어려운 한계가 있다. 따라서, 9% 니켈 강재의 템퍼링 온도에 따라 변화하는 잔류 오스테나이트의 분율 및 분포, 크기를 정밀하게 제어하고, 측정할 필요가 있으며, 이에 따라 최적의 극저온 인성을 확보하는 9% 니켈을 포함하는 고인성 강재를 제조할 필요가 있다.
이하, 본 발명의 일 측면인 고인성 니켈 강재에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 측면인 고인성 니켈 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 0.40%, 망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%, 니켈(Ni): 3.0% ~ 9.7%, 몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.10%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.005%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.008% 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
상기 고인성 니켈 강재는, 상기 불가피한 불순물로서, 중량%로, 알루미늄(Al): 0.015% ~ 0.055%, 니오븀(Nb): 0% 초과 ~ 0.01%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.01%, 주석(Sn): 0% 초과 ~ 0.02%, 및 보론(B): 0% 초과 ~ 0.0005% 중 적어도 어느 하나를 더 포함할 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 고인성 니켈 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.03% ~ 0.10%
탄소는 강판에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소로서, 강판의 담금질성을 높이고, 담금질(quenching) 후 강도를 결정하는 주요 원소이다. 탄소의 함유량과 제조방법에 따라 소재 조직 내부에서 고용탄소가 되기도 하고, 탄소와 결합하려는 성질이 아주 높은 원소들과 결합하여 탄화물을 형성하게 된다. 탄소의 함량이 0.03% 미만인 경우에는, 담금질 후 고인성 효과를 얻기 어렵다. 탄소의 함량이 0.10%를 초과하는 경우에는, 용접성, 연신율 및 내식성 등이 저하될 수 있다. 따라서, 탄소는 강재 전체 중량의 0.03% ~ 0.10%로 첨가되는 것이 바람직하다. 또한, 더 바람직하게는 탄소는 강재 전체 중량의 0.05% ~ 0.08%로 첨가될 수 있다.
실리콘(Si): 0.05% ~ 0.40%
실리콘은 고용 강화 원소로서, 강판의 강화에 기여하고 연성의 개선에 유요한 원소이다. 또한, 수소취성에 의한 균열의 기점이 되는 시멘타이트의 생성을 억제하는 작용을 한다. 실리콘의 함량이 0.05% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 실리콘의 함량이 0.40%를 초과하는 경우에는, 강재 표면에 산화물을 형성하여 강의 용접성 등을 저하시킬 수 있으며, 인(P)의 극저 함량 관리가 어려울 수 있다. 따라서, 실리콘은 강재 전체 중량의 0.05% ~ 0.40%로 첨가되는 것이 바람직하다. 또한, 더 바람직하게는 실리콘은 강재 전체 중량의 0.2% ~ 0.3%로 첨가될 수 있다.
망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%
망간은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 망간의 함량이 0.2% 미만인 경우에는, 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 망간의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는, 강도는 증가하나 편석이 발생하여 조직 불균일을 발생시킬 수 있다. 따라서, 망간은 강재 전체 중량의 0.2% ~ 1.0%로 첨가되는 것이 바람직하다. 또한, 더 바람직하게는 망간은 강재 전체 중량의 0.5% ~ 0.7%로 첨가될 수 있다.
니켈(Ni): 3.0% ~ 9.7%
니켈은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈은 저온 충격인성을 향상시키는 데 효과적인 원소이다. 니켈의 함량이 3.0% 미만일 경우에는, 니켈 첨가 효과가 불충분하다. 니켈의 함량이 9.7%를 초과하는 경우에는, 저온 충격인성을 저하할 우려가 있다. 따라서, 니켈은 강재 전체 중량의 3.0% ~ 9.7%로 첨가되는 것이 바람직하다. 또한, 더 바람직하게는 니켈은 강재 전체 중량의 9.0% ~ 9.4%로 첨가될 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.10%
몰리브덴은 고온에서 탄소 및 질소와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 몰리브덴계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강도를 증가시키며 고용강화에도 효과가 있으며, 저온인성을 향상시킨다. 몰리브덴의 함량이 0.03% 미만일 경우에는, 몰리브덴 첨가 효과가 불충분하다. 몰리브덴의 함량이 0.10%를 초과하는 경우에는, 과다한 석출로 인해 열간압연 공정의 연주성, 압연성 및 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 몰리브덴은 강재 전체 중량의 0.03% ~ 0.10%로 첨가되는 것이 바람직하다. 또한, 더 바람직하게는 몰리브덴은 강재 전체 중량의 0.04% ~ 0.08%로 첨가될 수 있다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.005%
인은 시멘타이트 형성을 억제하고 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 인의 함량이 0.01%를 초과하는 경우에는, 극저온에서 고인성을 나타내기 어려울 수 있다. 따라서, 인은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.001%
황은 강판의 담금질성을 높여 담금질 후의 강도의 안정화를 높이는 효과를 갖지만, 부식환경에서 강재로의 수소 흡수를 조장하며, 수소취성에 의한 균열의 기점이 되는 MnS과 같은 황화물을 형성하기 때문에 최소화하는 것이 바람직하다. 황을 0.001%를 초과하여 포함하는 경우에는, 극저온에서 고인성을 나타내기 어려울 수 있다. 따라서, 황은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.001%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.008%
질소는 니오븀 등과 결합하여 탄질화물을 형성함으로써, 결정립을 미세화시키는 역할을 하나, 다량 첨가 시 고용 질소가 증가하여 강의 충격 특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부 인성을 저해한다. 질소를 0.008%를 초과하여 포함하는 경우에는, 극저온에서 고인성을 나타내기 어려울 수 있다. 따라서, 질소는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.008%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 더 바람직하게는 질소는 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.005%로 제한할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.015% ~ 0.055%
알루미늄은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다. 알루미늄의 함량이 0.015% 미만일 경우에는, 알루미늄 첨가 효과가 불충분하다. 알루미늄의 함량이 0.055%를 초과하는 경우에는, 연속주조 시 질소와 반응하여 질화물(AlN)이 석출되어 강재의 코너 크랙 또는 표면 결함을 유발할 수 있다. 따라서, 알루미늄은 강재 전체 중량의 0.015% ~ 0.055%로 첨가되는 것이 바람직하다.
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 제조방법을 통해 제조한 고인성 니켈 강재는, 인장강도(TS): 660 MPa ~ 870 MPa, 항복강도(YP): 500 MPa ~ 800 MPa, 및 -190℃ 이하에서의, 예를 들어 -196℃에서의, SA 충격 흡수에너지: 40 J ~ 85 J 을 만족할 수 있다.
상기 고인성 니켈 강재는 0.74 ~ 0.84 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가질 수 있다.
(여기에서, Ceq = C + Mn/6 + Ni/15 + Mo/5)
상기 고인성 니켈 강재는 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율은, 예를 들어 1.5% ~ 12%일 수 있고, 잔부는 상기 마르텐사이트일 수 있고, 상기 마르텐사이트의 분율은, 예를 들어 88% ~ 98.5%일 수 있다. 또는, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은, 예를 들어 6% ~ 12%일 수 있고, 잔부는 상기 마르텐사이트일 수 있고, 상기 마르텐사이트의 분율은, 예를 들어 88% ~ 94%일 수 있다. 또는, 상기 마르텐사이트의 전부 또는 일부를 대신하여 베이나이트를 포함할 수 있다. 상기 분율은 강판의 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율 범위에서는 상기 고인성 니켈 강재가 극저온에서 고인성을 확보할 수 있다.
또한, 상기 마르텐사이트는 템퍼드 마르텐사이트일 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어 0.3 μm 이하의 원상당 직경의 평균 입도를 가질 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어 0.1 μm ~ 0.3 μm 범위의 원상당 직경의 평균 입도를 가질 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트가 0.3 μm 이하의 크기를 가지므로, 결정립계와 입내 래스(lath)에 분포할 수 있다.
또는, 0.3 μm 이하의 원상당 직경의 평균 입도를 가진 잔류 오스테나이트 조직의 분율이 1.5% ~ 12%일 수 있다. 본 발명에서는 결정립계와 입내에 미세하게 형성된잔류 오스테나이트를 생성할 수 있으며, 이를 통해 높은 극저온 인성 및 용접성 향상을 달성할 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어, 장축 길이가 0.3 μm 이하인 미세한 조직으로 생성될 수 있다. 상기 장축 길이가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트의 비율이 55% 이상일 수 있다. 미세한 잔류 오스테나이트가 생성될수록 균열 전파가 억제되어 인성을 향상시킬 수 있다. 장축 길이가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트의 비율이 55% 미만인 경우에는, 극저온에서 고인성을 나타내기 어려울 수 있다. 상기 장축 길이는, 예를 들어 0.1 μm ~ 0.3 μm 범위일 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트는 100 μm2 면적을 기준으로, 예를 들어 평균 50개 ~ 300개의 입자를 가질 수 있다.
참고로, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 크기 및 갯수는 상기 잔류 오스테나이트 입자의 원 상당 직경을 산출한 후에 평균 크기 및 갯수를 취득할 수 있다. 여기에서, 상기 원상당 직경은 상기 잔류 오스테나이트의 입자 형태가 불균일하므로, 픽셀을 이용하여 면적을 측정한 후, 동일 면적의 원으로 환산한 후의 상기 원의 직경으로서 산출한 것을 의미한다.
상기 잔류 오스테나이트는 국부적으로 응집되지 않는 것이 바람직하며, 적절한 분산도로 결정립계와 결정립내에 각각 균일하게 분산되는 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어 0.015 μm2 이하의 분산도를 가질 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어 0.002 μm2 ~ 0.015 μm2 범위의 분산도를 가질 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분산도(λ)는 하기의 식에 의하여 산출될 수 있다
λ = (1 - AA)/NL
여기에서, AA 는 잔류 오스테나이트의 면적 분율이고, NL 은 단위 면적당 잔류 오스테나이트의 갯수이다.
상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어 4% ~ 20% 범위의 평균 입계 피복률을 가질 수 있다. 상기 평균 입계 피복률은 상기 잔류 오스테나이트의 장축 길이(Max Feret Diameter, MFD)의 합을 전체 결정립계의 길이의 합으로 나눈 값으로 산출할 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어 0.40 ~ 0.55 범위의 평균 애스펙트 비(잔류 오스테나이트 조직의 장축/단축)를 가질 수 있다. 상기 평균 애스펙트 비(aspect ratio)는 상기 잔류 오스테나이트의 장축 길이를 단축길이로 나눈 비율로 0.40 ~ 0.55 범위를 갖는 경우, 조대한 블록 형태로 존재하지 않고 결정 입계에 미세하게 형성되어 강판의 변형에 안정적이다.
상기 잔류 오스테나이트의 최소 입자와 최대 입자 크기 비율(최소 입자크기/최대 입자크기)은 0.02 ~ 1.34 일 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트의 원상당 직경 평균입도, 단위면적당 평균 개수, 분산도, 평균 입계 피복율, 평균 애스펙트 비의 값으로 미세한 조직으로 입계 내 형성됨을 알 수 있으며, 이를 통해 균열 전파를 저지하고 상온 및 극저온에서 인성을 향상시킬 수 있다.
이러한 잔류 오스테나이트에 대한 측정 방법에 대하여는 하기에 도 3을 참조하여 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 다른 측면은 고인성 니켈 강재의 제조방법이 제공된다. 이에 따르면 전술한 합금 조성으로 이루어지는 강재를 1,000℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계; 가열된 상기 강재를 700℃ ~ 900℃의 마무리압연 종료온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계; 및 상기 열간압연된 강재를 719℃ ~ 920℃ 온도에서 담금질하는 단계; 및 상기 담금질한 강재를 500℃ ~ 650℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함한다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 고인성 니켈 강재의 제조방법에 관하여 설명한다.
고인성 니켈 강재의 제조방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고인성 니켈 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): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 0.40%, 망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%, 니켈(Ni): 3.0% ~ 9.7%, 몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.10%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.005%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.008% 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 상기 강재는, 상기 불가피한 불순물로서, 중량%로, 알루미늄(Al): 0.015% ~ 0.055%, 니오븀(Nb): 0% 초과 ~ 0.01%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.01%, 주석(Sn): 0% 초과 ~ 0.02%, 및 보론(B): 0% 초과 ~ 0.0005% 중 적어도 어느 하나를 더 포함할 수 있다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 제조방법은, 재가열단계(S110), 열간압연 단계(S120), 담금질 단계(S130) 및 템퍼링 단계(S140)를 포함한다.
재가열 단계(S110)
재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 1,000℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 석출물의 재고용이 발생할 수 있고, 오스테나이트의 입성장을 증가할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,000℃ 미만인 경우에는, 주조시 편석된 성분이 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 상기 재가열 온도가 1,200℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정입도가 증가하여 강도가 감소하며, 또한 과도한 가열 공정으로 인하여 강의 제조 비용을 증가시킬 수 있다.
열간압연 단계(S120)
상기 재가열된 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 폭압연, 조압연, 및 사상압연으로 연속적으로 수행될 수 있다. 상기 열간압연 단계에 의하여, 상기 강재는 강재를 형성할 수 있다.
상기 열간압연은, 700℃ ~ 900℃의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 종료될 수 있다. 상기 마무리압연 종료온도가 700℃ 미만인 경우에는, 열간 압연 온도가 저온 영역에서 마무리 됨에 따라 결정립의 혼립화가 급격히 진행되어 불균일한 변형성을 가지므로 압연성의 저하가 초래될 수 있다. 상기 마무리압연 종료온도가 900℃를 초과하는 경우에는, 석출물 및 결정립의 성장으로 인해 강재의 강도 저하가 발생할 수 있다. 또한 상기 마무리압연 종료온도의 범위 밖에서는 목표하는 잔류 오스테나이트(retained austenite) 조직을 형성하기 어려울 수 있다.
열간압연이 종료된 후에는, 상기 강재를 상온, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 온도로 공냉으로 냉각할 수 있다. 상기 열간압연에 의하여, 최종 두께의 강판 형상으로 마무리될 수 있다. 상기 강재는, 예를 들어 10 mm ~ 80 mm 의 평균 두께를 가질 수 있다. 상기 강재의 두께는 열간압연 단계에서 조절될 수 있고, 상기 범위를 벗어나는 경우에는 담금질 및 템퍼링에 따른 열처리 조건에 따라 마르텐사이트에 잔류 오스테나이트를 형성하여 항복강도의 증가 및 극저온에서 고인성을 확보하기 어려울 수 있다.
담금질 단계(S130)
상기 열간압연된 강재는 719℃ ~ 920℃ 로 가열한 후에 물과 같은 유체를 이용하여 담금질(quenching)을 수행한다. 담금질을 위하여 상기 강재를 가열하는 담금질 가열 온도는 Ac3 온도 이상일 수 있고, 예를 들어 719℃ 이상일 수 있다. 상기 담금질 가열 온도는 공정의 편의를 위하여 탄소강의 노말라이징 온도를 상한으로 설정할 수 있고, 예를 들어 920℃ 이하일 수 있다.
이러한 가열에 의하여, 상기 강재 내의 오스테나이트의 결정립 크기를 미세하고 균일하게 할 수 있다. 또한, 상기 강재의 마르텐사이트의 패킷(packet) 크기 및 블록(block) 크기가 감소하게 되어, 상기 강재의 강도와 인성을 증가시킬 수 있다.
상기 강재를, 상기 온도에서 예를 들어 40분 내지 240 분의 범위의 담금질 가열 유지시간 동안 유지시킬 수 있다. 상기 담금질 가열 유지시간은 상기 강재의 두께에 따라 상이할 수 있다. 상기 강재의 두께가 증가하면, 상기 담금질 가열 유지시간은 증가할 수 있다. 상기 담금질 가열 유지시간은, 예를 들어 "2.1 x t (강재의 두께, mm)+30 ± 10 분"의 식을 이용하여 설정할 수 있다. 예를 들어, 상기 강재의 두께가 10 mm 인 경우에는, 상기 담금질 가열 유지시간은 상기 식에 따라 41 분 내지 61 분의 범위일 수 있고, 상기 강재의 두께가 80 mm 인 경우에는, 상기 담금질 가열 유지시간은 상기 식에 따라 188 분 내지 208 분의 범위일 수 있다.
이어서, 상기 강재를, 예를 들어 5 ℃/초 내지 80 ℃/초의 범위의 담금질 냉각 속도로 냉각할 수 있다. 상기 담금질에 의하여, 상기 강재를, 상온으로 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 온도로 냉각할 수 있다. 상기 담금질 냉각 속도는 상기 강재의 두께에 따라 상이할 수 있다. 상기 강재의 두께가 증가하면, 상기 담금질 냉각 속도가 감소할 수 있다. 예를 들어, 상기 강재의 두께가, 10 mm, 30 mm, 50 mm, 60 mm, 및 80 mm 인 경우에는 상기 담금질 냉각 속도는 각각, 80 ℃/초, 25 ℃/초, 11 ℃/초, 9 ℃/초, 및 5.5 ℃/초일 수 있다. 상기 담금질 냉각 속도가 상기 범위를 벗어나는 경우에는 오스테나이트 결정을 균일하게 형성하기 어려울 수 있다.
템퍼링 단계(S140)
상기 담금질한 강재를 500℃ ~ 650℃ 온도에서 템퍼링(tempering) 열처리한다. 템퍼링을 위하여 상기 강재를 가열하는 템퍼링 온도는 Ac1 온도 이하일 수 있고, 예를 들어 644℃ 이하일 수 있다.
이와 같은 템퍼링 온도 범위 내에서는, 탄소의 확산을 최대로 하여 인성을 증가시킬 수 있고, 원하지 않는 상변태를 억제하여 재질의 열화를 방지할 수 있다.
상기 강재를, 상기 온도에서 예를 들어 40분 내지 240 분의 범위의 템퍼링 온도 유지시간 동안 유지시킬 수 있다. 상기 템퍼링 온도 유지시간은 상기 강재의 두께에 따라 상이할 수 있다. 상기 강재의 두께가 증가하면, 상기 템퍼링 온도 유지시간은 증가할 수 있다. 상기 템퍼링 온도 유지시간은, 예를 들어 "2.4 x t (강재의 두께, mm)+30 ± 10 분"의 식을 이용하여 설정할 수 있다. 예를 들어, 상기 강재의 두께가 10 mm 인 경우에는, 상기 템퍼링 온도 유지시간은 상기 식에 따라 44 분 내지 64 분의 범위일 수 있고, 상기 강재의 두께가 80 mm 인 경우에는, 상기 템퍼링 온도 유지시간은 상기 식에 따라 212 분 내지 232 분의 범위일 수 있다.
상기 템퍼링이 종료된 후에는, 상기 강재를 상온, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 온도로 공냉으로 냉각할 수 있다.
상기 템퍼링하는 단계는, 600℃ ~ 650℃ 온도에서 수행될 수 있다. 이러한 경우에는, 상기 템퍼링된 강재는 인장강도(TS): 780 MPa ~ 870 MPa 를 만족하고, 상기 잔류 오스테나이트는, 예를 들어 6% ~ 12% 분율을 가질 수 있고, 예를 들어 10% ~ 12% 분율을 가질 수 있다.
또한, 상기 600℃ ~ 650℃ 온도에서 템퍼링된 강재는 -196℃에서의 SA 충격 흡수에너지: 50 J ~ 85 J을 만족할 수 있다.
상기 템퍼링된 강재의 잔류 오스테나이트 조직은, 0.7 이상의 애스펙트 비 비율이 8% 이하인 것을 가질 수 있다. 즉, 최소 0.7의 애스펙트 비를 가지는 상기 잔류 오스테나이트 조직의 비율이 0%일 수 있고, 또는 0% 초과 ~ 8% 이하일 수 있다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 열처리 온도 변화에 따른 미세 조직 변화를 나타내는 개략도이다.
도 2를 참조하면, 1,000℃ ~ 1,200℃에서 강재를 재가열하고, 열간압연하여 공랭한 후, 담금질을 위하여 719℃ ~ 920℃ 로 가열하면, 상기 강재는 오스테나이트 조직을 가지게 된다. 이어서, 상기 강재를 상온으로 급랭하여 담금질하면, 상기 강재는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 조직을 가지게 된다. 이어서, 상기 강재를 템퍼링하면, 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 조직을 가지게 된다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 잔류 오스테나이트 투과 검출 방식을 설명하는 개략도이다.
도 3을 참조하면, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 투과회절 방식을 이용하여 측정할 수 있다. 먼저, 종래의 반사회절방식, 예를 들어 EBSD 방식(Electron Backscattered Diffraction)은, 200 nm의 분해능을 가지므로, 수십 nm의 미세한 잔류 오스테나이트 입자를 관찰하기 어려웠다. 즉, 전자의 회절신호에 필요한 고전압 전자빔을 사용하면, 반사에 의한 회절 신호가 간섭하게 되어 상호반응 부피(interaction volume)가 증가되어 분해능이 감소되는 한계가 있었다.
그러나, 본 발명에 따른 상기 투과회절방식을 이용하면, 두께 100 μm 이하로 가공된 샘플을 전자빔이 통과하면서 회절 신호를 발생시키므로, 상호반응 부피를 감소시킬 수 있고 또한 회절 신호를 투과 신호로서 강도를 증가시킬 수 있으므로, 수십 nm 크기, 예를 들어 약 20nm 크기의 미세한 잔류 오스테나이트 입자를 관찰할 수 있고, 따라서 상기 잔류 오스테나이트 입자의 분포와 분율을 정밀하게 분석할 수 있다.
상기 투과회절방식을 상세하게 설명하면, 두께 100 μm 이하로 샘플을 가공하고, 전해연마를 통하여 가장자리가 0.1 μm 이하의 관찰 영역을 형성한다. 이어서, 약10000 배의 배율과, 25 kV ~ 35 kV, 예를 들어 약 30 kV의 가속전압, 16의 프로브 전류(Probe Current), 약 15 nm 의 스텝 크기, 및 각 샘플에 대하여 2 시간 ~3 시간의 관찰 시간으로 측정할 수 있다. 수평 면에 대한 샘플의 기울기 각도는 0도 ~ 15도 일 수 있다. 이러한 방식으로, 상기 잔류 오스테나이트의 상분율 정량, 표면 형상, 결정 방위 등을 관찰할 수 있다.
상기 반사회절방식을 이용한 경우에는 200 nm 이하의 크기를 가지는 잔류 오스테나이트를 관찰하기 어려워서 잔류 오스테나이트의 분율이 0%로 산출된 반면, 상기 투과회절방식을 이용한 경우에는 약 20 nm 크기의 잔류 오스테나이트의 관찰도 가능하게 되어, 잔류 오스테나이트의 분율이 6.6%로 산출될 수 있었다.
구체적으로, 상기 잔류오스테나이트의 분율은, 강재의 표면으로부터 두께의 1/4 깊이 위치에서 취득한 샘플에 대하여 가속전압 30 kV로 투과 검출한 경우에, 취득할 수 있다. 상기 잔류오스테나이트의 분율은 두 개 이상의 지점에서 측정한 평균값으로 취득할 수 있다. 또한, 상기 잔류오스테나이트의 분율은 고분해능의 X-선 회절장치를 활용하여 리트벨트(Rietveld) 분석을 통하여, 두 개 이상의 지점에서 측정한 평균값으로 취득할 수 있다.
또한, 상기 잔류 오스테나이트의 미세조직의 정보, 예를 들어 평균 크기, 갯수, 분산도, 및 평균 입계 피복률은 상술한 투과회절방식을 이용한 측정을 통하여 취득할 수 있다. 이를 위하여, 상기 강재의 표면으로부터 두께의 1/4 깊이 위치에서 취득한 샘플을 두께 100 μm 이하로 가공하고, 100 μm2 면적에 대하여 무작위로 적어도 세 개 이상의 지점을 가속전압 25 kV ~ 35 kV, 예를 들어 30 kV로 투과 검출하여 관찰한다. 이어서, 이미지 분석 프로그램을 통하여 상기 잔류 오스테나이트에 대한 원하는 정보를 취득할 수 있다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 미세조직 내의 잔류 오스테나이트 분포를 설명하는 개략도이다.
도 4의 (a)를 참조하면, (a)에서는 잔류 오스테나이트가 입내 또는 입계 계면에 조대하게 성장하여 형성된 경우를 나타낸다. 잔류 오스테나이트의 크기가 1.5 μm 이상 조대하여 블록(Block) 형태로 존재할 경우 입계의 취약점을 보완하지 못하고 균열의 전파 및 취성파단에 취약해질 수 있다.
도 4의 (b)를 참조하면, 잔류 오스테나이트가 결정립계와 입내에 미세하게 형성된 경우를 나타낸다. 이러한 형상은 고 함량의 니켈의 첨가 및 담금질-템퍼링(Q-T) 공정으로 구현할 수 있다. 강재의 취약한 부분인 마르텐사이트의 입계와 입내 래스(Lath)에 평균 약 0.3 μm 이하의 크기를 가지는 미세 잔류 오스테나이트를 분포시켜, 외력 작용에 의한 균열이 전파될 때 잔류 오스테나이트들이 마르텐사이트로 변태하면서 취약한 입계와 래스(Lath)를 강화시킬 수 있고, 따라서 극저온에서 인성을 증대하는 것이 가능하다.
그러므로, 극저온용 고인성 니켈 강재에서는 바람직한 잔류 오스테나이트의 크기 및 분포를 제어하는 것이 매우 중요하며, 잔류 오스테나이트의 분율, 단위 면적당 크기 및 개수, 분산도, 입계 피복률을 측정하여 평가를 진행할 필요가 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.
하기 표 1의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강재를 준비하고, 상술한 바와 같은 소정의 열간압연, 담금질, 및 템퍼링을 수행하여 고인성 니켈 강재를 준비하였다. 표 1에서 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물이다. 상기 기타 불가피한 불순물로서, 상술한 바와 같이 알루미늄, 니오븀, 티타늄, 바나듐, 주석, 및 보론 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다.
원소 C Si Mn Ni Mo P S N
함량 0.06 0.25 0.6 9.2 0.06 0.003 0.0005 0.0002
도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 미세조직 내에 분포된 잔류 오스테나이트 분포를 나타내는 사진들이다.표 2 및 표 3은 도 5의 결과로부터 도출한 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 잔류 오스테나이트(RA) 특성을 나타내는 표이다.
구분 RA
총
분율
(%) 		RA
평균크기
(μm)		 RA
최소크기
(μm)		 RA
최대크기
(μm)		 RA
평균입계
피복율
(%)		 RA
분산도
(μm2)		 RA
평균 개수
(/100μm2)
T626 7.2 0.24 0.02 1.34 13.26 0.00867 107
T600 6.6 0.15 0.02 0.68 15.75 0.00384 243
T586 2.1 0.12 0.02 0.49 7.62 0.01483 66
T576 0.7 0.10 0.02 0.32 4.16 0.00964 81
구분 RA
평균
원상당
직경
(μm)		 RA 평균 원상당 직경 0.3 μm
이하 비율
(%)		 RA
평균
애스팩트
비		 RA 평균
애스팩트비가 0.7 이상 비율
(%)		 인장
강도
(TS)
(MPa)		 -196℃
에서의
SA 충격
흡수에너지
(J)
T626 0.29 58.7 0.43 4.3 863 81
T600 0.22 77.9 0.45 3.7 783 51
T586 0.25 66.7 0.49 10.6 787 46
T576 0.14 93.9 0.52 20.9 789 42
도 5, 표 2 및 표 3에서, 강재의 구분은 템퍼링 온도를 기준으로 분류한 것으로서, 예를 들어 T626은 626℃의 템퍼링 온도에서 처리된 것을 의미한다. 또한, 도 5에서, 상기 잔류 오스테나이트는 상술한 투과회절 방식을 이용하여 측정한 결과이다.도 5 및 표 2를 참조하면, 템퍼링 온도가 증가하면, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 입계분율, 평균 크기, 갯수가 증가되는 경향을 나타내었다. 반면, 상기 템퍼링 온도가 증가하면, 상기 잔류 오스테나이트의 분산도는 감소되는 경향을 나타내었다. 또한, 상기 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트의 입계와 입내 래스(lath)에 주로 분포됨을 확인할 수 있다.
표 3을 참조하면, RA 평균 원상당 직경이 0.3 μm 이하인 비율은 전체 잔류 오스테나이트 분율 대비 원상당 직경이 0.3 μm 이하인 조직의 비율을 의미한다. RA 평균 애스팩트 비가 0.7 이상 비율은 전체 잔류오스테나이트 분율 대비 평균 애스팩트 비가 0.7 이상인 조직의 비율을 의미한다. 해당 수치는 결정 입계 내에 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되었음을 의미하며 상기 잔류 오스테나이트는 인성을 향상시켜 용접 시 발생하는 균열을 흡수하여 용접성을 높일 수 있다.
비교예1로서, 상기 템퍼링 온도를 650℃ 초과의 온도에서 수행한 경우에는 템퍼링 효과가 충분하게 발휘될 수 없다.
비교예2로서, 상기 템퍼링 온도를 500℃ 미만의 온도에서 수행한 경우에는, 잔류 오스테나이트의 평균 입계 피복율이 3% 이하의 수준으로 나타났으며, 인장강도가 660 MPa 미만으로 나타났다. 또한, -190℃ 이하에서의 SA 충격 흡수에너지가 40 J 미만을 나타나고, 더 나아가 20 .J 미만으로 나타났다.
도 6은 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 인장 강도를 나타내는 그래프이다.
도 6을 참조하면, 고인성 니켈 강재의 템퍼링 온도에 따른 인장 강도의 변화를 나타낸다. 안전한 저장고(tank) 소재로 사용되기 위해서는 상온에서 인장강도 760MPa 이상의 고 강도의 물성이 요구된다. 모든 경우에 760MPa 이상의 인장강도를 나타내었다. 특히, 600℃ 이상의, 예를 들어 626℃의 템퍼링 온도를 수행한 경우에는, 870 MPa의 고강도를 나타낼 수 있으며, 이는 잔류 오스테나이트 분율을 10% 이상 확보하였기 때문으로 분석된다. 따라서, 목표하는 인장 강도를 확보하기 위하여는 잔류 오스테나이트 분율을 1.5% ~ 12%를 확보할 필요가 있다.
도 7은 본 발명의 일실시예에 따른 고인성 니켈 강재의 -196℃에서의 SA 충격 흡수에너지를 나타내는 그래프이다.
도 7을 참조하면, 고인성 니켈 강재의 템퍼링 온도에 따른 -196℃에서의 SA 충격 흡수에너지를 나타낸다. 상기 충격 흡수에너지는 SA 충격시험(Strain Age Impact Test)을 이용하여 취득하였다. 상기 SA 충격시험은 시험 샘플에 5% 인장을 인가하고 250℃ 1시간 동안 가열한 뒤 공랭시킨 후, -196℃ 온도에서 충격시험을 진행하는 가혹한 조건의 시험이다. 상기 SA 충격 흡수에너지는 27J 이상을 요구하지만, 더 나아가 40J 이상을 요구한다. 모든 경우에 40J 이상의 SA 충격 흡수에너지를 나타내었다. 또한, 템퍼링 온도가 증가되면, 상기 SA 충격 흡수에너지가 증가되었다. 따라서, 목표하는 SA 충격 흡수에너지를 확보하기 위하여는 잔류 오스테나이트 분율을 1.5% ~ 12%를 확보할 필요가 있다.
특히, 상기 템퍼링 온도가 600℃ 이상에서는 인장강도와 SA 충격 흡수에너지의 더 우수한 특성을 나타냄을 확인할 수 있다. 예를 들어, 600℃ ~ 650℃ 온도로 템퍼링을 수행하면, 상기 템퍼링된 강재는 인장강도(TS): 780 MPa ~ 870 MPa 를 만족할 수 있고, 또한 상기 잔류 오스테나이트는 6% ~ 12% 분율을 가질 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (16)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 0.40%, 망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%, 니켈(Ni): 9.0% ~ 9.7%, 몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.10%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.005%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.008% 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고,
    표면으로부터 두께의 1/4 깊이 위치에서 가속전압 30 kV로 투과 검출함에 있어서, 원상당 직경의 평균 입도가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트는 1.5% ~ 12% 분율을 가지되,
    상기 평균 입도가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트의 결정입계와 결정입내 래스(Lath)에 분포되어 있고,
    0.7 이상의 애스펙트 비를 가지는 잔류 오스테나이트의 비율이 8% 이하이며, -196℃에서의 SA 충격 흡수에너지가 50 J ~ 85 J 을 만족하는,
    고인성 니켈 강재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트 조직의 장축 길이가 0.3 μm 이하의 비율이 55% 이상인,
    고인성 니켈 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트는 100 μm2 면적을 기준으로 평균 50개 ~ 300개의 입자를 가지는,
    고인성 니켈 강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트는 0.015 μm2 이하의 분산도를 가지는,
    고인성 니켈 강재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트는 4% ~ 20% 범위의 평균 입계 피복률을 가지는,
    고인성 니켈 강재.
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 제 1 항에 있어서,
    중량%로, 알루미늄(Al): 0.015% ~ 0.055%, 니오븀(Nb): 0% 초과 ~ 0.01%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.01%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.01%, 주석(Sn): 0% 초과 ~ 0.02%, 및 보론(B): 0% 초과 ~ 0.0005% 중 적어도 어느 하나를 더 포함하는,
    고인성 니켈 강재.
  9. 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 0.4%, 망간(Mn): 0.2% ~ 1.0%, 니켈(Ni): 9.0% ~ 9.7%, 몰리브덴(Mo): 0.03% ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.005%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.008% 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,000℃ ~ 1,200℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열한 강재를 700℃ ~ 900℃의 마무리압연 종료온도로 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강재를 Ac3 온도 이상으로 가열한 후에 담금질하는 단계; 및
    상기 담금질한 강재를 600 내지 650℃ 범위에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 고인성 니켈 강재의 제조방법이며,
    상기 담금질하는 단계는,
    상기 강재를 40분 내지 210 분의 범위 동안 담금질 가열 유지시간 동안 유지시키고, 상기 강재를 5 ℃/초 내지 80 ℃/초의 범위의 담금질 냉각 속도로 냉각하고,
    상기 템퍼링하는 단계는,
    상기 강재를 40분 내지 240 분의 범위 동안 템퍼링 온도 유지시간 동안 유지시키고, 상기 강재를 0℃ ~ 40℃ 온도로 공냉으로 냉각하며,
    상기 고인성 니켈 강재의 미세조직은 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고,
    표면으로부터 두께의 1/4 깊이 위치에서 가속전압 30 kV로 투과 검출함에 있어서, 원상당 직경의 평균 입도가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트는 1.5% ~ 12% 분율을 가지되,
    상기 평균 입도가 0.3 μm 이하인 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트의 결정입계와 결정입내 래스(Lath)에 분포되어 있고,
    0.7 이상의 애스펙트 비를 가지는 잔류 오스테나이트의 비율이 8% 이하이며, -196℃에서의 SA 충격 흡수에너지가 50 J ~ 85 J 을 만족하는,
    고인성 니켈 강재의 제조방법.
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 제 9 항에 있어서,
    상기 열간압연을 수행한 후에,
    상기 강재를 0℃ ~ 40℃ 온도로 공냉으로 냉각하는,
    고인성 니켈 강재의 제조방법.
  13. 삭제
  14. 삭제
  15. 제 9 항에 있어서,
    상기 템퍼링된 강재의 잔류 오스테나이트 조직은,
    4% ~ 20% 범위의 평균 입계 피복률을 가지는
    고인성 니켈 강재의 제조방법.
  16. 삭제
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