KR20010033366A - 저온 인성이 우수한 초고강도 오우스에이징 강 - Google Patents
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Abstract
기판 및 이의 열 작용 구역(HAZ)에서 용접시 우수한 저온 인성을 갖고, 830㎫(120ksi)보다 큰 인장 강도를 갖고, 주로 미세-입자성 마르텐사이트/저급 베이나이트의 라스를 포함하는 마이크로-라미네이트 미세구조를 갖는 초고강도, 용접능력, 저합금 강은, 철 및 특정 중량%의 일부 또는 모든 첨가제, 탄소, 망간, 니켈, 질소, 구리, 크롬, 몰리브덴, 규소, 니오븀, 바나듐, 티탄, 알루미늄 및 붕소를 포함하는 강 슬래브를 가열하고; 슬래브를 감소시켜 오스테나이트가 재결정화하는 온도 범위에서 하나 이상의 패스에서 판을 형성하고; 오스테나이트 재결정 온도 미만이고 Ar3변형 온도를 초과하는 온도 범위에서 하나 이상의 패스로 판을 최종 롤링하고; 적당한 급냉 정지 온도(QST)까지 최종 롤링된 판을 급냉시키고; 급냉을 정지하고; 일정 시간 동안 QST와 실질적으로 등온에서 유지하거나, 공냉시키기 전에 판을 서서히 냉각시키거나, 판을 실온까지 단순 공냉시킴으로써 제조된다.
Description
하기 명세서에서 여러가지 용어가 정의된다. 편의상, 청구항에 바로 앞서서 용어 해설이 본원에서 제공된다.
종종, 가압된 휘발성 유체를 저온에서, 즉 약 -40℃(-40℉) 미만의 온도에서 저장 및 수송할 필요가 있다. 예를 들어, 약 1035㎪(150psia) 내지 약 7590㎪(1100psia)의 넓은 범위의 압력 및 -123℃(-190℉) 내지 약 -62℃(-80℉) 범위의 온도에서 가압 액화 천연가스(PLNG)를 저장 및 수송하기 위한 용기를 필요로 한다. 높은 증기압을 갖는 기타 휘발성 유체, 예를 들어 메탄, 에탄 및 프로판을 저온에서 안전하고 경제적으로 저장 및 수송하기 위한 용기를 또한 필요로 한다. 용접강으로 구축된 이러한 용기에 있어서, 이러한 강은 작업 조건에서 기초강 및 이의 HAZ에서 유체 압력을 지탱하기에 적당한 강도, 및 파열 개시, 즉 고장을 방지하는 적당한 인성을 가져야 한다.
연성에서 취성으로의 전이 온도(Ductile to Brittle Transition Temperature)(DBTT)는 구조강에서 2가지 파열 영역으로 나타난다. DBTT 미만의 온도에서는, 강에서의 고장은 저에너지 브리틀 파쇄에 의해 야기되는 경향이 있지만, DBTT 초과의 온도에서는 강에서의 고장은 고에너지 연성 파열에 의해 야기되는 경향이 있다. 상기한 저온 적용 및 기타 적재물-함유 저온 서비스를 위한 저장 및 수송 용기의 구축에 사용되는 용접강은 기초강 및 이의 HAZ에서 서비스 온도 미만의 DBTT를 가져서 저에너지 분열(cleavage) 파쇄에 의한 고장을 방지해야 한다.
저온 구조용 적용을 위해 편리하게 사용되는 니켈-함유 강, 예를 들어 약 3중량% 초과의 니켈 함량을 갖는 강은 낮은 DBTT를 갖지만, 또한 상대적으로 낮은 인장 강도를 갖는다. 일반적으로, 시판중인 3.5중량% Ni, 5.5중량% Ni 및 9중량% Ni 강은 각각 약 -100℃(-150℉), -155℃(-250℉) 및 -175℃(-280℉)의 DBTT를 갖고, 각각 약 485㎫(70ksi)이하, 620㎫(90ksi)이하 및 830㎫(120ksi) 이하의 인장 강도를 갖는다. 강도 및 인성의 이러한 조합을 수득하기 위해, 이러한 강은 일반적으로 고가의 공정, 예를 들어 더블 아닐링(double annealing) 공정을 거친다. 저온 적용의 경우에, 산업계는 현재 저온 인성의 우수성 때문에 이러한 상업적 니켈-함유 강을 사용하지만, 이들의 상대적으로 낮은 인장 강도를 감안해야 한다. 적재물-함유 저온 적용을 위해서는 일반적으로 과도한 강 두께로 설계할 것이 요구된다. 따라서, 이러한 니켈-함유 강을 적재물-함유 저온 적용에 사용하는 것은 요구되는 강 두께와 결부되는 강의 고비용으로 인해 비용이 증가하는 경향이 있다.
한편, 여러개의 시판중인 최신품인 저급 및 중급 탄소 고강도, 저합금(HSLA)강, 예를 들어 AISI 4320 또는 4330 강이 우수한 인장 강도(약 830㎫(120ksi)초과) 및 저비용을 제공할 잠재성을 갖지만, 일반적으로 및 특히 용접열-작용 구역(HAZ)에서 상대적으로 높은 DBTT로 인한 문제가 있다. 일반적으로 이러한 강에 있어서, 용접능력 및 저온 인성은 인장 강도가 증가함에 따라 감소하는 경향이 있다. 현재 시판중인 최신품인 HSLA 강이 저온 적용을 위해 고려되지 않는 것은 바로 이러한 이유 때문이다. 이러한 강에서 HAZ의 높은 DBTT는, 조악한 입자로 구성되고 임계점을 가로질러 재가열되는 HAZ, 즉 약 Ac1변형 온도에서 약 Ac3변형 온도까지 가열되는 HAZ에서 용접 열적 주기에 의해 발생하는 바람직하지 않은 미세구조의 형성에 기인한다(Ac1및 Ac3변형 온도의 정의에 대해서는 용어 해설을 참조한다). DBTT는 입자 크기의 증가 및 HAZ에서의 미세구조 성분, 예를 들어 마르텐사이트-오스테나이트(MA) 섬이 취성화 됨에 따라 상당히 증가한다. 예를 들어, 최신품인 HSLA 강, 오일 및 기체 수송용 X100 라인파이프에서 HAZ에 대한 DBTT는 약 -50℃(-60℉)를 초과한다. 상기한 상업적 니켈-함유 강의 저온 인성 성질과 HSLA 강의 고강도 및 저비용 성질을 결합시킨 새로운 강의 개발에 있어서 에너지 저장 및 수송 분야에서 상당한 이점이 있는 동시에, 우수한 용접능력 및 목적 두께 구획 능력(desired thick section capability), 즉 약 2.5㎝(1 inch)보다 큰 두께에서 실질적으로 균일한 미세구조 및 성질(예를 들어, 강도 및 인성)을 또한 제공한다.
비-저온 적용에서는, 가장 많이 상업적으로 이용되는 최신품인 저급 및 중급 탄소 HSLA 강은, 이들의 고강도에서 상대적으로 낮은 인성으로 인해, 이들이 갖는 강도의 일부만으로 설계되거나, 이와 달리 수용가능한 인성을 수득하기 위해 가공하여 강도를 저하시킨다. 공학분야 적용에서, 이러한 접근은 섹션 두께를 증가시키므로, HSLA 강의 고강도 잠재성이 충분히 사용될 경우 보다 구성성분의 중량을 높이고, 결과적으로 비용을 증가시킨다. 일부 중대한 적용, 예를 들어 고성능 기어에서는, 약 3중량% 이상의 Ni을 함유하는 강(예를 들어, AISI 48XX, SAE 93XX 등)이 사용되어 충분한 인성을 유지시킨다. 이러한 접근은 HSLA 강의 우수한 강도를 수득하기 위해 실질적인 비용 부담을 초래한다. 표준 상업적 HSLA 강의 사용에서 직면하는 또 다른 문제는 특히, 저열 공급 용접이 사용될 경우에 HAZ에서의 수소 크래킹이다.
저합금 강에 있어서 고강도 및 초고강도에서 저비용 인성 강화에 대해서 상당한 경제적 이점 및 명확한 공학적 요구가 존재한다. 특히, 상업적 저온 적용을 위한 사용에 있어서 기판 및 이의 HAZ에서 초고강도, 예를 들어 830㎫(120ksi)보다 큰 인장 강도, 및 우수한 저온 인성, 예를 들어 약 -73℃(-100℉)보다 낮은 DBTT를 갖는 합리적 가격의 강이 요구된다.
결과적으로, 본 발명의 근본적인 목적은 3가지 주요 부문에서 저온 적용을 위한 최신품인 HSLA 강 기술을 개선하는 것이다: (i) 기초강 및 이의 용접 HAZ에서 약 -73℃(-100℉)보다 낮게 DBTT를 저하시키는 것, (ii) 830㎫(120ksi)보다 높은 인장 강도를 수득하는 것, (iii) 우수한 용접능력을 제공하는 것. 본 발명의 기타 목적은 약 2.5cm(1 inch)보다 큰 두께에서 두께 방향으로 균일한 미세구조 및 성질을 갖는 상기한 HSLA 강을 수득하고, 현재 상업적으로 이용될 수 있는 가공 기술을 사용하여 상업적 저온 공정에서 이러한 강의 사용이 경제적으로 실행가능하도록 하는 것이다.
발명의 요약
본 발명의 상기한 목적에 부합하여, 가공 방법론이 제공되는데, 여기서 목적 화학물질인 저합금 강 슬래브가 적당한 온도까지 재가열되고, 핫-롤링되어 강판을 형성하고, 핫-롤링의 종반부에서 적당한 유체, 예를 들어 물로 급냉시킴으로써 적당한 급냉 정지 온도(QST)까지 신속하게 냉각되어, 바람직하게는 약 2용적% 내지 약 10용적%의 오스테나이트 필름층과 약 90용적% 내지 약 98용적%의 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트(bainite)의 라스(lath)를 포함하는 마이크로-라미네이트 미세구조를 생산한다. 본 발명의 한 실시양태에서, 강판을 실온까지 공냉시킨다. 또 다른 실시양태에서는, 강판을 약 5분 이하 동안 QST와 실질적 등온에서 유지한 다음, 실온까지 공냉시킨다. 또 다른 실시양태에서는, 강판을 약 1.0℃/초(1.8℉/초)보다 낮은 속도로 약 5분 이하 동안 서서히 냉각시킨 다음, 실온까지 공냉시킨다. 본 발명을 기술하는데 사용된 바와 같이, 급냉은, 실온까지 강을 공냉시키는 것과는 달리, 강의 냉각 속도를 증가시키는 경향이 있는 유체를 선택사용함으로써 냉각을 가속하는 것을 의미한다.
또한, 본 발명의 상기한 목적에 부합하여, 본 발명에 따라 가공된 강은 강이 다음의 특징을 갖는다는 점에서 여러 저온 적용, 바람직하게는 약 2.5cm(1 inch)보다 큰 강판 두께를 위해 특히 적당하다: (i) 기초강 및 이의 용접 HAZ에서 약 -73℃(-100℉)보다 낮게 DBTT, (ii) 830㎫(120ksi)보다 높은, 바람직하게는 약 860㎫(125ksi)보다 높은, 보다 바람직하게는 약 900㎫(130ksi)보다 높은 인장 강도, (iii) 우수한 용접능력, (iv) 실질적으로 균일한 두께방향 미세구조 및 성질, 및 (v) 표준의 시판중인 HSLA 강에 비해 개선된 인성. 이러한 강은 약 930㎫(135ksi)보다 큰, 또는 약 965㎫(140ksi)보다 큰, 또는 약 1000㎫(145ksi)보다 큰 인장 강도를 가질 수 있다.
도면의 설명
본 발명의 장점은 하기의 상세한 설명 및 첨부된 도면을 참조하여 보다 잘 이해될 것이다:
도1은 본 발명의 오우스에이징(ausaging) 방법이 본 발명에 따른 강에서 어떻게 마이크로-라미네이트 미세구조를 생산하는지를 보여주는 연속 냉각 변형(CCT) 개략도이다.
도2A(종래기술)는 통상적 강에 있어서 저급 베이나이트 및 마르텐사이트의 혼합된 미세구조에서 라스 경계선을 통해 진행되는 분열 크랙을 보여주는 개략도이다.
도2B는 본 발명에 따른 강에 있어서 마이크로-라미네이트 미세구조에서 오스테나이트 상의 존재로 인해 왜곡된 크랙 경로를 보여주는 개략도이다.
도3A는 본 발명에 따라 재가열된 후의 강 슬래브에서 오스테나이트 입자 크기의 개략도이다.
도3B는 오스테나이트가 재결정화하는 온도 범위에서는 핫-롤링한 후의 강 슬래브에서 종전 오스테나이트 입자 크기(용어 해설 참조)이지만, 오스테나이트가 재결정화하지 않는 온도 범위에서는 핫-롤링하기 전의 입자 크기를 나타내는 개략도이다.
도3C는 본 발명에 따른 TMCP 완결시의 강판의 오스테나이트에서 매우 미세한 효과적인 입자 크기를 두께방향으로 갖는 연신된 팬케이크 입자 구조의 개략도이다.
한편, 본 발명은 이의 바람직한 실시양태와 연계하여 기술되는데, 이는 본 발명을 이에 한정하지 않는 것으로 이해되어야 한다. 반대로, 부가된 청구항에 의해 정의된 바와 같이 본 발명은 본 발명의 취지 및 범주내에 포함될 수 있는 모든 대안, 변형 및 등가물을 포함하는 것이다.
본 발명은 용접시에 기판 및 열-작용 구역(HAZ)에서 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도, 용접능력을 갖는, 저합금 강판에 관한 것이다. 게다가, 본 발명은 이러한 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
본 발명은 상기한 과제를 충족하는 신규한 HSLA 강의 개발에 관한 것이다. 본 발명은 강 화학물질의 신규한 조합물, 및 고유적 및 미세구조적 인성을 제공하여 DBTT를 저하시킬뿐 아니라 높은 인장 강도에서 인성을 강화시키는 방법에 기초한다. 고유적 인성은 본 명세서에서 상세하게 기술된 바와 같이 강내의 주요 합금 성분의 신중한 균형에 의해서 수득된다. 미세구조적 인성은 매우 미세한 효과적인 입자 크기를 수득하고 마이크로-라미네이트 미세구조를 도모함으로써 수득된다. 도2B를 참조하면서, 본 발명에 따른 강의 마이크로-라미네이트 미세구조는 바람직하게는 주로 미세-입자성 저급 베이나이트 또는 미세-입자성 마르텐사이트로 이루어진 대체성 라스(28), 및 오스테나이트 필름층(30)으로 구성되어 있다. 바람직하게는, 오스테나이트 필름층(30)의 평균 두께가 라스(28)의 평균 두께의 약 10% 미만이다. 보다 바람직하게는, 오스테나이트 필름층(30)의 평균 두께는 약 10nm이고, 라스(28)의 평균 두께는 약 0.2μm이다.
오우스에이징은 실온에서 목적 오스테나이트 필름층의 유지를 도모함으로써 마이크로-라미네이트 미세구조의 형성을 용이하게 하기 위해 본 발명에 사용된다. 당업자에게 익숙한 오우스에이징은 가열된 강에서 오스테나이트를 에이징(aging)한 다음, 일반적으로 오스테나이트가 베이나이트 및/또는 마르텐사이트로 변형하는 온도 범위까지 강을 냉각시키는 방법이다. 오우스에이징은 오스테나이트의 열적 안정성을 도모한다고 공지되어 있다. 본 발명의 독특한 강 화학물질 및 가공 조합은 급냉이 정지된 후에 베이나이트 변형의 개시에서 충분한 지연 시간을 제공하여 마이크로-라미네이트 미세구조에서 오스테나이트를 적당히 에이징하여 오스테나이트 필름층의 형성을 가능하게 한다. 예를 들어, 도1을 참조하면서, 본 발명에 따라 가공된 강은 소정의 온도 범위에서 제어 롤링(2)을 실시한 다음(이후에 보다 상세히 기술한다); 강을 급냉 개시점(6)으로부터 급냉 정지점(즉, QST)(8)까지 급냉(4)을 실시한다. 급냉 정지점(QST)(8)에서 급냉을 정지시킨 다음, (i) 대쉬 라인(12)로 표시된 바와 같이, 한 실시양태에서는 강판을 일정 시간 동안, 바람직하게는 약 5분 이하 동안 QST와 실질적 등온에서 유지시킨 다음, 실온까지 공냉시키고, (ii) 대쉬-닷-닷 라인(11)으로 표시된 바와 같이, 또 다른 실시양태에서는 강판을 약 1.0℃/초(1.8℉/초)보다 낮은 속도로 약 5분 이하 동안 서서히 냉각시킨 다음, 강판을 실온까지 공냉시키고, (iii) 닷 라인(10)으로 표시된 바와 같이, 또 다른 실시양태에서는 강판을 실온까지 공냉시킨다. 이러한 실시양태 중의 어느 것에서도, 오스테나이트 필름층은 저급 베이나이트 구역(14)에서의 저급 베이나이트 라스 및 마르텐사이트 구역(16)에서의 마르텐사이트 라스의 형성 후에도 유지된다. 상부 베이나이트 구역(18) 및 페라이트(ferrite)/펄라이트(pearlite) 구역(19)을 빗겨나간다. 본 발명의 강에서, 오우스에이징은 본 명세서에서 기술된 강 화학물질 및 가공의 조합에 의해 강화된다.
마이크로-라미네이트 미세구조의 베이나이트 및 마르텐사이트 성분 및 오스테나이트 상은 미세-입자성 저급 베이나이트 및 미세-입자성 라스 마르텐사이트의 우수한 강도 특성, 및 오스테나이트의 우수한 파열 내성을 개발하기 위한 것이다. 마이크로-라미네이트 미세구조는 크랙 경로의 왜곡을 실질적으로 최대화시킴으로써 크랙 진행 저항을 강화하여 상당한 미세구조적 인성을 제공하도록 최적화된다.
앞서 본 바에 따라서, 약 2용적% 내지 약 10용적%의 오스테나이트 필름층과 약 90용적% 내지 약 98용적%의 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스를 포함하는 마이크로-라미네이트 미세구조를 갖는 강판을 제조하는 방법이 제공되는데, 상기 방법은 다음 단계들을 포함한다: (a) (i) 강 슬래브를 실질적으로 균질화하고, (ii) 강 슬래브에 니오븀 및 바나듐의 실질적으로 모든 탄화물 및 탄소질화물을 융해시키고, (iii) 강 슬래브에서 미세한 초기 오스테나이트 입자를 구축하기에 충분히 높은 재가열 온도까지 강 슬래브를 가열하는 단계; (b) 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 하나 이상의 핫-롤링 패스로 강판을 형성하기 위해 강 슬래브를 감소시키는 단계; (c) 약 Tnr온도 미만이고 약 Ar3변형 온도를 초과하는 제2 온도 범위에서 하나 이상의 핫-롤링 패스로 강판을 추가로 감소시키는 단계; (d) 강판을 약 Ms변형 온도+100℃(180℉) 미만이고 약 Ms변형 온도를 초과하는 급냉 정지 온도(QST)까지 약 10℃/초 내지 약 40℃/초(18℉/초 내지 72℉/초)의 냉각 속도로 급냉시키는 단계; 및 (e) 급냉을 정지시키는 단계. 한 실시양태에서 본 발명의 방법은 강판을 QST로부터 실온까지 공냉하는 단계를 추가로 포함한다. 또 다른 양태에서는, 본 발명의 방법은 강판을 QST와 실질적 등온에서 약 5분 동안 유지시킨 다음, 강판을 실온까지 공냉하는 단계를 추가로 포함한다. 또 다른 양태에서는, 본 발명의 방법은 강판을 QST로부터 약 1.0℃/초(1.8℉/초)보다 낮은 속도로 약 5분 이하 동안 서서히 냉각시킨 다음, 강판을 실온까지 공냉시키는 단계를 추가로 포함한다. 이러한 가공은 약 2용적% 내지 약 10용적%의 오스테나이트 필름층과 약 90용적% 내지 약 98용적%의 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스로의 강판의 미세구조의 변형을 도모한다(Tnr온도, Ar3및 Ms변형 온도의 정의에 대해서는 용어 해설 참조).
실온 및 저온 인성을 확보하기 위해서, 마이크로-라미네이트 미세구조의 라스는 바람직하게는 주로 저급 베이나이트 또는 마르텐사이트를 포함한다. 취성화 성분, 예를 들어 고급 베이나이트, 트윈(twinned) 마르텐사이트 및 MA의 형성을 최소화시키는 것이 바람직하다. 본 발명에 사용된 바와 같이, 청구항에서 "주로"라 함은 약 50용적% 이상을 의미한다. 미세구조의 나머지는 추가의 미세-입자성 저급 베이나이트, 추가의 미세-입자성 라스 마르텐사이트 또는 페라이트를 포함할 수 있다. 보다 바람직하게는 미세구조는 약 60용적% 내지 약 80용적%의 저급 베이나이트 또는 라스 마르텐사이트를 포함한다. 보다 더 바람직하게는, 미세구조는 약 90용적% 이상의 저급 베이나이트 또는 라스 마르텐사이트를 포함한다.
본 발명에 따라 가공된 강 슬래브는 통상적 방식으로 제조되고, 한 양태에서는, 철과 다음의 합금 성분을 다음 표I에 지시된 중량 범위로 포함한다:
| 합금 성분 | 범위(중량%) |
| 탄소(C) | 0.04 내지 0.12, 보다 바람직하게는 0.04 내지 0.07 |
| 망간(Mn) | 0.5 내지 2.5, 보다 바람직하게는 1.0 내지 1.8 |
| 니켈(Ni) | 1.0 내지 3.0, 보다 바람직하게는 1.5 내지 2.5 |
| 구리(Cu) | 0.1 내지 1.0, 보다 바람직하게는 0.2 내지 0.5 |
| 몰리브덴(Mo) | 0.1 내지 0.8, 보다 바람직하게는 0.2 내지 0.4 |
| 니오븀(Nb) | 0.02 내지 0.1, 보다 바람직하게는 0.02 내지 0.05 |
| 티탄(Ti) | 0.008 내지 0.03, 보다 바람직하게는 0.01 내지 0.02 |
| 알루미늄(Al) | 0.001 대지 0.05, 보다 바람직하게는 0.005 내지 0.03 |
| 질소(N) | 0.002 내지 0.005, 보다 바람직하게는 0.002 내지 0.003 |
크롬(Cr)은 강에 종종 첨가하는데, 바람직하게는 약 1.0중량% 이하이고, 보다 바람직하게는 약 0.2중량% 내지 약 0.6중량%이다.
규소(Si)는 강에 종종 첨가되는데, 바람직하게는 약 0.5중량% 이하이고, 보다 바람직하게는 약 0.01중량% 내지 약 0.5중량%이고, 보다 더 바람직하게는 약 0.05중량% 내지 약 0.1중량%이다.
강은 바람직하게는 약 1중량% 이상의 니켈을 함유한다. 강의 니켈 함량은 경우에 따라 용접 후의 성능을 강화시키기 위해서 약 3중량% 초과로 증가될 수 있다. 각각의 1중량% 니켈 첨가는 약 10℃(18℉) 만큼 강의 DBTT를 저하시키는 것이 예상된다. 니켈 함량은 바람직하게는 9중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 6중량% 미만이다. 니켈 함량은 강의 비용을 최소화시키기 위해 최소로 하는 것이 바람직하다. 니켈 함량이 약 3중량% 초과로 증가된 경우, 망간 함량은 약 0.5중량% 미만 0.0중량%까지 감소될 수 있다.
붕소(B)는 강에 종종 첨가되는데, 바람직하게는 약 0.0020중량% 이하이고, 보다 바람직하게는 약 0.0006중량% 내지 약 0.0010중량%이다.
추가로, 나머지는 강에서 실질적으로 최소화하는 것이 바람직하다. 인(P) 함량은 바람직하게는 약 0.01중량% 미만이다. 황(S) 함량은 바람직하게는 약 0.004중량% 미만이다. 산소(O) 함량은 바람직하게는 약 0.002중량% 미만이다.
강 슬래브의 가공
(1) DBTT의 저하
낮은 DBTT, 즉 약 -73℃(-100℉)보다 낮은 DBTT를 수득하는 것은 저온 적용을 위한 신규한 HSLA 강의 개발에 있어서 중요한 과제이다. 기술적인 과제는 현 HSLA 기술에서 특히, HAZ에서 DBTT를 저하시키는 동시에 강도를 유지/증가시키는 것이다. 이후에 설명되는 바와 같이, 본 발명은 고유적 및 미세구조적 기여도 둘 다를 변경하는 합금 및 가공의 조합을 사용하여 기판 및 이의 HAZ에서 우수한 저온 특성을 갖는 저합금 강을 생산한다.
본 발명에서, 미세구조적 인성은 기초강 DBTT를 저하시키기 위해 개발된다. 이러한 미세구조적 인성은 종래의 오스테나이트 입자 크기를 개량하고, 열-기계적 제어 롤링 가공(TMCP)을 통해 입자 형태를 개선하고, 미세 입자내에 마이크로-라미네이트 미세구조를 생산하는 것으로 이루어지며, 이들 모두는 강판에서 단위 용적당 하이 앵글(high angle) 경계의 인터페이스 지역을 강화하는 것을 목표로 한다. 당업자에게 익숙한 본원에서 사용되는 "입자(grain)"라 함은 다결정성 물질에서 개별 결정을 의미하고, 본원에서 사용되는 "입자 경계(grain boundary)"는 하나의 결정학적 배향에서 또 다른 것으로 전이됨으로써, 하나의 입자가 또 다른 입자로부터 분리되는 것에 상응하는 금속내의 좁은 구역을 의미한다. 본원에서 사용되는 "하이 앵글 입자 경계"는 결정학적 배향이 약 8˚보다 크게 차이나는 2개의 인접 입자를 분리하는 입자 경계이다. 또한, 본원에서 사용되는 "하이 앵글 경계 또는 인터페이스"는 하이 앵글 입자 경계로서 효과적으로 작용하는, 즉 진행하는 크랙 또는 파열을 편향시키므로, 파열 경로에서 왜곡을 유도하는 경계 또는 인터페이스이다.
TMCP의 단위 용적당 하이 앵글 경계의 전체 인터페이스 영역(Sv)에의 기여도는 다음의 수학식으로 정의된다:
상기식에서,
d는 오스테나이트가 재결정화하지 않는 온도 범위에서 롤링하기 전의 핫-롤링된 강판에서의 평균 오스테나이트 입자 크기이다(종래 오스테나이트 입자 크기);
R은 감소율(원래의 강판 두께/최종 강판 두께)이고;
r은 오스테나이트가 재결정화하지 않는 온도 범위에서 핫-롤링에 의한 강 두께에 있어서의 감소율이다.
강의 Sv가 증가함에 따라 하이 앵글 경계에서 파열 경로에서의 크랙 편향 및 이에 따른 왜곡으로 인해 DBTT가 감소하는 것이 당분야에 공지되어 있다. 상업적 TMCP 실시에서, R 값은 소정의 판두께에 대해 고정되어 있고, r값의 상한은 일반적으로 75이다. R 및 r이 주어진 경우, Sv는 상기 수학식으로부터 d를 감소시킴으로써 실질적으로 증가될 수가 있다. 본 발명에 따른 강에서 d를 감소시키기 위해서, Ti-Nb 미세합금(microalloying)이 최적화된 TMCP 실시와 조합하여 사용된다. 핫 롤링/전단변형 동안에 동일한 총감소량에 대해서, 초기 미세 평균 오스테나이트 입자 크기를 갖는 강은 최종 미세 평균 오스테나이트 입자 크기로 된다. 따라서, 본 발명에서 Ti-Nb 첨가량은 낮은 재가열을 실시하는 동시에 TMCP 동안에 목적 오스테나이트 입자 성장을 억제하도록 최적화되어야 한다. 도3A를 참조하면서, 상대적으로 낮은 재가열 온도, 바람직하게는 약 955℃ 내지 약 1065℃(1750℉ 내지 1950℉)가 고온 전단변형 전의 재가열된 강 슬래브(32')에서 약 120μm 미만의 초기 평균 오스테나이트 입자 크기 D'를 수득하기 위해 사용된다. 본 발명에 따른 가공은 보다 높은 재가열 온도, 즉 약 1095℃(2000℉)보다 높은 통상적 TMCP에서 사용함으로써 초래되는 과도한 오스테나이트 입자 성장을 피한다. 다이나믹 재결정화 유도된 입자 미세화를 촉진하기 위해, 약 10%보다 큰 헤비/패스 감축(heavy/pass reduction)을 오스테나이트가 재결정화하는 온도 범위에서의 핫 롤링 동안에 사용한다. 도3B를 참조하면서, 본 발명에 따른 가공은 오스테나이트가 재결정화하는 온도 범위에서 핫 롤링(변형) 후의 강 슬래브(32")에서 약 30μm 미만, 바람직하게는 약 20μm 미만, 보다 바람직하게는 약 10μm 미만의 종래 평균 오스테나이트 입자 크기 D"(즉, d)를 제공하지만, 오스테나이트가 재결정화하지 않는 온도 범위에서의 핫 롤링 전에는 그러하지 않다. 또한, 두께 방향으로 효과적인 입자 크기 감소를 생산하기 위해, 바람직하게는 약 70% 누적률을 초과하는 두께 감축이 약 Tnr온도 미만이고 약 Ar3변형 온도를 초과하는 온도 범위에서 수행된다. 도3C를 참조하면서, 본 발명에 따른 TMCP는 두께 방향으로 매우 미세한 효과적인 입자 크기 D''', 예를 들어 약 10μm 미만, 바람직하게는 약 8μm 미만, 보다 바람직하게는 약 5μm 미만의 효과적 입자 크기 D'''를 갖는 최종 롤링된 강판(32''')의 오스테나이트에서 연신된 팬케이크 구조의 형성을 유도함으로써, 강판(32''')에서 단위 용적당 하이 앵글 경계, 예를 들어 (33)의 인터페이스 영역을 강화하고, 당업자들은 이를 이해할 수 있을 것이다.
보다 구체적으로는, 본 발명에 따른 강은 본원에 기재된 목적 조성물의 슬래브를 형성하고; 약 955℃ 내지 약 1065℃(1750℉ 내지 1950℉)의 온도까지 슬래브를 가열하고; 슬래브를 핫 롤링하여 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위, 즉 약 Tnr온도를 초과하는 온도 범위에서 약 30% 내지 약 70% 감축을 제공하는 하나 이상의 패스에서 강판을 형성하고, 추가로 핫 롤링하여 약 Tnr온도 미만이고 약 Ar3변형 온도를 초과하는 제2 온도 범위에서 약 40% 내지 약 80% 감축을 제공하는 하나 이상의 패스에서 강판을 추가로 형성한다. 이어서, 핫 롤링된 강판을 약 Ms변형 온도+100℃(180℉) 미만이고 약 Ms변형 온도를 초과하는 적절한 QST까지 약 10℃/초 내지 약 40℃/초(18℉/초 내지 72℉/초)의 냉각 속도로 급냉시킨 다음, 급냉을 정지시킨다. 본 발명의 한 양태에서, 급냉이 정지된 다음, 도1의 닷-라인 10으로 표시된 바와 같이, 강판을 QST로부터 실온까지 공냉시킨다. 본 발명의 또 다른 양태에서, 도1의 대쉬 라인 12로 표시된 바와 같이 급냉이 종결된 다음, 강판을 일정 시간 동안, 바람직하게는 약 5분 이하 동안 QST와 실질적 등온에서 유지한 다음, 실온까지 공냉시킨다. 본 발명의 또 다른 실시양태에서는, 도1의 대쉬-닷-닷 라인 11로 표시된 바와 같이 강판을 공냉 속도 보다 느린 속도로, 즉 약 1.0℃/초(1.8℉/초)보다 낮은 속도로 바람직하게는 약 5분 이하 동안 QST로부터 서서히 냉각시킨다. 본 발명의 하나 이상의 양태에서, Ms변형 온도는 약 350℃(662℉) 이므로, Ms변형 온도+100℃(180℉)는 약 450℃(842℉)이다.
강판은 당업자에게 공지된 임의의 적당한 수단, 예를 들어 열담요(thermal blanket)를 강판에 올려놓음으로써 QST와 실질적 등온에서 유지할 수 있다. 강판은 당업자에게 공지된 임의의 적당한 수단, 예를 들어 강판에 단열요(insulating blanket)를 올려놓음으로써 급냉이 종결된 후에 서서히 냉각될 수 있다.
당업자에게 이해된 바와 같이, 두께에서의 감소율은 감축 전의 강판 또는 슬래브의 두께에서의 감소율을 의미한다. 본 발명을 제한하지 않으면서, 설명의 목적을 위해서, 약 25.4cm(10 inch) 두께의 강 슬래브가 제1 온도 범위에서 약 50%(50% 감소) 감소되어 약 12.7cm(5 inch)의 두께로 되고, 이어서 제2 온도 범위에서 약 80%(약 80% 감소) 감소되어 약 2.5cm(1 inch)의 두께로 될 수 있다. 본원에서 사용되는 "슬래브"는 임의의 치수를 갖는 강 조각을 의미한다.
강 슬래브는 실질적으로 전체 슬래브, 바람직하게는 전체 슬래브를 목적 재가열 온도까지 승온시킬 수 있는 적당한 수단에 의해, 예를 들어 슬래브를 일정 시간 동안 노(furnace)상에 올려놓음으로써 가열되는 것이 바람직하다. 본 발명의 범위내에서 임의의 강 조성물을 위해 사용되는 특정 재가열 온도는 적당한 모델을 사용한 실험 또는 계산에 의해 당업자에 의해 쉽게 결정될 수 있다. 추가로, 실질적으로 전체 슬래브, 바람직하게는 전체 슬래브를 목적 재가열 온도까지 승온시키기 위해 필요한 노 온도 및 재가열 시간은 표준 공업 발행물을 참조하여 당업자에 의해 쉽게 결정될 수 있다.
실질적으로 전체 슬래브에 적용되는 재가열 온도를 제외하고, 본 발명의 가공 방법을 기술하는데 참조되는 후속적인 온도는 강의 표면에서 측정된 온도이다. 강의 표면 온도는 예를 들어 광학 고온계에 의해, 또는 강의 표면 온도를 측정하는데 적당한 임의의 기타 장치에 의해 측정될 수 있다. 본원에서 참조되는 냉각 속도는 판 두께의 중앙 또는 실질적으로 중앙에서의 것이며; 급냉 정지 온도( QST)는 급냉이 정지된 후에 판의 두께-중앙으로부터의 열 전달로 인한 판의 표면에 도달되는 가장 높은, 또는 실질적으로 가장 높은 온도이다. 예를 들어, 본 발명에 따른 강 조성물의 실험실적 가열 가공 동안에, 온도계는 중앙 온도 측정을 위해 강 판 두께의 중앙에, 실질적으로 중앙에 배치되지만, 표면 온도는 광학 고온계에 의해 측정된다. 후속적인 가공 동안에 동일 또는 실질적으로 동일한 강 조성물을 사용하여 중앙 온도와 표면 온도를 보정함으로써 중앙 온도는 표면 온도를 직접 측정함으로써 결정될 수 있다. 또한, 목적 가속 냉각 속도를 달성하기 위해 요구되는 온도 및 급냉 유체의 유속은 표준 공업 발행물을 참조하여 당업자에 의해 쉽게 결정될 수 있다.
본 발명의 범위에서 임의의 강 조성물에 대해서, 재결정 범위와 비-재결정 범위와의 경계를 정의하는 온도, Tnr온도는 강의 화학물질, 특히 탄소 농도와 니오븀 농도, 롤링 전의 재가열 온도 및 롤링 패스에서 주어지는 감소에 의존한다. 당업자는 실험 또는 모형 계산에 의해 본 발명의 특정 강에 대해서 이러한 온도를 결정할 수 있다. 유사하게, 본원에서 인용되는 Ar3및 Ms변형 온도는 당업자에 의해 실험 또는 모형 계산에 의해 본 발명의 임의의 강에 대해서 결정될 수 있다.
상기한 TMCP 실시는 Sv 값을 증가시킨다. 또한, 도2B를 다시 참조하면서, 오우스에이징 동안에 생산된 마이크로-라미네이트 미세구조는 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스(28)와 오스테나이트 필름층(30)과의 사이에 다수의 하이 앵글 인터페이스(29)를 제공함으로써 인터페이스 지역을 추가로 증가시킨다. 도2B에 개략적으로 도시된 바와 같이 이러한 마이크로-라미네이트 구성은 도2A에 도시되어 있는 라스간에 오스테나이트 필름층이 없는 통상적 베이나이트/마르텐사이트 라스 구조와 비교될 수 있다. 도2A에 도시된 통상적 구조는 로우 앵글 경계(20)(즉, 로우 앵글 입자 경계로서 효과적으로 작용하는 경계(용어 해설 참조)), 예를 들어 주로 저급 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어진 라스간(22)의 경계로 특징지워 지므로; 분열 크랙(24)이 일단 개시되면, 그다지 방향 변화 없이 라스 경계(20)을 통해 진행할 수 있다. 이와 반대로, 도2B에 도시된 본 발명의 강에서의 마이크로-라미네이트 미세구조는 크랙 경로에서의 상당한 왜곡을 유도한다. 이는, 예를 들어 저급 베이나이트 및 마르텐사이트의 라스(28)에서 개시된 크랙(26)이 베이나이트 및 마르텐사이트 성분 및 오스테나이트 상에서 분열 및 슬립(slip) 평면의 상이한 배향으로 인해 오스테나이트 필름층(30)을 갖는 각각의 하이 앵글 인터페이스(29)에서 평면을 변경하는, 즉 방향을 변경하는 경향이 있기 때문이다. 추가로, 오르텐사이트 필름층(30)은 크랙(26)이 오르텐사이트 필름층(30)을 통해 진행하기 전에 추가의 에너지 흡수로 인해 크랙(26)의 진행을 둔화시킨다. 이러한 둔화는 몇가지 이유에 기인하는데, 첫째로, FCC(본원에서 정의된 바의) 오스테나이트는 DBTT 행동을 보이지 않고, 전단 가공이 유일한 크랙 확장 메카니즘으로 남는다. 둘째로, 로드/스트레인(load/strain)이 크랙의 말단에서 특정값을 초과할 경우, 준안정성 오스테나이트가 변형 유도된 가소성(TRansformation Induced Plasticity(TRIP))을 초래하는 마르텐사이트로의 스트레스 또는 스트레인 유도된 변형을 받을 수 있다. 이러한 TRIP는 상당한 에너지 흡수를 유도하고, 크랙 말단 스트레스 강도(intensity)를 저하시킨다. 마지막으로, TRIP 가공으로부터 형성된 라스 마르텐사이트는 기존의 베이나이트 또는 라스 마르텐사이트에 비해 분열 및 슬립 면의 상이한 배향을 가지므로 크랙 경로를 보다 더 왜곡시킨다. 도2B에 도시된 바와 같이, 결과적으로, 크랙 진행 저항이 마이크로-라미네이트 미세구조에서 현저히 강화된다는 것이다.
본 발명에 따른 강의 베이나이트/오스테나이트 또는 마르텐사이트/오스테나이트 인터페이스는 우수한 인터페이스 결합 강도를 갖고, 이는 인터페이스 분리가 아닌 크랙 편향을 유도한다. 미세-입자성 라스 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트는 패킷(packet)들 간에 하이 앵글 경계를 갖는 패킷으로서 발생한다. 여러개의 패킷이 팬케이크 내에 형성된다. 이는 팬케이크 내의 이러한 패킷을 통해 진행하는 크랙에 대한 왜곡을 강화시키는 구조적 미세화의 정도를 심화한다. 이는 Sv에서의 실질적인 증가를 초래하고, 결과적으로 DBTT를 저하시킨다.
상기한 미세구조적 접근은 기초강판에서 DBTT를 저하시키기 위해 유용하지만, 이들은 용접 HAZ의 조악한 입자를 갖는 구역에서 DBTT를 충분히 낮게 유지시키기에는 온전하게 효과적이지 않다. 따라서, 본 발명은 다음에 기술하는 바와 같이 합금 성분의 고유적 효과를 이용함으로써 용접 HAZ의 조악한 입자를 갖는 구역에서 DBTT를 충분히 낮게 유지시키는 방법을 제공한다.
주요(leading) 페라이트 저온 강은 일반적으로 체심 입방 결정(BBC) 격자에 기초한다. 이러한 결정 시스템은 저비용으로 고강도를 제공하기 위한 잠재성을 제공하지만, 온도가 낮아짐에 따라, 연성에서 취성 파쇄 행동으로의 급격한 전이에 문제점이 있다. 이는 BBC 시스템에서 온도에 대한 임계 융해 전단 응력(CRSS)(본원에서 정의됨)의 강한 민감도에 주로 기인하는데, 여기서 CRSS는 온도가 감소함에 따라 급격히 상승하므로, 전단 가공 및 결과적인 연성 파쇄를 보다 어렵게 만든다. 한편, 브리틀 파쇄 공정, 예를 들어 분열(cleavage)의 임계 전단은 온도에 덜 민감하다. 따라서, 온도가 저하됨에 따라 분열은 파쇄 모드에 호의적으로 되고, 저에너지 브리틀 파쇄의 개시를 유도한다. CRSS는 강의 고유 성질이고, 전위(dislocation)가 전단변형시에 슬립 교차하는 것이 얼마나 용이한지에 의존한다; 즉, 슬립 교차가 보다 용이한 강은 낮은 CRSS를 가지므로, 낮은 DBTT를 갖는다. 몇몇의 면심 입방(FCC) 안정화제, 예를 들어 Ni가 슬립 교차를 촉진하는 것으로 알려져 있는 반면, BCC 안정화 합금 성분, 예를 들어 Si, Al, Mo, Nb 및 V는 슬립 교차를 방해한다. 본 발명에서, FCC 안정화제, 예를 들어 Ni 및 Cu의 함량은 바람직하게는 약 1.0중량% 이상, 보다 바람직하게는 약 1.5중량% 이상의 Ni 합금을 함유하고; 강에서 BCC 안정화제 합금 성분의 함량은 실질적으로 최소화하면서 비용을 고려하여 DBTT를 저하시키도록 최적화하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 강에 대한 화학물질 및 가공의 특별한 조합으로부터 초래된 고유적 및 미세구조적 인성화의 결과로서, 이러한 강은 용접 후에 기판 및 이의 HAZ 둘 다에서 우수한 저온 인성을 갖는다. 이러한 강의 용접 후의 기판 및 이의 HAZ 둘 다에서의 DBTT는 약 -73℃(-100℉)보다 낮고, 약 -107℃(-160℉)보다 낮아질 수 있다.
(2) 830㎫(120ksi) 이하의 인장 강도 및 미세구조 및 성질의 두께 방향 균일성
마이크로-라미네이트 미세구조의 강도는 라스 마르텐사이트 및 저급 베이나이트의 탄소 함량에 의해 주로 결정된다. 본 발명의 저합금 강에서, 오우스에이징은 강판에서의 오스테나이트 함량을 약 2용적% 내지 약 10용적%, 보다 바람직하게는 약 5용적% 이상으로 한다. 각각, 약 1.0중량% 내지 약 3.0중량% 및 약 0.5중량% 내지 약 2.5중량%의 Ni 및 Mn 첨가가 오스테나이트의 목적 용적 분획 및 오우스에이징을 위한 베이나이트 개시에서의 지연을 제공하기 위해 특히 바람직하다. 바람직하게는 약 0.1중량% 내지 약 1.0중량%의 구리 첨가가 오우스에이징 동안에 오스테나이트의 안정화에 또한 기여한다.
본 발명에서, 목적 강도는 상대적으로 낮은 탄소 함량에서 수득되는데, 이에 부수적 이점으로서 기초강 및 이의 HAZ 둘 다에서의 용접성 및 우수한 인성을 수반한다. 약 0.04중량% C의 최소량이 830㎫(120ksi)보다 큰 인장 강도를 수득하기 위한 전체 합금에서 바람직하다.
본 발명에 따른 강에서 탄소 이외의 기타 합금 성분은 강에서 최대로 수득할 수 있는 강도에 대해서 실질적으로 부합되는 것은 아니지만, 이러한 성분들은 약 2.5cm(1 inch)보다 큰 두께의 판 및 가공 유연성을 위해 요구되는 냉각 속도 범위에 대해 목적하는 미세구조의 두께-방향 균일성 및 강도를 제공하는 것이 바람직하다. 이는 두꺼운 판의 중앙 부분에서의 실제 냉각 속도는 표면에서의 속도보다 낮기 때문에 중요하다. 따라서, 표면과 중앙의 미세구조는 강이 판의 표면과 중앙간의 냉각 속도 차이에 대한 민감성을 제거하도록 설계되지 않는 한 매우 다를 수 있다. 이에 관하여, Mn 및 Mo 합금 첨가, 특히 Mo 및 B의 조합 첨가가 특히 효과적이다. 본 발명에서, 이러한 첨가는 경화능력(hardenability), 용접능력, 낮은 DBTT 및 비용을 고려하여 최적화된다. 본 명세서에서 앞서 기재한 바와 같이, DBTT를 저하시키는 관점에서, 전체 BCC 합금 조건이 최소한으로 유지되는 것이 필수적이다. 바람직한 화학물질 표적 및 범위는 본 발명의 이런 저런 요건을 충족시키도록 설정된다.
(3) 저열 투입 용접에 대한 우수한 용접능력
본 발명의 강은 우수한 용접능력을 위해 고안된다. 특히, 저열 투입 용접에서의 가장 중요한 관심사는 조악한 입자를 갖는 HAZ에서의 냉각 크래킹(cold cracking) 또는 수소 크래킹이다. 본 발명의 강에 대해서, 냉각 크래킹 감수성은 당분야에서 중요한 파라미터로서 간주되었던 경도 및 탄소 당량에 의해서가 아니라, HAZ 미세구조의 탄소 함량 및 형태에 의해 중대하게 영향을 받는다. 무열 또는 저열(약 100℃(212℉)보다 낮은) 용접 조건하에서 강이 용접될 경우에 냉각 크래킹을 피하기 위해서, 탄소 첨가의 바람직한 상한은 약 0.1중량%이다. 본원에서 사용된 바와 같이, 어떤 식으로든 본 발명을 제한하지 않으면서, "저열 투입 용접"이라 함은 약 2.5KJ/mm(7.6kJ/inch) 이하의 아크 에너지를 갖는 용접을 의미한다.
저급 베이나이트 또는 자가-뜨임(auto-tempered) 라스 마르텐사이트 미세구조는 냉각 크래킹에 대해 우수한 저항을 제공한다. 본 발명의 강에서 기타 합금 성분은 신중히 균형을 맞춰 경화능력 및 강도 요건을 보충하여 조악한 입자를 갖는 HAZ에서 이러한 바람직한 미세구조의 형성을 확보한다.
강 슬래브에서 합금 성분의 역할
본 발명에 대해 여러가지 합금 성분의 역할 및 이들의 농도에 대한 바람직한 제한은 다음과 같다:
탄소(C)는 강에서 가장 효과적인 강도강화 성분이다. 입자 성장 억제 및 침전 강도강화(strengthening)를 제공하기 위해 강에서 강력한 탄화물 형성제, 예를 들어 Ti, Nb 및 V와 또한 조합된다. 탄소는 경화능력, 즉 냉각 동안에 강에서 보다 딱딱하고 강한 미세구조를 형성하는 능력을 또한 강화한다. 탄소 함량이 약 0.04중량%보다 낮은 경우, 목적 강도강화, 즉 830㎫(120ksi)보다 큰 인장 강도를 강에서 유도하기에는 일반적으로 충분하지 않다. 탄소 함량이 약 0.12중량%보다 클 경우에, 일반적으로 강은 용접 동안에 냉각 크래킹되기 쉽고, 용접시에 강판 및 이의 HAZ에서 인성이 감소된다. 약 0.04중량% 내지 약 0.12중량%의 탄소 함량이 목적 미세구조, 즉 자가-뜨임 라스 마르텐사이트 및 저급 베이나이트를 생산하는데 바람직하다. 보다 바람직하게는 탄소 함량의 상한은 약 0.07중량%이다.
망간(Mn)은 강에서 매트릭스 강화제이고, 또한 경화능력에 상당히 기여한다. Mn 첨가는 오우스에이징에 필요한 목적 베이나이트 변형 지연시간을 수득하는데 유용하다. 0.5중량% Mn의 최소량은 약 2.5cm(1 inch)를 초과하는 두께의 판에서 목적 고강도를 수득하는데 바람직하고, 약 1.0중량% 이상의 Mn의 최소량이 보다 더 바람직하다. 하지만, 과량의 Mn은 인성에 해로울 수 있고, 그래서 약 2.5중량%의 상한이 본 발명에서 바람직하다. 이러한 상한은 높은 Mn 및 연속적 캐스트 강에서 발생하기 쉬운 중앙선 분리 및 미세구조 및 성질에서의 두께 방향 비-균일성을 실질적으로 최소화시키 위해 바람직하다. 보다 바람직한 Mn 함량의 상한은 약 1.8중량%이다. 니켈 함량이 약 3중량%를 초과할 경우, 목적 고강도는 망간의 첨가 없이 달성될 수 있다. 따라서, 넓은 의미에서, 약 2.5중량% 이하의 망간이 바람직하다.
규소(Si)는 환원 목적을 위해 첨가되고, 약 0.01중량%의 최소량이 이런 목적을 위해 바람직하다. 하지만, Si는 강한 BCC 안정화제이므로, DBTT를 증가시키고, 인성에 대해 역효과를 준다. 이러한 이유로, Si가 첨가될 경우, 약 0.5중량% Si의 상한이 바람직하다. 보다 바람직한 Si 함량의 상한은 약 0.1중량%이다. 규소는 환원을 위해 항상 요구되는 것은 아닌데, 이는 알루미늄 또는 티탄이 동일한 역할을 하기 때문이다.
니오븀(Nb)은 강도 및 인성을 향상시키는 롤링된 강의 미세구조의 입자 미세화를 촉진하기 위해 첨가된다. 핫 롤링 중에 탄화니오븀의 침전물은 재결정을 저지하고, 입자 성장을 억제하므로, 오스테나이트 입자 미세화의 수단을 제공한다. 이러한 이유로, 약 0.02중량% 이상의 Nb가 바람직하다. 하지만, Nb는 강한 BCC 안정화제이므로 DBTT를 증가시킨다. 너무 많은 Nb는 용접능력 및 HAZ 인성에 해로울 수 있으며, 약 0.1중량%의 최대량이 바람직하다. 보다 바람직한 Nb 함량의 상한은 약 0.05중량%이다.
티탄(Ti)은 소량으로 첨가되고, 강의 롤링된 구조 및 HAZ에서 입자 크기를 미세화하는 미세한 질화티탄(TiN) 입자를 형성하는데 효과적이다. 따라서, 강의 인성이 향상된다. Ti는 Ti/N의 중량비가 바람직하게는 약 3.4가 되도록 첨가된다. Ti는 강한 BCC 안정화제이므로 DBTT를 증가시킨다. 과량의 Ti는 보다 조악한 TiN 또는 탄화티탄(TiC) 입자를 형성하므로 강의 인성을 파괴하는 경향이 있다. 약 0.008중량% 미만의 Ti 함량은 일반적으로 충분히 미세한 입자 크기를 제공할 수 없거나 강에서 N과 TiN으로서 연결될 수 없고, 약 0.03중량% 이상은 인성 파괴를 야기할 수 있다. 보다 바람직하게는, 강은 약 0.01중량% 이상의 Ti 약 0.02중량% 이하의 Ti를 함유한다.
알루미늄(Al)은 환원의 목적으로 본 발명의 강에 첨가된다. 약 0.001중량% 이상의 Al이 이러한 목적을 위해 바람직하고, 약 0.005중량% 이상의 Al이 보다 바람직하다. Al은 HAZ에 융해된 질소와 결합한다. 하지만, Al은 강한 BCC 안정화제이므로 DBTT를 증가시킨다. Al 함량이 너무 높다면, 즉 약 0.05중량%를 초과하면, 산화알루미늄(Al2O3) 형태 함유물을 형성하는 경향이 있는데, 이는 강 및 이의 HAZ의 인성에 해로울 수 있다. 보다 더 바람직하게는, Al 함량의 상한은 약 0.03중량%이다.
몰리브덴(Mo)은 특히, 붕소 및 니오븀과 조합하여 직접 급냉에 대한 경화능력을 증가시킨다. Mo는 오우스에이징을 촉진하기 위해 바람직하다. 이러한 이유로, 약 0.1중량% 이상의 Mo가 바람직하며, 약 0.2중량% 이상의 Mo가 보다 바람직하다. 하지만, Mo는 강한 BCC 안정화제이므로 DBTT를 증가시킨다. 과량의 Mo는 용접 직후의 냉각 크래킹을 야기하는 것을 돕고, 또한 강 및 이의 HAZ의 인성을 파괴하는 경향이 있어서, 약 0.8중량% Mo의 최대량이 바람직하고, 약 0.4중량% Mo의 최대량이보다 바람직하다.
크롬(Cr)은 직접 급냉에서 강의 경화능력을 증가시키는 경향이 있다. 적은 양의 첨가로, Cr은 오스테나이트의 안정을 유도한다. Cr은 내부식성 및 수소 유도 크래킹(HIC) 저항을 향상시킨다. Mo와 유사하게, 과량의 Cr은 용접시 냉각 크래킹을 야기하고, 강 및 이의 HAZ의 인성을 파괴하는 경향이 있어서, 약 1.0중량% Cr의 최대량이 첨가될 경우가 바람직하다. 보다 바람직하게는 Cr이 첨가될 경우, Cr 함량은 약 0.2중량% 내지 약 0.6중량%이다.
니켈(Ni)은 특히 HAZ에서 목적 DBTT를 수득하기 위한 본 발명의 강에 첨가되는 중요한 합금 첨가물이다. 이는 강에서 가장 강력한 FCC 안정화제 중의 하나이다. 강에의 Ni 첨가는 교차 슬립을 강화시키므로 DBTT를 저하시킨다. Mn 및 Mo와 동일한 정도는 아니지만, 강에의 Ni 첨가는 경화능력을 촉진하므로, 두꺼운 부분에서 미세구조 및 성질, 예를 들어 강도 및 인성의 두께 방향 균일성을 도모한다. Ni 첨가는 또한 오우스에이징에서 요구되는 목적 베이나이트 변형 지연 시간을 수득하기 위해 유용하다. 용접 HAZ에서 목적 DBTT를 수득하기 위해, 최소 Ni 함량은 바람직하게는 약 1.0중량%, 보다 바람직하게는 약 1.5중량%이다. Ni가 고가의 합금 성분이므로, 강에의 Ni 첨가는 바람직하게는 약 3.0중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 2.5중량% 미만, 보다 더 바람직하게는 약 2.0중량% 미만, 훨씬 더 바람직하게는 약 1.8중량%로 하여 강의 비용을 실질적으로 최소화한다.
구리(Cu)는 오스테나이트를 안정화시켜 마이크로-라미네이트 미세구조를 생산하기 위한 바람직한 합금 첨가물이다. 바람직하게는 약 0.1중량% 이상, 보다 바람직하게는 약 0.2중량% 이상의 Cu가 이러한 목적을 위해 첨가된다. Cu는 또한 강에서 FCC 안정화제이고, 소량으로 DBTT의 저하에 기여할 수 있다. Cu는 또한 부식 및 HIC 저항에 유익하다. 보다 많은 양에서, Cu는 ε-구리 침전물을 통해 과량의 침전 경화를 유도한다. 적절히 조절되지 않는다면, 이러한 침전은 기판 및 이의 HAZ 둘 다에서 인성을 저하시키고, DBTT를 증가시킨다. 보다 높은 Cu는 슬래브 캐스팅 및 핫 롤링 동안에 취성화(embrittlement)를 야기할 수 있고, 완화하기 위해 Ni의 보조-첨가를 요구한다. 이러한 이유로, 약 1.0중량% Cu의 상한이 바람직하고, 약 0.5중량% Cu의 상한이 보다 바람직하다.
붕소(B)는 소량으로 기판 및 조악한 입자를 갖는 HAZ 둘 다에서 상부 베이나이트의 형성을 억제함으로써 강의 경화능력을 대단히 증가시키고, 라스 마르텐사이트, 저급 베이나이트 및 페라이트의 강 미세구조의 형성을 촉진할 수 있다. 일반적으로 약 0.0004중량% 이상의 B가 이러한 목적을 위해 요구된다. 붕소가 본 발명의 강에 첨가될 경우, 약 0.0006중량% 내지 약 0.0020중량%가 바람직하고, 약 0.0010중량%의 상한이 보다 바람직하다. 하지만, 강에서 기타 합금이 적절한 경화능력 및 목적 미세구조를 제공한다면, 붕소는 요구 조건이 아닐 수 있다.
(4) 후용접 열처리(PWHT)가 요구될 경우 바람직한 강 조성물
PWHT는 고온에서, 예를 들어 약 540℃(1000℉)보다 높은 온도에서 수행된다. PWHT로부터의 열노출은 하위구조의 회복에 수반되는 미세구조의 연화(즉, 가공 이점의 손실) 및 시멘타이트(cementite) 입자의 조악화로 인하여 기판 및 이의 용접 HAZ에서의 강도의 손실을 유도할 수 있다. 이를 극복하기 위해, 상기한 기초강 화학물질이 바람직하게는 소량의 바나듐을 첨가됨으로써 개질된다. 바나듐은 PWHT 직후 기초강 및 이의 HAZ에서 탄화바나듐(VC)를 형성함으로써 침전 강도강화를 제공하기 위해 첨가된다. 이러한 강도강화는 PWHT 직후 강도 손실을 실질적으로 상쇄하기 위한 것이다. 하지만, 과량의 VC 강도강화는 기판 및 이의 HAZ 둘 다에서 인성을 저하시키고, DBTT를 증가시키므로 피해야 한다. 본 발명에서 약 0.1중량%의 상한이 이러한 이유로 V에 대해 바람직하다. 하한은 바람직하게는 약 0.02중량%이다. 보다 바람직하게는 약 0.03중량% 내지 약 0.05중량%의 V가 강에 첨가된다.
본 발명의 강에서 성질의 이러한 스텝-아웃(step-out) 조합은 특정 저온 공정, 예를 들어 저온에서 천연 가스를 저장 및 수송하기 위한 저비용 가능 기술을 제공한다. 이러한 신규한 강은, 일반적으로 훨씬 높은 니켈 함량(약 9중량% 이하)을 요구하며 훨씬 낮은 강도(약 830㎫(120ksi)보다 낮은)를 갖는 현재 최신 상업적 강에 비해 저온 적용을 위해 상당한 물질 비용 절감을 제공할 수 있다. 화학물질 및 미세구조 디자인이 DBTT를 저하시키고 약 2.5cm(1 inch)를 초과하는 단면 두께에 대해 두께 방향으로의 균일한 물성을 제공하기 위해 사용된다. 이러한 새로운 강은 바람직하게는 약 3중량% 미만의 니켈 함량, 약 830㎫(120ksi) 초과, 바람직하게는 약 860㎫(125ksi) 초과, 보다 바람직하게는 약 900㎫(130ksi) 초과의 인장 강도, 약 -73℃(-100℉)보다 낮은 연성에서 취성으로의 전이 온도(DBTT), 및 DBTT에서 우수한 인성을 제공한다. 이러한 새로운 강은 약 930㎫(135ksi)보다 크거나, 약 965㎫(140ksi)보다 크거나, 약 1000㎫(145ksi)보다 큰 인장 강도를 가질 수 있다. 이러한 강의 니켈 함량은 용접 후에 성능을 강화시키기 위해 경우에 따라 약 3중량%를 초과할 수 있다. 각각의 니켈의 1중량% 첨가는 약 10℃(18℉) 만큼 강의 DBTT를 저하시키는 것이 예상된다. 니켈 함량은 바람직하게는 9중량% 미만, 보다 바람직하게는 약 6중량% 미만이다. 니켈 함량은 강의 비용을 최소화시키기 위해 최소로 하는 것이 바람직하다.
이상, 발명을 하나 이상의 바람직한 실시양태의 관점에서 기술하였지만, 이는 하기 청구항에 제시되는 본 발명의 범주를 벗어나지 않으면서 기타 변형이 만들어 질 수 있는 것으로 이해되어야 한다.
용어 해설:
Ac1변형 온도: 오스테나이트가 가열 동안에 형성되기 시작하는 온도
Ac3변형 온도: 페라이트의 오스테나이트로의 변형이 가열 동안에 완성되는 온도
Al2O3: 산화알루미늄
Ar3변형 온도: 오스테나이트가 냉각 동안에 페라이트로 변형되는 온도
BCC: 체심 입방
냉각 속도: 판 두께의 중앙에서, 또는 실질적으로 중앙에서의 냉각 속도
CRSS(임계 융해 전단 응력): 전위가 전단변형시에 교차 슬립의 용이성에 대한 민감도인, 강의 고유 성질, 즉 교차 슬립이 보다 용이한 강은 낮은 CRSS를 가지므로, 낮은 DBTT를 갖는다
저온: 약 -40℃(-40℉)보다 낮은 임의의 온도
DBTT(연성에서 취성으로의 전이 온도): 구조강에서 2개의 파쇄 구역을 나타낸다; DBTT 미만의 온도에서, 고장은 저에너지 분열(취성) 파쇄에 의해 야기되는 경향이 있지만, DBTT 초과의 온도에서의 고장은 고에너지 연성 파쇄에 의해 야기되는 경향이 있다
FCC: 면심 입방
입자: 다결정성 물질에서 개별 결정
입자 경계: 하나의 결정학적 배향에서 다른 것으로 전이됨으로써, 하나의 입자가 또 다른 입자로부터 분리되는 것에 상응하는 금속내의 좁은 구역
HAZ: 열 작용 구역
HIC: 수소 유도 크래킹
하이 앵글 경계 또는 인터페이스: 하이 앵글 입자 경계로서 효과적으로 작용하는, 즉 진행하는 크랙 또는 파열을 편향시키므로, 파열 경로에서 왜곡을 유도하는 경계 또는 인터페이스
하이 앵글 입자 경계: 결정학적 배향이 약 8˚보다 크게 차이나는 2개의 인접 입자를 분리하는 입자 경계
HSLA: 고강도, 저합금
임계간 재가열: 약 Ac1변형 온도에서 약 Ac3변형 온도까지의 가열
저합금 강: 약 10중량% 미만의 전체 합금 첨가제를 함유하는 강
로우 앵글 입자 경계: 결정학적 배향이 약 8˚미만으로 차이나는 2개의 인접 입자를 분리하는 입자 경계
저열 투입 용접: 약 2.5KJ/mm)(7.6kJ/inch) 이하의 아크 에너지를 갖는 용접
MA: 마르텐사이트-오스테나이트
Ms변형 온도: 냉각 동안에 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변형이 개시되는 온도
주로: 본 발명에서 사용되는 바와 같이, 약 50용적% 이상을 의미한다
급냉: 본 발명에서 사용되는 바와 같이, 공냉의 반대말로서, 강의 냉각 속도를 증가시키는 경향이 있는 유체를 선택사용함으로써 냉각을 가속하는 것
급냉 정지 온도(QST): 급냉이 정지된 후에 판의 두께-중앙으로부터의 열 전달로 인하여 판의 표면에 도달되는 가장 높은, 또는 실질적으로 가장 높은 온도
슬래브: 임의의 치수를 갖는 강 조각
Sv: 강판에서 단위 용적당 전체 하이 앵글 경계의 인터페이트 영역
인장 강도: 인장 시험에서, 최대 로드/원래 단면적 비율
TiC: 탄화티탄
TiN: 질화티탄
Tnr온도: 오스테나이트가 재결정화하지 않는 온도
TMCP: 열-기계적 제어 롤링 가공
Claims (22)
- 강 슬래브를 실질적으로 균질화(i)하고, 강 슬래브에서 니오븀 및 바나듐의 실질적으로 모든 탄화물 및 탄소질화물을 융해(ii)시키고, 강 슬래브에서 미세한 초기 오스테나이트 입자를 구축(iii)하기에 충분히 높은 재가열 온도까지 강 슬래브를 가열하는 단계(a),오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 하나 이상의 핫-롤링 패스로 강판을 형성하기 위해 강 슬래브를 감소시키는 단계(b),약 Tnr온도 미만이고 약 Ar3변형 온도를 초과하는 제2 온도 범위에서 하나 이상의 핫-롤링 패스로 강판을 추가로 감소시키는 단계(c),강판을 약 Ms변형 온도+100℃(180℃) 미만이고 약 Ms변형 온도를 초과하는 급냉 정지 온도(QST)까지 약 10℃/초 내지 약 40℃/초(18℉/초 내지 72℉/초)의 냉각 속도로 급냉시키는 단계(d), 및급냉을 정지시켜 강판의 약 2용적% 내지 약 10용적%의 오스테나이트 필름층과 약 90용적% 내지 약 98용적%의 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스를 포함하는 마이크로-라미네이트 미세구조로의 변형을 도모하는 단계(e)를 포함하는, 약 2용적% 내지 약 10용적%의 오스테나이트 필름층과 약 90용적% 내지 약 98용적%의 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스를 포함하는 마이크로-라미네이트 미세구조를 갖는 강판의 제조방법.
- 제1항에 있어서, 단계(a)의 재가열 온도가 약 955℃ 내지 약 1065℃(1750℉ 내지 1950℉)인 방법.
- 제1항에 있어서, 단계(a)의 미세한 초기 오스테나이트 입자가 약 120μm 미만의 입자 크기를 갖는 방법.
- 제1항에 있어서, 단계(b)에서 약 30% 내지 약 70%의 강판 슬래브의 두께 감축이 발생하는 방법.
- 제1항에 있어서, 단계(c)에서 약 40% 내지 약 80%의 강판 슬래브의 두께 감축이 발생하는 방법.
- 제1항에 있어서, 강판을 급냉 정지 온도로부터 실온까지 공냉시키는 단계를 추가로 포함하는 방법.
- 제1항에 있어서, 강판을 급냉 정지 온도에서 실질적으로 등온으로 약 5분 이하 동안 유지시키는 단계를 추가로 포함하는 방법.
- 제1항에 있어서, 강판을 약 1.0℃/초(1.8℉/초) 미만의 속도로 약 5분 이하 동안 급냉 정지 온도에서 서서히 냉각시키는 단계를 추가로 포함하는 방법
- 제1항에 있어서, 단계(a)의 강 슬래브가 철과 다음의 합금 성분들을 아래에 지시된 중량%로 포함하는 방법:약 0.04% 내지 약 0.12% C,약 1% 이상의 Ni,약 0.1% 내지 약 1.0% Cu,약 0.1% 내지 약 0.8% Mo,약 0.02% 내지 약 0.1% Nb,약 0.008% 내지 약 0.03% Ti,약 0.001% 내지 약 0.05% Al 및약 0.002% 내지 약 0.005% N.
- 제9항에 있어서, 강 슬래브가 약 6중량% 미만의 Ni를 포함하는 방법.
- 제9항에 있어서, 강 슬래브가 약 3중량% 미만의 Ni를 포함하고, 약 0.5중량% 내지 약 2.5중량% Mn을 추가로 포함하는 방법.
- 제9항에 있어서, 강 슬래브가 (i) 약 1.0중량% 이하의 Cr, (ii) 약 0.5중량% 이하의 Si, (iii) 약 0.02중량% 내지 약 0.10중량%의 V 및 (iv) 약 2.5중량% 이하의 Mn으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 첨가제를 추가로 포함하는 방법.
- 제9항에 있어서, 강 슬래브가 약 0.0004중량% 내지 약 0.0020중량%의 B를 추가로 포함하는 방법.
- 제1항에 있어서, 단계(e) 이후에, 강판이 기판 및 이의 HAZ에서 약 -73℃(-100℉)보다 낮은 DBTT를 가지며, 830㎫(120ksi)보다 큰 인장 강도를 갖는 방법.
- 인장 강도가 830㎫(120ksi)보다 크고 DBTT가 강판 및 이의 HAZ 둘 다에서 약 -73℃(-100℉)보다 낮으며 철과 다음의 합금 성분들을 아래에 지시된 중량%로 포함하는 재가열된 강 슬래브로부터 생산되는, 약 2용적% 내지 약 10용적%의 오스테나이트 필름층과 약 90용적% 내지 약 98용적%의 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스를 포함하는 마이크로-라미네이트 미세구조를 갖는 강판:약 0.04% 내지 약 0.12% C,약 1% 이상의 Ni,약 0.1% 내지 약 1.0% Cu,약 0.1% 내지 약 0.8% Mo,약 0.02% 내지 약 0.1% Nb,약 0.008% 내지 약 0.03% Ti,약 0.001% 내지 약 0.05% Al 및약 0.002% 내지 약 0.005% N.
- 제15항에 있어서, 강 슬래브가 약 6중량% 미만의 Ni를 포함하는 강판.
- 제15항에 있어서, 강 슬래브가 약 3중량% 미만의 Ni를 포함하고, 약 0.5중량% 내지 약 2.5중량% Mn을 추가로 포함하는 방법.
- 제15항에 있어서, 강 슬래브가 (i) 약 1.0중량% 이하의 Cr, (ii) 약 0.5중량% 이하의 Si, (iii) 약 0.02중량% 내지 약 0.10중량%의 V 및 (iv) 약 2.5중량% 이하의 Mn으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 첨가제를 추가로 포함하는 방법.
- 제15항에 있어서, 강 슬래브가 약 0.0004중량% 내지 약 0.0020중량%의 B를 추가로 포함하는 방법.
- 제15항에 있어서, 마이크로-라미네이트 미세구조가 미세-입자성 마르텐사이트와 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스 및 오스테나이트 필름층 사이에 다수의 하이 앵글 인터페이스를 제공하는 열-기계적 제어 롤링 가공에 의해 크랙 경로 왜곡을 실질적으로 최대화하도록 최적화된 강판.
- 강판을 가공하여 약 2용적% 내지 약 10용적%의 오스테나이트 필름층과 약 90용적% 내지 약 98용적%의 주로 미세-입자성 마르텐사이트 및 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스를 포함하는 마이크로-라미네이트 미세구조를 생산하고, 마이크로-라미네이트 미세구조가 미세-입자성 마르텐사이트와 미세-입자성 저급 베이나이트의 라스 및 오스테나이트 필름층 사이에 다수의 하이 앵글 인터페이스를 제공하는 열-기계적 제어 롤링 가공에 의해 크랙 경로 왜곡을 실질적으로 최대화하도록 최적화됨을 포함하여, 강판의 크랙 진행 저항을 강화시키는 방법.
- 제21항에 있어서, 약 1.0중량% 이상의 Ni과 약 0.1중량% 이상의 Cu를 첨가하고 BCC 안정화 성분의 첨가를 실질적으로 최소화함으로써, 강판의 크랙 진행 저항을 추가로 강화하고, 용접시 강판의 HAZ의 크랙 진행 저항을 강화시키는 방법.
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