KR20150075315A - 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법 - Google Patents

표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 액화가스 저장 탱크 및 수송설비 등의 저온에서부터 실온까지 광범위한 온도에 사용할 수 있는 저온용강에 관한 것으로서, 인장 등의 가공 공정 후에도 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법을 제공한다.

Description

표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법 {STEELS FOR LOW TEMPERATURE SERVICES HAVING SUPERIOR DEFORMED SURFACE QUALITY AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은 표면 가공 품질이 우수한 저온용강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 액화가스 저장 탱크 및 수송설비 등의 저온에서부터 실온까지 광범위한 온도에서 사용할 수 있는, 가공 후 표면 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
액화천연가스 및 액체질소 등의 저장용기, 해양구조물 및 극지방 구조물에 사용되는 강재는 극저온에서도 충분한 인성과 강도를 유지하는 저온용강이어야 한다. 이러한 저온용강은 뛰어난 저온 인성과 강도뿐만 아니라 열팽창율과 열전도율이 작아야 하며, 자기특성도 문제가 되는 강이다.
액화가스 분위기의 저온에서 사용 가능한 재료로서 종래부터 AISI304등의 Cr-Ni계 스테인레스강이나 9% Ni강 및 5000계열의 알루미늄 합금 등이 사용되어 왔다. 그러나 알루미늄 합금의 경우 소재 비용이 높고 낮은 강도로 인해 구조물의 설계 두께가 증가하게 되며 용접 시공성도 좋지 않아 사용이 제한적이라는 문제를 가진다. 반면 Cr-Ni계 스테인레스와 9% Ni강 등은 고가의 니켈 함유 및 열처리가 추가로 필요하여 제조 비용이 상승할뿐 아니라 용접 재료 또한 고가의 니켈을 다량 함유하고 있어 광범위한 적용에 문제가 되어 왔다.
이를 해결하기 위해 고가인 니켈 함량을 저감하여 대신 망간, 크롬 등을 첨가한 기술로서 특허문헌 1과 특허문헌 2를 들 수 있다. 상기 특허문헌 1은 니켈 함량을 1.5~4%까지 감소시키고 대신 망간, 크롬을 각각 16~22%, 2~5.5% 첨가하여 오스테나이트 조직을 확보함으로써 극저온 인성을 향상시킨 기술이며, 특허문헌 2 는 니켈 함량을 5.5% 정도로 감소시키고 대신 망간, 크롬을 각각 2.0%, 1.5%이하 첨가하여 반복 열처리 및 템퍼링을 통해 페라이트 결정립을 미세화하여 극저온 인성을 확보하는 기술이다. 그러나 상기 특허문헌 1 및 2는 역시 여전히 고가의 니켈을 함유하고 있으며 또한 극저온 인성을 확보하기 위해 여러 단계의 반복열처리 및 템퍼링을 실시하고 있으므로, 비용적인 측면이나 공정의 간소화 측면에서 유리하지 않다.
액화가스에 사용되는 구조용강에 관한 또 다른 기술로는 니켈을 완전히 배제한 소위 니켈-프리(Ni-free) 고망간강을 들 수 있다. 상기 고망간강은 망간의 첨가량에 따라 각각 페라이트계와 오스테나이트계로 나뉘어 진다. 예를 들면 특허문헌 3은 9% 니켈 대신에 5% 망간을 첨가하고 이를 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 이상역 온도 구간에서 4회의 반복열처리를 통해 결정립을 미세화한 후 템퍼링 하여 극저온인성을 향상시킨 기술이다. 또한, 특허문헌 4는 13%의 망간을 첨가하여 오스테나이트와 페라이트의 이상역 온도구간에서 4회의 반복열처리를 통해 결정립을 미세화한 후 템퍼링하여 극저온인성을 향상시킨 기술이다. 상기 특허문헌 3 및 4는 페라이트를 주 조직으로 하고 있으며, 극저온 인성을 얻기 위해 4회 이상의 반복열처리 및 템퍼링을 통해 페라이트 결정립을 미세화시키는 것들을 주된 골자로 하고 있다. 그러나, 이러한 기술들은 열처리 회수의 증가로 인해 비용 증가 및 열처리 설비 부하가 생기는 문제점이 있다. 따라서 주 조직을 페라이트가 아닌 오스테나이트 (혹은 오스테나이트와 입실런 마르텐사이트의 혼합조직)로 하여 극저온 인성을 얻기 위한 기술이 개발되었다.
오스테나이트를 주 조직으로 하는 저온용강의 경우 다량의 탄소와 망간을 첨가하여 오스테나이트를 안정화 시키게 되나, 이는 오스테나이트의 재결정 거동에 영향을 주어 통상의 압연 온도 구간에서 부분 재결정 및 불균일 결정립 성장으로 인해, 특정한 소수의 오스테나이트 결정립만이 과도하게 성장하여 미세조직 내 오스테나이트 결정립 크기의 심각한 불균일화를 초래한다.
특허문헌 1: 대한민국 공개특허 제1998-0058369호 특허문헌 2: 국제공개특허 제WO2007-080646호 특허문헌 3: 미국등록특허 제4257808호 특허문헌 4: 대한민국 공개특허 제1997-0043149호
본 발명은 인장 및 벤딩 등의 가공 후에도 표면 가공 품질이 우수한 저온용강을 제공하고자 한다.
또한, 본 발명은 인장 및 벤딩 등의 가공 후에도 표면 가공 품질이 우수한 저온용강의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명은 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23의 조건을 충족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량%는 제외), 질소(N): 1 중량% 이하 (0중량%는 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57의 조건을 충족하는 범위, 니켈(Ni): 5중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 5중량% 이하, 규소(Si): 4중량% 이하, 알루미늄(Al): 5중량% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의해 구해지는 적층결함에너지(SFE)가 24mJ/m2이상인 표면가공 품질이 우수한 저온용강에 의하여 달성된다.
[관계식 1]
SFE (mJ/m2) = 1.6Ni - 1.3Mn + 0.06Mn2 - 1.7Cr + 0.01Cr2 + 15Mo - 5.6Si + 1.6Cu + 5.5Al - 60(C + 1.2N)1/2 + 26.3(C + 1.2N)(Cr + Mn + Mo)1/2 + 0.6[Ni(Cr + Mn)]1/2
[단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Si, Al, Ni, Mo 및 N 은 각 성분함량의 중량%를 의미함]
여기에서, 바람직하게는 상기 저온용강은 오스테나이트 조직을 면적분율로 95% 이상 포함한다.
바람직하게는, 상기 오스테나이트 입계에 존재하는 탄화물은 면적분율로 5% 이하이다.
바람직하게는, 상기 저온용강의 쌍정발생응력은 상기 저온용강의 인장변형 5%에 대응되는 인장응력 이상이다.
또한, 본 발명은 상기 본 발명의 강 조성을 갖고 상기 관계식 1에 의해 구해지는 적층결함에너지(SFE)가 24mJ/m2이상인 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~950℃에서 마무리 압연하는 열간압연단계를 포함하는 판표면가공 품질이 우수한 저온용강의 제조 방법에 의하여 달성된다.
본 발명은 강재의 조성성분 및 조성범위의 조절을 통하여 적층결함에너지를 높여주어, 강재 내부에 비이상적으로 조대한 결정립이 형성된 것과 상관없이 표면 가공 품질이 우수한 강재를 제공할 수 있다.
도 1a는 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 비이상 조대 결정립을 형성한 종래의 강재의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 1b는 도 1a의 종래의 강재를 인장 후, 촬영한 사진으로 강재의 표면이 불균일한 것을 보여주는 사진이다.
도 2a는 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 비이상 조대 결정립을 형성한 본 발명의 일 실시예의 강재의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2b는 도 2a의 본 발명의 일 실시예의 강재를 인장 후에 촬영한 사진으로 표면이 균일한 것을 보여주는 사진이다.
도 3은 본 발명에서 제어하는 탄소 및 망간의 범위를 나타내는 그래프이다.
본 발명은 강재 내부에 비이상적으로 조대한 결정립이 형성된 것과 상관없이 인장 및 벤딩 등의 가공 공정 후에도 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
통상 탄소와 망간 함량이 높은 오스테나이트 조직의 경우 변형 거동은 일반적인 탄소강과는 달리 슬립과 쌍정에 의해 이루어지며 변형 초기는 주로 균일 변형인 슬립에 의해 이루어지나, 이후에는 불균일 변형인 쌍정이 동반하여 나타나게 된다. 쌍정 발생에 필요한 응력은 첨가 원소의 함수인 적층결함에너지와 결정립 크기가 주요 변수이며 특히, 결정립 크기가 클수록 쌍정 형성에 필요한 응력이 감소하게 되어 작은 변형하에서도 쉽게 쌍정이 발생하게 된다. 소수의 조대한 결정립이 미세조직 내에 존재하는 경우, 변형 초기 조대 결정립에서 쌍정 변형이 발생되어 불균일 변형을 일으키므로, 재료의 표면 특성을 열위하게 만들어 최종 구조물의 두께 불균일을 유발한다. 특히, 저온 압력용기와 같이 균일한 강재의 두께 확보를 통한 내압 저항성이 요구되는 구조물의 경우, 구조 설계 및 사용에 큰 문제를 발생시키게 된다. 따라서 탄소와 망간의 첨가를 통해 미세조직을 오스테나이트화한 강재의 경우, 조대 결정립의 조기 쌍정 변형에 따른 표면 불균일을 해결함으로써, 표면 가공 품질을 향상시킬 수 있다.
이와 같이, 탄소 및 망간을 다량 함유한 강재는 통상의 압연 온도 영역에서 오스테나이트 조직의 부분 재결정 및 결정립 성장이 발생하여 비이상적으로 조대한 오스테나이트가 생성될 수 있다. 일반적으로 쌍정형성에 필요한 임계응력은 슬립의 경우보다 높으나 상기와 같은 이유로 결정립이 큰 경우, 쌍정형성에 필요한 응력이 감소하여 변형 초기에 쌍정 변형이 발생하므로 불연속 변형에 의해 표면품질의 열화가 일어난다. 본 발명은 비이상적으로 조대한 오스테나이트 결정립이 생성된 경우에도, 변형쌍정에 필요한 임계응력을 높임으로써 변형쌍정 생성을 억제할 수 있다.
이하, 본 발명의 표면 가공 품질이 우수한 저온용강에 관하여 상세히 설명한다.
본 발명의 표면가공 품질이 우수한 저온용강은 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23의 조건을 충족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량%는 제외), 질소(N): 1 중량% 이하 (0중량%는 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 의 조건을 충족하는 범위, 니켈(Ni): 5중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 5중량% 이하, 규소(Si): 4중량% 이하, 알루미늄(Al): 5중량% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 구해지는 적층결함에너지(SFE)가 24mJ/m2이상이어야 한다.
[관계식 1]
SFE (mJ/m2) = 1.6Ni - 1.3Mn + 0.06Mn2 - 1.7Cr + 0.01Cr2 + 15Mo - 5.6Si + 1.6Cu + 5.5Al - 60(C + 1.2N)1/2 + 26.3(C + 1.2N)(Cr + Mn + Mo)1/2 + 0.6[Ni(Cr + Mn)]1/2
[단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Si, Al, Ni, Mo 및 N 은 각 성분함량의 중량%를 의미함]
망간의 함유량이 높은 강재의 경우, 일반적인 탄소강과 비교하여 적층결함에너지가 낮아 부분 전위의 생성이 용이하며, 이러한 높은 밀도의 부분 전위로 인하여 강재의 변형거동의 변화가 생기게 된다. 따라서 적층결함에너지의 제어를 통해 강재의 변형 거동을 변화시킬 수 있으며, 이러한 적층결함에너지는 합금원소의 함수로 원소별로 에너지값을 높이거나 혹은 낮추는 정도가 상이하다. 상기 식 1은 첨가되는 함금원소의 함량에 따른 적층결함에너지의 변화를 나타내는 관계식으로서, 기존의 이론에 의한 계산값과 본 발명자의 다양한 실험에 의하여 도출된 관계식이다.
도 2a에서는 상기의 성분조성 범위 및 식 1의 조건을 만족하는 본 발명의 일 실시예의 강재의 미세조직을 촬영한 사진을 나타내고 있고, 도 1a에서는 종래의 강재의 미세조직을 촬영한 사진을 나타내고 있다. 도 1a와 도 2a 모두 미세조직은 비이상적으로 조대한 결정립이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있다.
도 1b는 종래의 강재인 도 1a의 미세조직을 갖는 강재를 인장 후, 강재의 표면을 촬영한 사진으로, 불균일이 발생한 것을 확인할 수 있다. 그러나, 본 발명의 일 실시예인 도 2a의 미세조직을 가지는 강재를 인장한 후, 강재의 표면을 촬영한 도 2b를 확인하면, 미세조직은 비이상적으로 조대한 결정립이 형성되었음에도, 도 1b와 다르게 불균일이 발생하지 않은 것을 확인할 수 있다.
[관계식 2]
Figure pat00001

상기 식 2를 통하여 본 발명의 일 실시예인 도 2와 같이 가공 후에도 표면이 균일한 것을 설명할 수 있다. 강재가 외부에서 외력을 받아 변형을 일으키는 경우, 전위의 이동에 의한 슬립과 함께 탄소와 망간의 함량이 높은 오스테나이트 강재의 경우에는 낮은 적층결함에너지로 인해 쌍정 변형이 추가로 수반되어 변형 초기에는 슬립에 의한 변형이 주를 이루나, 이후 쌍정 발생에 필요한 임계 응력을 넘어서는 경우에는 쌍정 변형이 동시에 발생하게 된다. 일반적으로 전위에 의한 슬립 변형은 균일 변형인 반면 쌍정에 의한 변형은 불균일 변형을 하게 되며, 특히, 강재 내 일부 조대 결정립에 국한하여 쌍정 변형이 발생하는 경우에는, 변형 후 미세조직의 불균일을 수반하게 되어 강재의 사용에 바람직하지 못하게 된다.
일반적으로 쌍정발생에 필요한 임계응력은 슬립의 경우보다 높으나, 식 2에서 확인하면 알 수 있듯이 결정립의 크기가 조대해지면 쌍정이 발생하는 응력이 작아지므로, 쌍정형성이 필요한 응력이 감소하여 변형 초기에 조대한 결정립에서 국부적으로 쌍정이 발생하므로 불연속 변형에 의해 표면품질의 열화가 일어나게 되는 것이다.
그러나, 식 2를 보면 알 수 있듯이 적층결함에너지를 높여줌으로써, 결정립의 크기와 상관없이 쌍정발생응력을 높일 수 있으므로, 조대한 결정립을 형성한 것과 상관없이 가공 후에도 우수한 표면품질을 얻을 수 있다.
상기 식 1에 의하여 도출되는 적층결함에너지를 일정 크기 이상으로 유지함으로써, 쌍정의 발생을 억제할 수 있고, 적층결함에너지를 일정 크기 이상으로 유지하는 강재의 조성을 통하여 표면 품질이 우수한 저온용강을 제공할 수 있다.
이하, 강재의 각 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다.
망간(Mn): 15~35중량%
망간은 본 발명에서 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서 극저온에서의 오스테나이트상을 안정화 시키기 위해서 15중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 즉, 망간의 함량이 15중량% 미만인 경우에는 탄소 함량이 작은 경우, 준안정상인 입실런 마르텐사이트가 형성되어 극저온에서의 가공유기변태에 의해 쉽게 알파 마르텐사이트로 변태하므로 인성을 확보할 수 없으며, 이를 방지하기 위해 탄소함량을 증가시켜 오스테나이트의 안정화를 도모할 경우에는 오히려 탄화물 석출로 인해 물성이 급격히 열화되므로 바람직하지 못하다. 따라서 망간의 함량은 15중량% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 반면에, 망간의 함량이 35중량%를 초과하는 경우에는 강재의 부식속도의 저하를 초래하고 함량 증가로 인해 경제성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 망간의 함량은 15~35중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23의 조건을 만족
탄소는 오스테나이트를 안정화시키고 강도를 증가시키는 원소이며, 특히 냉각과정 혹은 가공에 의한 오스테나이트에서 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로의 변태점인 Ms 및 Md를 낮추는 역할을 한다. 따라서, 탄소가 불충분하게 첨가될 경우에는 오스테나이트의 안정도가 부족하여 극저온에서 안정한 오스테나이트를 얻을 수 없으며 또한 외부 응력에 의해 쉽게 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로 가공유기변태를 일으켜 인성을 감소시키며 또한 강재의 강도도 감소시켜며 반대로 탄소의 함량이 과다할 경우에는 탄화물 석출로 인해 인성이 급격히 열화되며 강도의 지나친 증가로 가공성이 나빠지는 단점이 있다.
특히, 본 발명에서 탄소의 함량은 탄소 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계에 주의하며 결정하는 것이 바람직한데, 이를 위하여 본 발명자가 발견한 탄화물 형성에 대한 탄소와 망간의 관계를 도 3에 나타내었다. 도면에서 볼 수 있듯이, 물론 탄화물은 탄소로 인하여 형성되는 것이나, 탄소가 독립적으로 탄화물의 형성에 영향 미치는 것이 아니라, 망간과 복합적으로 작용하여 그 형성 경향에 영향을 미치는 것이다. 도면에서 적정 탄소 함량을 나타내었다. 도면에 탄화물 형성을 방지하기 위해서는 다른 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 충족한다는 전제하에 23.6C+Mn(C, Mn은 각 성분의 함량을 중량% 단위로 나타낸 것임)의 값을 28이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 이는 도면의 평행사변형 영역의 경사진 왼쪽 경계를 의미한다. 23.6C+Mn이 상기 28 미만일 경우에는 오스테나이트의 안정도가 감소하여 극저온에서의 충격에 의해 가공유기변태를 일으켜 충격인성을 저하시키게 된다. 탄소 함량이 너무 높은 경우 즉, 33.5C-Mn이 23보다 클 경우 과다한 탄소의 첨가로 인해 탄화물이 석출하여 저온 충격 인성을 낮추는 문제가 발생한다. 결론적으로, 본 발명에서 탄소는 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 만족하도록 첨가하는 것이 바람직하다. 도면에서도 알 수 있듯이, 상기 수식을 충족시키는 범위내에서 C 함량은 최하한은 0중량% 이다.
구리(Cu): 5중량% 이하(0중량%는 제외)
구리는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려서 오스테나이트와 핵생성된 탄화물 계면에 농축되는데, 이에 따라 탄소의 확산을 방해함으로써 탄화물 성장을 효과적으로 늦추게 되고, 결국 탄화물 생성을 억제하는 효과가 있다. 모재의 경우 제조 과정중 가속 냉각을 통해 탄화물 석출을 억제할 수 있으나 용접 열영향부는 냉각 속도 제어가 쉽지 않으므로 본 발명에서는 탄화물 석출 억제에 매우 효과적인 원소인 구리를 첨가하는 것이다. 또한 구리는 오스테나이트를 안정화시켜 극저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 다만, Cu의 함량이 5중량%를 초과하는 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 상한은 5중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 상술한 탄화물 억제 효과를 얻기 위한 구리의 함량은 0.5중량% 이상인 것이 보다 바람직하다.
질소(N): 1중량%이하(0중량%는 제외)
질소는 탄소와 더불어 오스테나이트를 안정화시켜 인성을 향상시키는 원소이며, 특히 탄소와 같이 고용 강화를 통해 강도를 향상시키는데 매우 유리한 원소이다. 특히, 식 1에서 알 수 있듯이 효과적으로 적층결함에너지를 높여 슬립을 조장하는 원소로 잘 알려져 있다. 다만, 1%를 초과하여 첨가되는 경우 쌍정발생에 필요한 응력이 통상의 강재의 가공량에 해당하는 응력값을 초과하여 불필요하게 되고 조대한 질화물이 형성되어 강재의 표면 품질 및 물성을 열화시키는 문제점이 있으므로, 상한은 1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 원소 이외에도 본 발명의 오스테나이트 강재는 Cr, Ni, Mo, Si, Al을 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr ≤ 57
크롬은 적정한 첨가량의 범위까지는 오스테나이트를 안정화시켜 저온에서의 충격 인성을 향상시키고 오스테나이트내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한 크롬은 강재의 내식성을 향상시키는 원소이기도 하다. 다만 크롬은 탄화물 원소로써 특히, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 저온 충격을 감소시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 크롬의 함량은 탄소 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계에 주의하며 결정하는 것이 바람직한데, 탄화물 형성을 방지하기 위해서는 다른 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 충족한다는 전제하에 28.5C+4.4Cr (C, Cr은 각 성분의 함량을 중량중량% 단위로 나타낸 것임)의 값을 57이하로 제어하는 것이 바람직하다. 28.5C+4.4Cr의 값이 57을 초과하는 경우 과도한 크롬 및 탄소 함량으로 인해 오스테나이트 입계에서의 탄화물 생성을 효과적으로 억제하기 힘들며 따라서 저온에서의 충격인성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 크롬은 28.5C+4.4Cr ≤ 57을 만족하도록 첨가하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 5중량% 이하
니켈은 효과적인 오스테나이트 안정화 원소이며 냉각과정 혹은 가공에 의한 오스테나이트에서 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로의 변태점인 Ms 및 Md를 낮추는 역할을 하여 강재의 인성을 향상시키는 원소이다. 특히, 식 1에서 알 수 있듯이 매우 효과적으로 적층결함에너지를 높여 슬립을 조장하는 원소로 잘 알려져 있다. 다만, 5중량%를 초과하여 첨가되는 경우 쌍정발생에 필요한 응력이 통상의 강재의 가공량에 해당하는 응력값을 초과하여 불필요하게 되며 또한 고가의 원소이므로 경제성이 감소하게 되는 문제점이 있으므로, 상한은 5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 5중량% 이하
몰리브덴은 적정 첨가량 범위에서 오스테나이트를 안정화 시키며 냉각과정 혹은 가공에 의한 오스테나이트에서 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로의 변태점인 Ms 및 Md를 낮추는 역할을 하여 강재의 인성을 향상시키는 원소이다. 또한, 강재 내부에 고용되어 강도를 증가시키는 원소이며, 특히, 오스테나이트 결정립계에 편석되어 결정립계의 안정도를 높여주어 에너지를 감소시켜 줌으로써, 탄질화물의 결정립계 석출을 억제하는 역할을 하는 원소이다. 특히, 식 1에서 알 수 있듯이 효과적으로 적층결함에너지를 높여 슬립을 조장하는 원소로 잘 알려져 있다. 다만, 5중량%를 초과하여 첨가되는 경우, 쌍정발생에 필요한 응력이 통상의 강재의 가공량에 해당하는 응력값을 초과하여 불필요하게 되고, 결정립계 안정도에도 큰 영향을 미치지 못하게 된다. 또한, 고가의 원소이므로 경제성이 감소하게 되고 고강도화에 따른 인성 저하가 발생할 수 있는 문제점이 있으므로, 상한은 5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
규소(Si): 4중량% 이하
규소는 용강의 주조성을 향상시키고 특히, 오스테나이트 강재에 첨가되는 경우 강재 내부에 고용되어 강도를 효과적으로 증가시키는 원소이다. 다만, 4%를 초과하여 첨가되는 경우 적층결함에너지를 감소시켜 쌍정발생을 조장하게 되며 고강도화에 따른 인성 저하가 발생할 수 있는 문제점이 있으므로, 상한은 4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 5중량% 이하
알루미늄은 적정 첨가량 범위에서 오스테나이트를 안정화 시키며 냉각과정 혹은 가공에 의한 오스테나이트에서 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로의 변태점인 Ms 및 Md를 낮추는 역할을 하여 강재의 인성을 향상시키는 원소이다. 또한 강재 내부에 고용되어 강도를 증가시키는 원소이며 특히 강재 내 탄소의 활동도에 영향을 주어 탄화물 형성을 효과적으로 억제하여 인성을 증가시키는 원소이다. 특히, 식 1에서 알 수 있듯이 효과적으로 적층결함에너지를 높여 슬립을 조장하는 원소로 잘 알려져 있다. 다만, 5%를 초과하여 첨가되는 경우 쌍정발생에 필요한 응력이 통상의 강재의 가공량에 해당하는 응력값을 초과하여 불필요하게 되고 산화물 및 질화물 형성을 통해 강의 주조성 및 표면품질을 열위하게 만드는 문제점이 있으므로, 상한은 5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물이다. 다만, 통상의 철강 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상기 저온용강은 오스테나이트 조직을 면적분율로 95% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 저온에서도 연성 파괴를 보이는 대표적인 연질 조직인 오스테나이트는 저온 인성을 확보하기 위한 필수 미세조직으로 면적분율로 95% 이상 포함하는 것이 바람직하며, 95% 미만인 경우 충분한 저온 인성, 즉 -196도에서 41J 이상의 충격인성을 확보하기에 충분하지 못하므로 그 하한은 95%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 오스테나이트 입계에 존재하는 탄화물은 면적분율로 5% 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서 오스테나이트 이외에 존재 가능한 조직으로는 대표적으로 탄화물이 있으며 이는 오스테나이트 결정립계에 석출하여 입계 파단의 원인이 되어 저온 인성 및 연성을 열위하게 만드므로 그 상한은 5%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 저온용강의 쌍정발생응력은 상기 저온용강의 인장변형 5%에 대응되는 인장응력 이상인 것이 바람직하다. 여기에서, 쌍정발생응력은 상기 식 2에 의하여 계산되는 값을 의미하며, 인장변형은 인장실험 시 일축인장 하였을 때 인장변형이 5% 일어난 것을 의미한다. 통상 저온 용기 등 저온 구조물의 제작하기 위한 판재의 성형 시 주어지는 변형량은 인장변형으로 환산 시 5% 이내의 수준이 대부분이므로 불균일 변형을 억제하기 위한 쌍정발생응력은 일축인장 시 변형량 5%에 대응하는 인장응력 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 표면 가공 품질이 우수한 저온용강의 제조 방법에 관하여 상세히 설명한다.
본 발명은 상기 본 발명의 강 조성을 갖고 상기 관계식 1에 의해 구해지는 적층결함에너지(SFE)가 24mJ/m2이상인 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 700~950℃에서 마무리 압연하는 열간압연단계를 포함한다.
본 발명에 따라 저온용강을 제조하기 위해서는 우선 전술한 합금조성 및 상기 관계식 1에 의해 구해지는 적층결함에너지(SFE)가 24mJ/m2이상인 강 슬라브를 준비한다.
다음에, 상기 슬라브를 가열하며, 가열온도는 1050~1250℃가 바람직하다.
이는 슬라브 제조 단계에서 생성되는 주조 조직 및 편석, 2차 상들의 고용 및 균질화를 위한 것이며 1050℃미만인 경우 균질화가 부족하거나 가열로 온도가 너무 낮아 열간 압연 시 변형저항이 커지는 문제가 있고, 1250℃를 초과하는 경우 주조 조직 내 편석대에서의 부분 용융 및 표면 품질의 열화가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 슬라브의 재가열 온도는 1050~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 열간 압연은 마무리 압연온도가 700~950℃가 되도록 행하여지는 것이 바람직한데, 상기 마무리 압연온도가 700℃ 미만일 경우에는 탄화물이 오스테나이트 입계에 석출하여 연신율 및 저온 인성이 감소하고 되고 또한 미세조직의 이방성이 발생하여 기계적 성질의 이방성이 발생할 수 있다.
상기 마무리 압연온도가 950℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도 및 연신율이 저하되어 바람직하지 못하므로 상기 마무리 압연온도는 700~950℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
[ 실시예 ]
하기 표 1에 기재된 성분계를 충족하는 슬라브를, 하기 표 2에 기재된 제조 조건을 통하여 제조한 후, 적층결함에너지, 미세조직, 항복강도 및 탄화물 분율을 측정하여 나타내었고, 하기 표 3에 연신율 및 샤르피 충격인성 등의 물성값을 측정하여 나타내었다. 하기 표 3에서 표면 불균일은 강재의 표면을 육안관찰 하여 평가한 것이다.
구분 C Mn Cu Cr Ni Mo Si Al N
비교예1 0.62 18.12 0.12 0.2 0.012
비교예2 0.37 25.4 1.12 3.85 0.018
비교예3 0.61 18.13 1.5 1.25 0.012
비교예4 0.26 17.03 0.009
비교예5 1.36 18.25 0.011
비교예6 0.42 10.51 0.009
비교예7 0.94 14.6 0.012
비교예8 0.38 24.6 0.8 3.4 0.015
발명예1 0.65 18.2 0.2 0.5 1.5 0.008
발명예2 0.4 24.8 0.3 2.7 0.6 0.8 0.012
발명예3 0.56 21.5 0.7 1.2 0.8 0.005
발명예4 0.31 30.5 0.3 1.2 0.2 0.3 0.015
발명예5 1.2 18.6 0.52 0.8 0.5 1.2 0.007
발명예6 0.83 22.6 0.7 1.9 0.5 0.01
발명예7 0.35 27 1.2 2.2 0.7 0.03
발명예8 0.2 32 0.42 1.9 0.5 0.5 0.7 0.014
구분 23.6C+Mn 33.5C-Mn 28.5C
+4.4Cr		 가열로 온도 (oC) 압연종료온도 (oC) SFE
(mJ/m2)		 오스테나이트 분율 (%) 탄화물 분율 (%)
비교예1 32.8 2.5 18.6 1160 920 19.4 99.1 0.9
비교예2 34.1 -13.1 27.5 1160 875 18.7 99.6 0.4
비교예3 32.5 2.1 22.9 1160 912 21.0 99 1
비교예4 23.2 -8.4 7.4 1160 859 -6.8 52
비교예5 50.3 26.9 38.8 1140 921 80.0 85 15
비교예6 20.4 3.4 12.0 1160 875 -9.8 82
비교예7 36.8 16.6 26.8 1160 907 30.9 94 6
비교예8 33.6 -12.0 25.8 1170 695 17.1 94 6
발명예1 33.5 3.4 20.7 1190 915 30.0 99 1
발명예2 34.2 -11.5 23.3 1190 890 32.8 100 0
발명예3 34.7 -2.9 16.0 1190 875 34.0 100 0
발명예4 37.8 -20.2 14.1 1190 920 29.9 100 0
발명예5 46.9 21.2 37.7 1190 880 79.2 100 0
발명예6 42.2 5.0 32.0 1190 905 62.1 100 0
발명예7 35.3 -15.4 19.7 1190 915 27.4 100 0
발명예8 36.7 -25.4 14.1 1190 826 30.9 100 0
상기 표 2를 살펴보면, 본 발명의 성분범위 및 상기 식 1을 만족하는 발명예 1 내지 8은 미세조직 내 오스테나이트의 분율이 95%이상으로 제어되고, 탄화물은 5%미만으로 제어되는 안정한 오스테나이트가 얻어지며, 따라서 극저온에서 우수한 인성을 얻을 수 있음을 보여주고 있다.
구분 쌍정응력
(MPa)		 항복강도
(MPa)		 5%변형 시 인장응력 (MPa) 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 충격인성
(J,-196oC)		 표면불균일
비교예1 450 363 445 1006 70 81 발생
비교예2 442 470 576 896 45 136 발생
비교예3 471 405 497 1012 56 76 발생
비교예4 129 342 419 826 35 24 발생
비교예5 1194 403 494 692 5 6 미발생
비교예6 92 352 432 765 12 8 발생
비교예7 591 356 436 832 31 31 미발생
비교예8 422 632 775 995 18 38 발생
발명예1 581 431 528 816 67 102 미발생
발명예2 615 468 574 842 51 146 미발생
발명예3 630 472 579 763 62 162 미발생
발명예4 579 460 564 823 64 153 미발생
발명예5 1184 395 484 826 52 132 미발생
발명예6 974 420 515 916 63 147 미발생
발명예7 549 478 586 886 61 163 미발생
발명예8 592 450 552 951 53 140 미발생
또한, 상기 표 3을 통하여 발명예 1 내지 8은 비교예 1 내지 3과 비교하여 충격인성이 크게 향상된 것을 확인할 수 있다. 이는 비교적 낮은 망간 함량 범위에서도 적절한 함량의 탄소 및 기타 원소의 첨가로 인해 안정한 오스테나이트가 얻어지며. 특히 탄소의 함량이 높은 경우 구리 첨가를 통해 탄화물 형성을 억제할 수 있으므로 오스테나이트 안정도 향상되었기 때문이다.
특히, 발명강 1 내지 8은 식 1에 따라 적층결함에너지가 24mJ/m2 이상을 만족하도록 함으로써, 표면 불균일이 없는 우수한 강재를 얻을 수 있음을 알 수 있다. 이에 반해, 비교예1내지 3은 적층결함에너지가 상기 식 1의 범위를 초과함으로써, 우수한 극저온 인성을 얻음에도 불구하고 표면불균일이 발생함을 알 수 있다.
또한, 비교예 4및 6은 탄소 및 망간의 함량이 본 발명의 성분 범위에 해당되지 않아 목표로 하는 오스테나이트 분율을 얻지 못하여 극저온 인성이 저하됨을 확인할 수 있으며, 또한, 적층결함에너지도 본 발명에서 식 1의 범위에 해당되지 않아 표면불균일이 발생됨을 알 수 있다.
비교예 5및 7은 본 발명에서 제어하는 성분 범위를 만족하지 못하여 충격인성이 열위함을 알 수 있으며, 이는 특히, 탄소의 과다한 첨가로 인해 오스테나이트 입계에 과도한 분율의 탄화물이 생성되어 충격인성이 열위한 것이다.
비교예 8은 본 발명의 본 발명의 성분범위를 만족하지 못하고 있으므로, 적층결함에너지가 24mJ/m2를 초과하였어도 표면 불균일이 발생하였다. 특히, 압연 마무리 온도가 제어하는 범위보다 낮아져 물성의 이방성 및 고강도화로 인해 연신율 및 충격인성이 열위 하였음을 확인할 수 있다.
이상 설명한 바와 같이 본 발명의 예시적인 실시예가 도시되고 설명되었지만, 다양한 변형과 다른 실시예가 본 분야의 숙련된 기술자들에 의해 행해질 수 있을 것이다. 이러한 변형과 다른 실시예들은 첨부된 청구범위에 모두 고려되고 포함되어, 본 발명의 진정한 취지 및 범위를 벗어나지 않는다 할 것이다.

Claims (5)

  1. 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23의 조건을 충족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량%는 제외), 질소(N): 1 중량% 이하 (0중량%는 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 의 조건을 충족하는 범위, 니켈(Ni): 5중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 5중량% 이하, 규소(Si): 4중량% 이하, 알루미늄(Al): 5중량% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에 의해 구해지는 적층결함에너지(SFE)가 24mJ/m2이상인 표면가공 품질이 우수한 저온용강.
    [관계식 1]
    SFE (mJ/m2) = 1.6Ni - 1.3Mn + 0.06Mn2 - 1.7Cr + 0.01Cr2 + 15Mo - 5.6Si + 1.6Cu + 5.5Al - 60(C + 1.2N)1/2 + 26.3(C + 1.2N)(Cr + Mn + Mo)1/2 + 0.6[Ni(Cr + Mn)]1/2
    [단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Si, Al, Ni, Mo 및 N 은 각 성분함량의 중량%를 의미함]
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 저온용강은 오스테나이트 조직을 면적분율로 95% 이상 포함하는 표면가공 품질이 우수한 저온용강.
  3. 제 2 항에 있어서, 상기 오스테나이트 입계에 존재하는 탄화물은 면적분율로 5% 이하인 표면가공 품질이 우수한 저온용강.
  4. 제 1 항에 있어서, 상기 저온용강의 쌍정발생응력은 상기 저온용강의 인장변형 5%에 대응되는 인장응력 이상인 표면가공 품질이 우수한 저온용강.
  5. 제 1 항의 조성을 갖고 상기 관계식 1에 의해 구해지는 적층결함에너지(SFE)가 24mJ/m2이상인 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계; 및
    상기 가열된 슬라브를 700~950℃에서 마무리 압연하는 열간압연단계를 포함하는 판표면가공 품질이 우수한 저온용강의 제조 방법.
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