KR20170071639A

KR20170071639A - 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR20170071639A
Application number: KR1020150178977A
Authority: KR
Inventors: 엄경근; 김우겸; 이홍주
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-15
Filing date: 2015-12-15
Publication date: 2017-06-26
Also published as: CN108368593B; US20180363111A1; EP3392367A1; CN108368593A; WO2017105109A1; KR101758483B1; JP2019504187A; EP3392367A4; EP3392367B1; JP6616002B2; US20240110267A1

Abstract

본 발명은 압력용기, 해양구조용 등으로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 {HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT STRAIN AGING IMPACT PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 압력용기, 해양구조용 등의 소재로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근들어, 에너지 자원의 고갈로 인해 채굴지역이 점차 심해지역이나 극한 한랭지역으로 이동하고 있으며, 이에 따라 채굴 및 저장 설비의 대형화와 더불어 복잡화되고 있다. 이에 사용되는 강재는 중량의 감소를 위해 고강도 및 설비 안정성의 확보를 위해 저온 인성이 우수할 것이 요구된다.

한편, 위와 같이 강도 및 인성이 확보된 강재를 강관이나 기타 복잡한 구조물로 제작하는 과정에서 냉간 변형되는 경우가 크게 증가하고 있어, 상기 강재는 냉간 변형에 의한 변형시효에 따른 인성의 감소를 최소화할 필요가 있다.

변형시효에 의해 인성이 감소되는 매커니즘은 다음과 같다. 샤르피 충격시험으로 측정되는 강재의 인성은 그 시험온도에서의 항복강도와 파괴강도 간의 상관관계로 설명되는데, 만일 시험온도에서 강재의 항복강도가 파괴강도보다 크면 강재는 연성파괴없이 취성파괴가 발생하여 충격 에너지 값이 열위되는 반면, 항복강도가 파괴강도보다 작으면 강재는 연성으로 변형되어 가공 경화되면서 충격에너지를 흡수하다가 항복강도가 파괴강도에 이르게 되면 취성파괴로 변하게 된다. 즉, 항복강도와 파괴강도 간의 차이가 클수록 강재가 연성으로 변형하는 양이 증가하여 흡수하는 충격 에너지가 증가하게 되는 것이다. 따라서, 강재를 강관이나 기타 복잡한 구조물로의 제작을 위해 냉간 변형하게 되면, 변형이 지속될수록 강재의 항복강도가 증가하여 결국 파괴강도와의 차이가 작아져 충격인성의 저하가 수반된다.

이에, 냉간 변형에 의한 인성의 저하를 방지하기 위하여 종래에는, 변형 후 시효현상에 의한 강도 증가를 억제하기 위해 강재 내에 고용되는 탄소(C) 또는 질소(N)의 양을 최소화하거나, 이들을 석출시키는 원소(ex, 티타늄(Ti), 바나듐(V) 등)를 최소량 이상으로 첨가하는 방법, 냉간 변형 후에 SR(Stress Relief) 열처리를 실시하여 강재 내부에 생성된 전위 등을 감소시켜 가공 경화에 의해 증가된 항복강도를 낮추는 방법, 저온에서 강재의 연성을 증가시키기 위하여 적층결함에너지(Stacking fault energy)를 낮춰 전위의 이동이 용이하도록 하는 원소(ex, 니켈(Ni) 등)를 첨가하는 방법 등이 제안되고, 적용되고 있다.

하지만, 지속적으로 구조물 등이 대형화, 복잡화됨에 따라, 강재에 요구되는 냉간 변형량이 증가하고 있고, 사용환경의 온도도 북극해 정도의 수준으로 낮아지고 있어, 종래의 방법들로는 상기 강재의 변형시효에 의한 인성 저하를 효과적으로 방지하기 어려운 문제가 있다.

低炭素鋼線材のひずみ時效におよぼすTi添加の影響 (落合征雄, 大羽　浩, てつと鋼第75年(1989)　第4ごう, P. 642~) The effect of processing variables on the mechanical properties and strain ageing of high-strength low-alloy V and V-N steels (V. K. Heikkinen and J. D. Boyd, CANADIAN METALLURGICAL QUARTERLY Volume 15 Number 3 (1976), P. 219~)

본 발명의 일 측면은, 고강도 및 고인성의 확보는 물론이고, 냉간 변형에 의한 강도 증가를 최소화할 수 있어 압력용기, 해양구조용 등의 소재로서 적합하게 적용할 수 있는 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.001~0.015%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직으로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 혼합조직을 포함하고, 상기 MA 상의 분율이 3.5% 이하(0% 제외)인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1080~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 압연 종료온도가 780℃ 이상이 되도록 제어 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 공냉 또는 수냉으로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 열연강판을 850~960℃의 온도범위에서 노멀라이징 열처리하는 단계를 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 저온에서의 변형시효 충격특성이 우수할 뿐만 아니라, 고강도가 동시에 구비된 열처리 강재를 제공할 수 있으며, 상기 강재는 대형화 및 복잡화 추세에 있는 압력용기, 해양구조용 등의 소재로서 적합하게 적용할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 측면에 따른 강재의 인장곡선에서 하부 항복강도와 인장강도를 나타낸 그래프이다.

본 발명자들은 압력용기, 해양구조물 등의 소재로 사용되는 강재에 대한 냉간 변형량이 지속적으로 증가함에 따라, 변형시효에 의한 강재의 인성 저하를 방지하면서, 고강도 및 고인성을 갖는 강재의 개발을 위해 깊이 연구한 결과, 강 성분조성 및 제조조건의 최적화로부터 상술한 물성을 확보하는데에 유리한 미세조직을 갖는 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명의 강재는 강 성분조성 중 MA 상 형성에 영향을 미치는 원소들의 함량을 최적화하여 강의 인성이 확보되는 범위로 MA 상(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)을 최소화함으로써 변형시효에 의한 인성 저하를 유효하게 방지할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른, 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.001~0.015%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외)를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는 본 발명에서 제공하는 고강도 강재의 합금성분을 상기와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.04~0.14%

탄소(C)는 강의 강도 확보에 유리한 원소로서, 펄라이트 또는 니오븀(Nb), 질소(N) 등과 결합하여 탄·질화물로 존재하여 인장강도를 확보하는데에 주요한 원소이다. 이러한 C의 함량이 0.04% 미만이면 기지(matrix) 상의 인장강도가 저하될 수 있어 바람직하지 않으며, 반면 그 함량이 0.14%를 초과하게 되면 펄라이트가 과도하게 생성되어 저온에서의 변형시효 충격특성을 열화시킬 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.04~0.14%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.05~0.60%

실리콘(Si)은 강의 탈산, 탈황 효과와 더불어 고용 강화의 목적으로 첨가되는 원소로서, 항복강도 및 인장강도의 확보를 위해서는 0.05% 이상으로 첨가됨이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.60%를 초과하게 되면 용접성 및 저온 충격특성이 저하되고, 강 표면이 쉽게 산화되어 산화 피막이 심하게 형성될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.05~0.60%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 0.6~1.8%

망간(Mn)은 고용 강화에 의한 강도 증가효과가 크므로 0.6% 이상 첨가함이 바람직하다. 다만, 이러한 Mn의 함량이 과다해지면 강판 두께방향 중심부에 편석(segrigation)이 심해지며, 동시에 편석된 S과 함께 비금속 개재물인 MnS의 형성을 조장한다. 중심부에 생성된 MnS 개재물은 압연에 의해 연신되어 결과적으로 저온 인성 및 내 라멜라 테어(Lamella tear) 특성을 크게 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 0.6~1.8%로 제한함이 바람직하다.

Sol.Al: 0.005~0.06%

가용성 알루미늄(Sol.Al)은 상기 Si과 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제로 사용되며, 단독 혹은 복합 탈산시에 최소 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 탈산의 결화물로 생성되는 산화성 개재물 중 Al₂O₃의 분율이 필요 이상으로 증가하게 되며 그 크기도 조대해져 정련 중에 제거가 용이하지 못하게 되며, 이는 결국 저온 인성을 크게 감소시키게 되므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 Sol.Al의 함량은 0.005~0.06%로 제한함이 바람직하다.

Nb: 0.005~0.05%

니오븀(Nb)은 슬라브 재가열시 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 열간압연시 미세한 탄·질화물(Nb,Ti)(C,N)로 석출되어 압연 또는 냉각 중의 재결정을 억제하여 최종 미세조직을 미세하게 형성하게 하는 효과가 크다. 또한, 이러한 Nb의 첨가량이 증가할수록 베이나이트 또는 MA 형성을 촉진시켜 강도를 증가시키는 효과가 있으나, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면, 과잉의 MA 형성 및 두께 방향 중심부에 조대한 석출물을 형성하기 쉬워져 강재의 중심부 저온 인성을 저해하는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 Nb의 함량은 0.005~0.05%로 제한함이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.02% 이상, 보다 더 유리하게는 0.022% 이상으로 제한함이 바람직하다.

V: 0.01% 이하(0%는 제외)

바나듐(V)은 슬라브 재가열시 거의 모두 재고용되어 압연, 노멀라이징 열처리 후의 상태에서는 석출 또는 고용에 의한 강도 증가 효과가 거의 없다. 또한, 상기 V은 고가의 원소로 다량 첨가시 원가상승을 유발하는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 0.01% 이하로 첨가함이 바람직하다.

Ti: 0.001~0.015%

티타늄(Ti)은 고온에서 주로 TiN 형태로 육각면체의 석출물로 존재하거나, Nb 등과 같이 탄·질화물(Nb,Ti)(C,N) 석출물을 형성하여 용접 열영향부의 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.001% 이상으로 Ti을 첨가함이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 0.015%를 초과하게 되면 강재 두께 방향 중심부에 조대한 TiN을 형성하고, 이는 파괴 균열의 개시점으로 작용하여 변형시효 충격특성을 크게 감소시키는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.001~0.015%로 제한함이 바람직하다.

Cu: 0.01~0.4%

구리(Cu)는 고용 및 석출에 의해 강도를 크게 향상시킬 수 있고, 변형시효 충격특성을 크게 해하지 않는 효과가 있는 원소이지만, 과도하게 첨가될 경우 강 표면에 크랙을 유발하며, 고가의 원소이므로, 이를 고려하여 0.01~0.4%로 그 함량을 제한함이 바람직하다.

Ni: 0.01~0.6%

니켈(Ni)은 강도 증대 효과는 거의 없으나, 저온에서의 변형시효 충격특성 향상에 효과적이고, 특히 Cu를 첨가하는 경우에 슬라브 재가열시 발생하는 선택적 산화에 의한 표면 크랙을 억제하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.01% 이상으로 Ni을 첨가함이 바람직하나, 고가의 원소로 경제성을 고려하여 0.6% 이하로 제한함이 바람직하다.

Cr: 0.01~0.2%

크롬(Cr)은 고용에 의한 항복강도 및 인장강도를 증대시키는 효과는 작으나, 템퍼링 또는 용접 후 열처리 동안의 시멘타이트 분해속도를 늦춤으로써 강도 하락을 방지하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.01% 이상으로 Cr을 첨가함이 바람직하나, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접 열영향부의 저온 인성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

Mo: 0.001~0.3%

몰리브덴(Mo)은 열처리 후 냉각과정에서 변태를 지연시켜 결과적으로 강도를 크게 증가시키는 효과가 있고, 또한 Cr과 같이 템퍼링 또는 용접 후 열처리 동안의 강도 하락 방지에 유효하며, P 등의 불순물의 입계 편석에 의한 인성 저하를 방지하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.001% 이상으로 첨가함이 바람직하나, 이 역시 고가 원소로서 과도하게 첨가할 경우 경제적으로 불리한 단점이 있으므로 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다.

Ca: 0.0002~0.0040%

Al 탈산 후 칼슘(Ca)을 첨가하게 되면, MnS로 존재하는 S와 결합하여 MnS 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 강재의 중심부 균열 크랙을 억제하는 효과가 있다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 S을 CaS로 충분히 형성시키기 위해서는 0.0002% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.0040%를 초과하게 되면 CaS를 형성하고 남은 Ca이 O와 결합하여 조대한 산화성 개재물이 생성되고, 이는 압연에서 연신, 파절되어 균열 개시점으로 작용하게 되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Ca의 함량은 0.0002~0.0040%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.001~0.006%

질소(N)는 첨가된 Nb, Ti, Al 등과 결합하여 석출물을 형성함으로써 강의 결정립을 미세화시켜 모재의 강도 및 인성을 향상시키는 효과가 있으나, 그 함량이 과다할 경우 석출물을 형성하고 남은 N가 원자상태로 존재하여 냉간 변형 후의 시효현상을 일으켜 저온 인성을 감소시키는 가장 대표적인 원소로 알려져 있다. 또한, 연속주조에 의한 슬라브 제조시 고온에서의 취화로 인해 표면부 크랙을 조장하는 문제가 있다.

따라서, 이를 고려하여 본 발명에서는 N의 함량을 0.001~0.006%로 제한함이 바람직하다.

P: 0.02% 이하(0%는 제외)

인(P)은 첨가시 강도를 증가시키는 효과가 있으나, 본 발명의 열처리 강에 있어서는 상기 강도 증가 효과에 비해 입계 편석에 의해 저온 인성을 크게 해치는 원소이므로 최대한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 다만, 제강공정에서 상기 P을 과다하게 제거하기 위해서는 상당한 비용이 소요되므로, 물성에 영향을 미치지 않는 범위, 즉 0.02% 이하로 제한함이 바람직하다.

S: 0.003% 이하(0%는 제외)

황(S)은 Mn과 결합하여 주로 강판의 두께 방향 중심부에 MnS 개재물을 생성시켜 저온 인성을 저해하는 대표적인 요인이다. 따라서, 저온에서의 변형시효 충격특성을 확보하기 위해서는 상기 S의 함량을 최대한 낮게 관리하는 것이 바람직하나, 이러한 S을 과다하게 제거하기 위해서는 상당한 비용이 소요되므로, 물성에 영향을 미치지 않는 범위 즉, 0.003% 이하로 제한함이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 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.

상술한 합금 성분조성을 만족하는 본 발명의 고강도 강재는 미세조직으로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 혼합조직을 포함하는 것이 바람직하다.

상기 조직 중 페라이트는 강재의 연성 변형을 가능하게 하는 가장 중요한 조직으로서, 이러한 페라이트를 주상으로 포함하면서, 평균 크기를 15㎛ 이하로 미세하게 제어함이 바람직하다. 이와 같이, 페라이트 결정립을 미세하게 함으로써 결정립계를 증가시켜 균열의 전파를 억제할 수 있으며, 강재의 기본적인 인성이 향상될 뿐만 아니라, 냉간 변형시 가공경화 속도를 낮추는 효과에 의한 강도 증가를 최소화할 수 있어 변형시효 충격특성도 동시에 향상시킬 수 있다.

상기 페라이트를 제외한 상기 펄라이트, 베이나이트, MA 등을 포함하는 경질상들은 강재의 인장강도를 증가시켜 고강도를 확보하는데 유리하지만, 높은 경도로 인해 파괴의 개시점 또는 전파 경로가 되어 변형시효 충격특성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 그 분율을 제어함이 바람직하며, 상기 경질상들의 분율 합을 18% 이하(0% 제외)로 제한함이 바람직하다.

특히, MA 상은 강도가 가장 높고, 변형에 의해 취성이 강한 마르텐사이트로 변태하므로 저온 인성을 가장 크게 저해하는 요소이다. 따라서, MA 상의 분율을 3.5% 이하(0% 제외)로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.0~3.5%로 제한할 수 있다.

한편, 상기와 같은 미세조직을 갖는 본 발명의 고강도 강재는 첨가된 원소들 중 Nb, Ti, Al 등에 의해 생성되는 탄·질화물을 포함하며, 상기 탄·질화물은 압연, 냉각, 열처리 과정 중에 결정립 성장을 억제하여 미세하게 하는 중요한 역할을 한다. 그 효과를 최대화하기 위해서는 300nm 이하의 평균 크기를 갖는 탄·질화물을 무게 비율로 0.01% 이상, 바람직하게는 0.01~0.06%로 포함함이 바람직하다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 상술한 합금 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 제조한 다음, 이를 이용하여 본 발명에서 목표로 하는 미세조직, 탄화물 조건 등을 만족하는 강재를 얻기 위해서는 열간압연(제어 압연), 냉각 및 노멀라이징 열처리 공정을 행하는 것이 바람직하다.

이에 앞서, 제조된 강 슬라브를 재가열하는 공정을 거치는 것이 바람직하다.

이때, 재가열 온도는 1080~1250℃로 제어하는 것이 바람직한데, 재가열 온도가 1080℃ 미만이면 연주 중에 슬라브 내 생성된 탄화물 등의 재고용이 어렵게 된다. 따라서, 본 발명에서 첨가된 Nb이 50% 이상 재고용될 수 있는 온도 이상으로 실시함이 바람직하다. 다만, 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대해져 최종 제조된 강재의 강도 및 인성 등의 기계적 물성이 크게 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 재가열 온도는 1080~1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 마무리 압연공정은 제어 압연인 것이 바람직하며, 바람직하게는 압연 종료온도를 780℃ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.

통상적인 압연 공정으로 압연할 경우 압연 종료온도는 820~1000℃ 정도이나, 이를 780℃ 미만으로 낮추게 되면 압연 중에 Mn 등이 편석되지 않은 영역에서 소입성이 낮아져 압연 중에 페라이트가 생성되고, 이와 같이 페라이트가 생성됨에 따라 고용되어 있는 C 등은 잔여 오스테나이트 영역으로 편석되어 농화된다. 이에 따라, 압연 후 냉각 동안에 C 등이 농화된 영역은 베이나이트, 마르텐사이트 또는 MA 상으로 변태되어, 페라이트와 경화조직으로 구성되는 강한 층상구조가 생성된다. C 등이 농화된 층의 경화조직은 높은 경도를 가질 뿐만 아니라 MA 상의 분율도 크게 증가하게 된다. 이와 같이, 경화조직의 증가와 층상구조로의 배열에 의해 저온 인성을 감소시키게 되므로, 압연 종료온도를 780℃ 이상으로 제어함이 바람직하다.

상기한 바에 따라 제어 압연하여 얻은 열연강판을 공냉 또는 수냉으로 냉각한 다음, 일정 온도범위에서 노멀라이징 열처리하여 목표로 하는 물성을 갖는 강재를 제조할 수 있다.

상기 노멀라이징 열처리는 850~960℃의 온도범위에서 일정 시간 동안 유지한 후 공기 중에서 냉각시키는 것이 바람직하다. 만일, 노멀라이징 열처리 온도가 850℃ 미만이면 펄라이트, 베이나이트 내의 시멘타이트와 MA 상의 재고용이 어려워 고용된 C가 감소하게 됨에 따라 강도의 확보가 어려워질 뿐만 아니라, 최종적으로 남은 경화상이 조대하게 잔류하게 되어 변형시효 충격인성도 크게 나빠지게 된다. 반면, 그 온도가 960℃를 초과하게 되면 결정립 성장이 일어나 변형시효 충격특성을 저해하는 문제가 있다.

상기의 온도범위에서 노멀라이징 열처리를 행하는 경우, (1.3×t)+(10~60)분 (여기서, 't'는 강재 두께(mm)를 의미함) 동안 유지함이 바람직한데, 유지시간이 상기 시간 미만이면 조직의 균일화가 어려워지고, 상기 시간을 초과하게 되면 생산성이 저해되는 문제가 있다.

상술한 바에 따라 얻어지는 고강도 강재는 강도 및 인성이 우수할 뿐만 아니라, 냉간 변형시 변형시효에 의한 인성 저하를 효과적으로 방지할 수 있다. 특히, 열처리 이후의 항복비(YS(하부 항복강도)/TS(인장강도))가 0.65~0.80로 확보될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 성분조성을 갖는 강 슬라브를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 재가열, 열간압연 및 노멀라이징 열처리를 행하여 최종 두께 6mm 이상의 열연강판을 제조하였다.

상기 제조된 각각의 열연강판에 대해 미세조직 분율, 크기와 탄·질화물 분율 및 크기를 측정하였다. 또한, 각 열연강판의 강도(인장강도 및 하부 항복강도)와 변형시효 충격특성을 대표할 수 있는 냉간 변형량 5% 인장 후 250℃에서 1시간 시효시킨 상태에서 샤르피 충격천이온도를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.

각 열연강판의 미세조직은 강판 단면을 경면으로 폴리싱한 후 목적에 따라 나이탈(Nital) 또는 레페라(Lepera)로 에칭하여, 시편의 일정 면적을 광학 또는 주사전자현미경으로 배율 100~500배로 이미지를 측정한 다음, 측정된 이미지로부터 이미지 분석 프로그램(image analyzer)을 사용하여 각 상의 분율을 측정하였다. 통계적으로 의미있는 값을 얻기 위해, 동일한 시편에 대해 위치를 변경하여 반복 측정하고, 그 평균값을 구하였다.

평균 크기 300mm 이하의 미세 탄·질화물의 분율은 추출잔사법으로 측정하였다.

인장 특성값은 통상의 인장시험으로 구해진 공칭 변형률-공칭 응력 곡선으로부터 각각 하부 항복강도, 인장강도, 항복비(하부 항복강도/인장강도)를 측정하였으며, 변형시효 충격 특성값은 인장변형율로 0%, 5%, 8%를 사전에 부가하고, 연신된 시편을 250℃에서 1시간 시효시킨 후 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 실시하여 측정하였다.

강종	성분조성(중량%)
강종	C	Si	Mn	P	S	Sol.Al	Cu	Ni	Cr	Mo	Ti	Nb	V	N	Ca
1	0.067	0.36	1.54	0.008	0.0012	0.028	0.15	0.26	0.03	0.09	0.003	0.027	0.003	0.0028	0.0005
2	0.091	0.51	1.36	0.013	0.0018	0.035	0.02	0.03	0.12	0.04	0.001	0.035	0.001	0.0035	0.0012
3	0.031	0.35	1.63	0.007	0.0008	0.036	0.17	0.02	0.03	0.12	0.001	0.021	0.006	0.0036	0.0013
4	0.158	0.27	0.85	0.011	0.0021	0.022	0.04	0.13	0.05	0.07	0.002	0.012	0.003	0.0035	0.0018
5	0.103	0.45	1.45	0.015	0.0007	0.032	0.05	0.03	0.12	0.06	0.018	0.016	0.002	0.0022	0.0022
6	0.051	0.35	1.22	0.005	0.0013	0.021	0.11	0.02	0.03	0.05	0.001	0.002	0.006	0.0027	0.0012
7	0.075	0.49	1.34	0.005	0.0003	0.006	0.51	0.12	0.12	0.07	0.001	0.017	0.003	0.0039	0.0023

강종	제품두께 (mm)	재가열 온도 (℃)	압연 종료온도 (℃)	노멀라이징 온도(℃)	노멀라이징 시간(min)	구분
1	100.0	1165	994	912	149	발명예 1
2	76.0	1181	928	906	120	발명예 2
2	76.0	1181	912	906	127	발명예 3
1	76.0	1222	762	923	45	비교예 1
2	76.0	1023	890	913	125	비교예 2
3	25.0	1181	935	909	87	비교예 3
4	51.0	1146	990	893	94	비교예 4
5	100.0	1175	954	918	150	비교예 5
6	76.0	1175	891	908	110	비교예 6
7	51.0	1175	945	919	84	비교예 7

구분	미세조직					기계적 물성
구분	F 분율 (%)	F 크기 (㎛)	경화상 분율(%)	MA 분율(%)	탄·질화물 분율(%)	하부 항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	항복비	5% 변형시효 DBTT 온도 (℃)
발명예 1	91.8	10.0	8.2	2.3	0.034	378	518	0.73	-61
발명예 2	88.4	9.3	11.6	2.5	0.039	383	537	0.71	-59
발명예 3	89.4	10.3	10.6	2.5	0.059	374	528	0.71	-54
비교예 1	92.1	8.7	7.9	2.3	0.016	363	605	0.60	-34
비교예 2	88.5	8.6	11.5	2.5	0.044	321	441	0.73	-51
비교예 3	98.1	17.0	1.9	1.3	0.015	337	456	0.74	-77
비교예 4	81.0	8.6	19.0	3.8	0.024	378	571	0.66	-32
비교예 5	86.8	8.2	13.2	2.8	0.023	380	544	0.70	-28
비교예 6	94.0	9.6	6.0	1.7	0.006	332	476	0.70	-66
비교예 7	91.1	9.5	8.9	4.1	0.012	331	611	0.54	-31

(상기 표 3에서 'F 분율'은 페라이트 분율을 의미하며, 'F 크기'는 페라이트 결정립 평균 크기를 의미한다.

또한, 상기 경화상 분율(%)은 탄·질화물 분율(%)을 포함하여 나타낸 것이다.)

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3의 열연강판은 고강도일 뿐만 아니라, 냉간 변형 후에도 우수한 저온 인성을 확보함으로써, 대형화 및 복잡화 추세에 있는 압력용기, 해양구조물 등에 적합하게 사용할 수 있다.

반면, 강 성분조성은 본 발명을 만족하지만, 재가열 후 열간압연시 압연 종료온도가 너무 낮은 비교예 1의 경우에는 페라이트와 경화조직으로 구성되는 강한 층상구조가 생성됨에 따라 저온 인성이 감소하여 5% 냉간 변형 후의 충격천이온도가 -34℃로 높게 나타났다.

또한, 재가열 온도가 너무 낮은 비교예 2의 경우에는 첨가된 Nb이 충분히 재고용되지 못하여 Nb에 의한 상변태 제어나 석출에 의한 강화 효과가 현저히 낮아 하부 항복강도가 350MPa 미만, 인장강도가 500MPa 미만이었다.

한편, 비교예 3 내지 7은 제조조건은 본 발명을 만족하나, 강 성분조성이 본 발명을 만족하지 못한 경우로서, 강도가 낮거나 저온 인성이 열화한 것을 확인할 수 있다.

이 중, 비교예 3은 C의 함량이 충분치 못한 경우로서, 압연, 열처리시 페라이트 결정립이 조대하게 생성되어 충분한 강도를 확보할 수 없었다.

비교예 4는 C의 함량이 과도한 경우로서, 경화상 분율이 18%를 초과하고, MA 상의 분율도 크게 증가함에 따라 항복비가 낮아지고, 결국 5% 냉간 변형 후의 충격천이온도가 높게 나타났다.

비교예 5는 Ti의 함량이 과도한 경우로서, 첨가된 N에 대비해서 과도하게 첨가된 Ti가 조대한 TiN 석출물로 생성되어 5% 냉간 변형 후의 충격시 크랙의 개시점으로 작용하여 충격천이온도를 높이는 결과가 도출되었다.

비교예 6은 Nb의 함량이 불충분한 경우로서, Nb 재고용에 의한 상변태 지연으로 인해 결정립 미세화 및 석출물 생성에 의한 강도 강화 효과가 발현되지 못하여 강도가 열위하였다.

비교예 7은 Cu의 함량이 과다한 경우로서, 이러한 Cu가 노멀라이징 열처리 후 냉각시 오스테나이트의 C의 고용도를 높여 최종 변태 후의 MA 상의 분율을 증가시켰으며, 이에 따라 항복비가 낮아지고, 5% 냉간 변형 후의 충격천이온도를 높이는 결과가 도출되었다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.001~0.015%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 혼합조직을 포함하고, 상기 MA 상의 분율이 3.5% 이하(0% 제외)인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 니오븀(Nb)을 0.02~0.05%로 포함하는 것인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 페라이트를 제외한 나머지 상의 분율 합이 18% 이하(0% 제외)인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 페라이트 결정립 크기가 평균 15㎛ 이하인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 탄·질화물을 포함하고, 평균 크기가 300nm 이하인 탄·질화물을 무게 비율로 0.01% 이상 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 항복비(YS(하부 항복강도)/TS(인장강도))가 0.65~0.80인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.001~0.015%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1080~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 압연 종료온도가 780℃ 이상이 되도록 제어 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
상기 열연강판을 공냉 또는 수냉으로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각 후 열연강판을 850~960℃의 온도범위에서 노멀라이징 열처리하는 단계
를 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 강 슬라브는 니오븀(Nb)을 0.02~0.05%로 포함하는 것인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 노멀라이징 열처리는 (1.3×t)+(10~60)분 (여기서, 't'는 강재 두께(mm)를 의미함) 동안 행하는 것인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 재가열된 강 슬라브는 상기 Nb의 50% 이상이 재고용된 것인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.