KR20190076163A - 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은, 중량%로, 탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 %, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 %, 망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 %, 인(P) :0 초과 0.03% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 %, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 %, 니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 %, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 %, 몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 %, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 %, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종조직은 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 포함하는, 고강도 강재를 제공한다.

Description

고강도 강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는, 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
풍부한 매장량 및 운송경로의 단축 등의 장점에 따라 북극 자원 개발이 확대되고 있으며, 그에 따라 북극에서의 시추, 생산을 담당하는 해양구조물에 사용되는 강재 역시 종래의 온난한 환경에서 사용되던 강재에 비해 높은 강도 및 우수한 저온 인성을 요구하고 있다. 한편, 낮은 유가에 따른 자원개발의 이윤창출을 위해서는 강재 단가의 절감이 중요하게 대두되고 있는 상황이다. 이같은 상반된 요구사항을 달성하기 위해서는 기존의 성분 및 제조 조건에 컨셉을 변화시킬 필요성이 있다.
선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제2012-0063199호(공개일 : 2012.06.15, 발명의 명칭 : 강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법)가 있다.
본 발명은 높은 강도를 가지면서 저온 인성을 구비하는 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강재는, 중량%로, 탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 %, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 %, 망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 %, 인(P) : 0 초과 0.03% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 %, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 %, 니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 %, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 %, 몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 %, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 %, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종조직은 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 포함한다.
상기 고강도 강재는 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 분율이 20% 이상이며, 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 결정립 크기가 30㎛ 이상이고, 용접 열영향부(HAZ)에서 결정립 크기가 100㎛ 이상인 베이나이트의 분율이 30% 이하일 수 있다.
상기 고강도 강재는 판두께가 50mm 이상인 극후강판이며, 항복강도가 460N/mm2 이상일 수 있다.
상기 고강도 강재는 파면천이온도(vTrs)가 -80℃ 이하이고, -40℃에서의 균열선단열림변위(CTOD) 평균값이 0.8 mm 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강재의 제조방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 %, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 %, 망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 %, 인(P) : 0 초과 0.03% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 %, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 %, 니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 %, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 %, 몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 %, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 %, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 후판 주조재를 제공하는 단계; (b) 상기 주조재를 950 내지 1150 ℃의 온도에서 재가열하는 단계; (c) 상기 재가열된 주조재를 850 내지 950℃의 온도에서 1차 압연한 후, 700 내지 850℃의 온도에서 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 압연된 주조재를 2 내지 20℃/s의 냉각속도로 300 내지 600℃의 온도까지 가속냉각시키는 단계;를 포함한다.
상기 고강도 강재의 제조방법에서, 상기 1차 압연은 오스테나이트 재결정 영역에서 수행하며, 상기 2차 압연은 오스테나이트 미재결정 영역에서 수행할 수 있다.
상기 고강도 강재의 제조방법에서, 상기 2차 압연의 마무리압연 온도는 Ar3 보다 높은 온도일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 높은 강도를 가지면서 저온 인성을 구비하는 고강도 강재 및 그 제조방법을 구현할 수있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 강재의 제조방법을 도해하는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예1에 의한 고강도 강재의 조직을 나타낸 도면이다.
도 3은 본 발명의 비교예1에 의한 고강도 강재의 조직을 나타낸 도면이다.
도 4는 본 발명의 비교예2에 의한 고강도 강재의 조직을 나타낸 도면이다.
도 5는 본 발명의 실험예에 따른 고강도 강재의 CTOD 특성을 나타낸 그래프이다.
이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 및 그 제조방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강재 및 그 제조방법에 의하면 높은 강도를 가지면서 저온 인성을 구비하는 고강도 강재 및 그 제조방법을 확보하였는 바, 이하에서 이를 설명한다.
강재
본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 강재는, 중량%로, 탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 %, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 %, 망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 %, 인(P) : 0 초과 0.03% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 %, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 %, 니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 %, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 %, 몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 %, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 %, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다. 상기 강재의 최종조직은 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 포함한다. 상기 강재는 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 분율이 20% 이상이며, 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 결정립 크기가 30㎛ 이상이고, 용접 열영향부(HAZ)에서 결정립 크기가 100㎛ 이상인 베이나이트의 분율이 30% 이하일 수 있으며, 상기 강재는 판두께가 50mm 이상인 극후강판이며, 항복강도가 460N/mm2 이상일 수 있다. 상기 강재는 파면천이온도(vTrs)가 -80℃ 이하이고, -40℃에서의 균열선단열림변위(CTOD) 평균값이 0.8mm 이상일 수 있다. 파면천이온도(vTrs)는 벽개파면이나 입계파면과 같은 결정립상 취성파면의 면적이 원래 단면적의 1/2로 되는 온도를 의미한다.
이하에서는, 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 중량%
탄소(C)는 본 발명에 따른 후강판의 강도를 확보하기 위해 첨가된다. 상기 탄소는 본 발명에 따른 후강판 전체 중량의 0.04 ~ 0.07 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소가 0.04 중량% 미만으로 첨가되면 제2상 조직의 분율이 저하되어 후강판의 강도가 낮아지는 문제점이 있다. 반대로, 탄소의 함량이 0.07 중량%를 초과하면 후강판의 강도는 증가하나, 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 중량%
실리콘(Si)은 제강과정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한 실리콘은 고용강화 효과에도 유효한 원소이다. 상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 후강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.50 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 0.05 중량% 미만이면 상기의 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 함량이 0.50 중량%를 초과하면 비금속 개재물 과다 형성으로 인하여 제조되는 후강판의 모재인성 및 HAZ(용접 열영향부) 인성이 저하되는 문제점이 있다.
망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 중량%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서 Ar3 온도를 낮추어 제어 압연 영역을 확대시킨다. 이를 통하여, 망간은 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다. 또한, 감소된 담금질성을 보상하여 강판의 강도를 향상시킨다. 상기 망간은 본 발명에 따른 후강판 전체 중량의 0.05 ~ 2.00 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간이 0.05 중량% 미만으로 첨가되면 상술한 첨가 효과가 미미하며 제2상 조직의 형성이 불충분하여 강도 향상에 기여하지 못한다. 반대로, 망간의 함량이 2.00 중량%를 초과하면 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
인(P) : 0 초과 0.03 중량% 이하
인(P)은 강도 향상에 일부 기여한다. 그러나 인은 강재 제조 시 편석 가능성이 큰 원소로서, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 줄 수 있다. 구체적으로, 인의 함량은 강재 전체 중량의 0 초과 0.03 중량% 이하로 제한한다. 인의 함량이 0.03 중량%를 초과하면 용접부 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.
황(S) : 0 초과 0.01중량% 이하
황(S)은 망간과 결합하여 MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하고, 저융점 원소로서 입계 편석 가능성이 높아 인성을 저하시키는 요소이다. 구체적으로, 본 발명에서는 황의 함량을 강재 전체 중량의 0 초과 0.01중량% 이하로 제한한다. 황의 함량이 0.01 중량%를 초과하면 모재 및 용접부 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.
고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 중량%
고용 알루미늄은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.01 중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.07 중량%를 초과하는 경우에는 조대한 알루미늄산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 충격인성을 저해하게 되므로, 고용 알루미늄의 함량은 0.01 ~ 0.07 중량%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 중량%
구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.10 중량% 이상이 첨가되어야 한다. 한편, 0.50 중량%를 초과하는 경우에는 적열취성을 유발하고 제품 표면 품질을 크게 저해하므로, 상기 구리(Cu)의 함량은 0.10 ~ 0.50 중량%로 하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 중량%
니켈(Ni)은 모재 및 HAZ의 인성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가하며, 구리에 의한 표면균열을 억제하기 위한 목적으로도 첨가한다. 또한, 결정립을 미세화하며, 또한 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시키는 역할을 한다. 특히 니켈은 저온충격 특성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 상기 니켈은 본 발명에 따른 후강판 전체 중량의 0.30 ~ 1.50 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈의 첨가량이 0.30 중량% 미만이면 상기 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈의 첨가량이 1.50 중량%를 초과하면 강재의 가격이 상승하며, 적열취성을 유발하는 문제점이 있다.
크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 중량%
크롬(Cr)은 담금질성을 높이고 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001 중량% 이상의 첨가가 필요하나, 0.30 중량%를 초과하는 경우에는 내용접균열 특성이 저하되므로, 0.001 ~ 0.30 중량%의 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 중량%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 향상시키는데, 특히 니오븀(Nb)과 함께 첨가할 경우 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립 미세화에 기여한다. 또한, 몰리브덴의 첨가는 담금질성을 높여 항복강도와 인장강도를 모두 향상시킬 수있다. 몰리브덴의 첨가량이 0.001 중량% 미만이면 상기 몰리브덴 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 다만, 과도한 몰리브덴의 첨가는 현장용접시 용접 열영향부의 인성을 저하시키고 연성을 저하시키므로 0.05 중량% 이하를 유지하여야 한다.
니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 중량%
니오븀(Nb)은 열간압연 중에 미세한 탄질화물로 석출하여 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 오스테나이트 결정립을 미세화시킴으로써 강도와 인성을 모두 향상시킨다. 상기 니오븀은 본 발명에 따른 후강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.005 중량% 미만일 경우 상기의 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.03 중량%를 초과할 경우 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 제조되는 후강판의 충격인성을 저하시킬 위험이 있다. 또한 니오븀의 첨가량이 0.03 중량%를 초과할 경우, 후강판의 용접성을 저해할 수 있다.
바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 중량%
바나듐(V)은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 상기 바나듐은 0.01 ~ 0.08 중량%로 하는 것이 바람직하다. 해당 범위의 바나듐(V)은 탄소 및 질소와 결함하여 기지조직에 미세하게 분산함으로써 모재 및 용접 열영향부의 미세조직을 치밀하고 복잡하게 형성시켜 우수한 저온인성을 확보할 수 있다. 0.01 중량% 이하로 첨가하였을시에는 바나듐 석출물의 미세분산 효과를 기대하기 어려우며 0.08 중량% 이상 첨가하였을 때에는 바나듐 석출물의 조대화로 오히려 인성을 저하시키는 원인이 된다.
티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 중량%
티타늄(Ti)은 슬라브 재가열시 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. 상기 티타늄은 본 발명에 따른 후강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.030 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄의 첨가량이 0.005 중량% 미만이면 상기의 티타늄 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 티타늄의 함량이 0.030 중량%를 초과하면 TiN석출물이 조대해져 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 오히려 저하되는 문제점이 있다.
나아가, 상기 강재는 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함할 수 있다.
수학식 1 : 0.4 ≤ [C] + [Mn]/6 + ([Cu] + [Ni])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 ≤ 0.45
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
수학식 1에서 표현되는 “[C] + [Mn]/6 + ([Cu] + [Ni])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5”는 탄소당량으로 이해될 수 있는 바, 상기 탄소당량이 0.4 미만인 경우 제2상 조직의 분율이 저하되어 후강판의 강도가 낮아지며, 상기 탄소당량이 0.45를 초과하는 경우 용접 과정에서 강도가 현저하게 하락하게 되며, 압연 후 기재 내의 탄화물이 많아지게 되어 인성이 저하되는 현상이 현저하게 나타난다.
상술한 합금 조성을 가지는 강재의 최종조직은 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 포함한다. 상기 강재는 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 분율이 20% 이상이며, 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 결정립 크기가 30㎛ 이상이고, 용접 열영향부(HAZ)에서 결정립 크기가 100㎛ 이상인 베이나이트의 분율이 30% 이하일 수 있으며, 상기 강재는 판두께가 50mm 이상인 극후강판이며, 항복강도가 460N/mm2 이상일 수 있다. 상기 강재는 파면천이온도(vTrs)가 -80℃ 이하이고, -40℃에서의 균열선단열림변위(CTOD) 평균값이 0.8mm 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강재는 판 두께 50mm 이상의 극후강판에서 항복강도 460N/mm2 이상의 강도 및 -20℃ 이하의 온도에서 샤르피 충격흡수에너지가 100J 이상인 해양구조용 극후강판을 제공한다. 상기 강재는 기존의 460N/mm2급 극후강판과 비교하여 합금원소의 첨가량, 특히 니오븀(Nb)과 바나듐(V)의 첨가비를 달리함으로써 모재와 그 용접 열영향부의 충격인성 및 CTOD 특성이 우수하다는 장점이 있다. 또한, 종래강에 비해 탄소, 망간 그리고 기타 합금원소의 첨가량을 최소한으로 함으로써 탄소당량이 낮고 그에 따른 기계적 성질을 향상시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강재로서 해양구조용 극후강판은 상술한 화학성분 범위를 만족하고, 하기 (A), (B) 그리고 (C)항의 조건을 만족하는 것을 특징으로 한다.
(A) 판두께 1/4 부위에서의 미세조직에 있어서 침상형 페라이트의 분율이 20% 이상이다. (B) 판 두께 1/4 부위에서의 미세조직에 있어서, 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 조직의 결정립 크기가 30㎛ 이내이다. (C) 용접 열영향부의 Coarse-Grained HAZ 부위에서의 미세조직에 있어서 100㎛ 이상의 조대한 베이나이트 결정립 분율이 30% 이내이다.
고강도 강재의 제조방법
본 발명의 일 실시예에 의한 고강도 강재의 제조방법을 이하에서 상술한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 강재의 제조방법을 도해하는 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 강재의 제조방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 %, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 %, 망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 %, 인(P) : 0 초과 0.03% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 %, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 %, 니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 %, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 %, 몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 %, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 %, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 후판 주조재를 제공하는 단계(S100); (b) 상기 주조재를 950 내지 1150 ℃의 온도에서 재가열하는 단계(S200); (c) 상기 재가열된 주조재를 850 내지 950℃의 온도에서 1차 압연한 후, 700 내지 850℃의 온도에서 2차 압연하는 단계(S300); 및 (d) 상기 압연된 주조재를 2 내지 20℃/s의 냉각속도로 300 내지 600℃의 온도까지 가속냉각시키는 단계(S400);를 포함한다.
상기 (a) 단계(S100)에서 상술한 조성을 갖는 주조재는 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함할 수 있다.
수학식 1 : 0.4 ≤ [C] + [Mn]/6 + ([Cu] + [Ni])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 ≤ 0.45
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
상기 (b) 단계(S200)에서 상기 조성의 주조재의 재가열온도는 950 ~ 1150℃로 제한하는 것이 바람직하다. 주조재의 재가열온도를 1150℃보다 높게 설정할 경우 결정립 미세화 원소로 사용되어지는 니오븀이 기지조직에 완전 고용되어 오스테나이트 결정립이 조대해져 최종적으로 극후강판의 인성 저하를 야기할 수 있다. 또한, 주조재 재가열온도가 950℃ 이하일 경우에는 오스테나이트 조직이 충분히 재결정이 이루어지지 않음으로써 최종적으로 불균일한 미세조직을 확보함으로써 기계적성질의 열화를 야기시킬 수 있다.
상기 (c) 단계(S300)에서 상기 1차 압연은 오스테나이트 재결정 영역에서 수행하며, 상기 2차 압연은 오스테나이트 미재결정 영역에서 수행될 수 있다. 상기 2차 압연의 마무리압연 온도는 Ar3 보다 높은 온도일 수 있다. 즉, 상기 주조재의 마무리압연 온도는 오스테나이트 미재결정역에서 실시하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 재결정역에서 마무리 압연을 실시할 경우 오스테나이트 결정립의 동적 재결정이 충분히 이루어지지 않아 -50℃ 이하의 충격인성을 요구하는 극지역에서의 사용을 어렵게 만든다. 한편, 마무리압연 온도가 Ar3 이하일 경우에는 2상(오스테나이트 및 페라이트)역에서 냉각이 이루어짐으로써 최종 미세조직이 이상조직을 가짐으로써 충격인성의 저하를 가져올 수 있다.
상기 (d) 단계(S400)에서 상기 주조재의 가속냉각 종료온도는 300 ~ 600℃, 냉각속도는 2 ~ 20℃/s가 이상적이다. 가속냉각 종료온도가 600℃ 이상일 경우 본 발명에서 의도하는 베이나이트 및 침상페라이트의 복합조직을 확보하기 어려우며 300℃ 이하일 경우에는 마르텐사이트가 형성됨으로써 모재 및 용접 열영향부의 인성의 열화를 불러일으킬 수 있다. 한편, 냉각속도가 20℃/s 이상일 경우에도 마르텐사이트 조직을 형성시킬 수 있으며, 2℃/s 이하일 경우에는 베이나이트 조직을 확보하기 어렵다.
상기 (c) 단계(S300)에서 압연은 재결정종료온도보다 높은 온도구간인 재결정영역에서 1차 진행한 후, 상기 재결정종료온도보다 낮은 온도구간인 미재결정영역에서 2차 진행할 수 있으며, 마무리압연온도는 (A3 + 20)℃ 이하로 관리하는 것이 필요할 수 있다.
상술한 고강도 강재의 제조방법에 의하면, 항복강도 460N/mm2급 해양구조용 극후강판에 대해 성분 및 제조조건을 변화시킴으로써 높은 강도와 저온인성의 조합을 확보하고, 낮은 제조비용의 공정조건을 실현할 수 있음을 확인하였다.
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.
구분 C Si Mn P S S_Al Cu Ni Cr Mo Nb V Ti Ceq
실시예1 0.059 0.110 1.687 0.0076 0.0023 0.012 0.308 0.70 0.015 0.0092 0.010 0.054 0.012 0.423
비교예1 0.0683 0.177 1.888 0.010 0.001 0.043 0.278 0.69 0.03 0.05 0.030 0.002 0.013 0.464
비교예2 0.077 0.20 1.878 0.0108 0.0009 0.04 0.265 0.70 0.03 0.04 0.029 0.002 0.013 0.469
구분 슬라브가열(℃) 마무리압연
누적압하율(%)		 마무리압연(℃) 냉각종료(℃) 냉각속도(℃/s)
실시예1 1,030 35 720 350 4
비교예1 1,070 45 720 400 4
비교예2 1,070 45 720 400 4
침상 페라이트
조직 면적율(%), 1/4t		 베이나이트계
조직 면적율(%), 1/4t		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 항복비
(%)		 vTrs (℃)
실시예1 45% 55% 465 584 80 -84
비교예1 30% 70% 472 630 75 -62
비교예2 25% 75% 519 642 81 -59
표 1은 본 발명의 실험예에 따른 주조재의 조성을 나타낸 표이다. 표 2는 본 발명의 실험예에 따른 공정조건을 나타낸 표이다. 표 3은 본 발명의 실험예에 따른 강재를 이용한 모재의 기계적 성질을 나타낸 표이다. 도 2 내지 도 4는 본 발명의 실험예에 따른 강재를 이용한 모재의 조직을 나타낸 도면이다.
표 1 내지 표 3과 도 2를 참조하면, 본 발명의 실시예1에 따른 시편은, (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.059 %, 실리콘(Si) : 0.110 %, 망간(Mn) : 1.687 %, 인(P) : 0.0076 %, 황(S) : 0.0023 %, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.012 %, 구리(Cu) : 0.308 %, 니켈(Ni) : 0.70 %, 크롬(Cr) : 0.015 %, 몰리브덴(Mo) : 0.0092 %, 니오븀(Nb) : 0.010 %, 바나듐(V) : 0.054 %, 티타늄(Ti) : 0.012 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 후판 주조재를 제공하는 단계; (b) 상기 주조재를 1030℃의 온도에서 재가열하는 단계; (c) 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 720℃이며, 마무리압연 누적압하율이 35%인 조건에서 압연하는 단계; (d) 상기 압연된 주조재를 4℃/s의 냉각속도로 350℃의 온도까지 가속냉각시키는 단계;를 수행하여 구현한 고강도 강재로서, 모재의 판두께 1/4 부위에서의 미세조직에 있어서 침상형 페라이트의 분율은 20%보다 큰 45%이며, 침상형 페라이트의 결정립 크기가 30㎛ 이상이며, 베이나이트의 분율의 55%이며, 모재의 판두께 1/4 부위에서의 항복강도는 465MPa, 인장강도는 584MPa, 항복비는 80, 파면천이온도(vTrs)가 -80℃ 이하인 -84℃인 것으로로 나타났다. 나아가, 용접 열영향부(HAZ)에서 결정립 크기가 100㎛ 이상인 베이나이트의 분율이 30% 이하인 것으로 나타났다.
이에 반하여, 표 1 내지 표 3과 도 3을 참조하면, 본 발명의 비교예1에 따른 시편은, (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.0683 %, 실리콘(Si) : 0.177 %, 망간(Mn) : 1.888 %, 인(P) : 0.010 %, 황(S) : 0.001 %, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.043 %, 구리(Cu) : 0.278 %, 니켈(Ni) : 0.69 %, 크롬(Cr) : 0.03 %, 몰리브덴(Mo) : 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.030 %, 바나듐(V) : 0.002 %, 티타늄(Ti) : 0.013 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 후판 주조재를 제공하는 단계; (b) 상기 주조재를 1070℃의 온도에서 재가열하는 단계; (c) 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 720℃이며, 마무리압연 누적압하율이 45%인 조건에서 압연하는 단계; (d) 상기 압연된 주조재를 4℃/s의 냉각속도로 400℃의 온도까지 가속냉각시키는 단계;를 수행하여 구현한 고강도 강재로서, 모재의 판두께 1/4 부위에서의 미세조직에 있어서 침상형 페라이트의 분율은 30%이며, 베이나이트의 분율의 70%이며, 모재의 판두께 1/4 부위에서의 항복강도는 472MPa, 인장강도는 630MPa, 항복비는 75, 파면천이온도(vTrs)가 -80℃ 보다 높은 -62℃인 것으로로 나타났다.
표 1 내지 표 3과 도 4를 참조하면, 본 발명의 비교예2에 따른 시편은, (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.077 %, 실리콘(Si) : 0.20 %, 망간(Mn) : 1.878 %, 인(P) : 0.0108 %, 황(S) : 0.0009 %, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.04 %, 구리(Cu) : 0.265 %, 니켈(Ni) : 0.70 %, 크롬(Cr) : 0.03 %, 몰리브덴(Mo) : 0.04 %, 니오븀(Nb) : 0.029 %, 바나듐(V) : 0.002 %, 티타늄(Ti) : 0.013 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 후판 주조재를 제공하는 단계; (b) 상기 주조재를 1070℃의 온도에서 재가열하는 단계; (c) 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 720℃이며, 마무리압연 누적압하율이 45%인 조건에서 압연하는 단계; (d) 상기 압연된 주조재를 4℃/s의 냉각속도로 400℃의 온도까지 가속냉각시키는 단계;를 수행하여 구현한 고강도 강재로서, 모재의 판두께 1/4 부위에서의 미세조직에 있어서 침상형 페라이트의 분율은 25%이며, 베이나이트의 분율의 75%이며, 모재의 판두께 1/4 부위에서의 항복강도는 519MPa, 인장강도는 642MPa, 항복비는 81, 파면천이온도(vTrs)가 -80℃ 보다 높은 -59℃인 것으로로 나타났다.
도 5는 본 발명의 실험예에 따른 고강도 강재의 CTOD 특성을 나타낸 그래프이다. CTOD(Crack Tip Opening Displacement)는 균열선단열림변위로서, 균열을 가진 부재에 하중이 작용하여 균열선단이 벌어지는 변위량을 나타낸다.
도 5를 참조하면, 상기 실시예1에 의한 강재의 CTOD 특성값은 0.9 mm, 1.2 mm, 1.4 mm로 모두 0.8mm 보다 큼을 확인할 수 있다. 이에 반하여, 상기 비교예1에 의한 강재의 CTOD 특성값은 0.5 mm, 0.6 mm, 0.7 mm로 모두 0.8mm 보다 작으며, 상기 비교예2에 의한 강재의 CTOD 특성값은 0.4 mm, 0.5 mm, 0.6 mm로 모두 0.8mm 보다 작음을 확인할 수 있다.
지금까지 본 발명의 실시예에 의한 고강도 강재 및 그 제조방법을 설명하였다. 본 발명의 실시예에 따르면, 항복강도 460N/mm2급 극후강판은 종래의 극후강판과 달리 Nb와 V의 첨가비를 제어함으로써 우수한 강도 및 저온인성을 확보할 수 있음을 확인하였다. 또한, 본 발명의 실시예에 의한 고강도 강재는 비교예와 비교하여 합금원소의 첨가량의 최소화함으로써 그 제조단가를 낮출 수 있으며, 탄소당량이 낮아 우수한 용접특성을 요구하는 극지 해양구조물의 사용에 적합하다. 본 발명의 실시예에 의한 고강도 강재는 vTrs가 -80℃ 이하, -40℃에서의 CTOD가 0.8 mm 이상을 지님으로써 극지의 낮은 온도에서 구조물의 안정성을 확보하기에 용이하다.
본 발명은 개시된 실시예 뿐만 아니라, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 개시된 실시예로부터 도출할 수 있는 다양한 변형 및 균등한 타 실시예를 포함한다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 %, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 %, 망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 %, 인(P) : 0 초과 0.03% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 %, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 %, 니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 %, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 %, 몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 %, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 %, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
    최종조직은 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 포함하는,
    고강도 강재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 분율이 20% 이상이며, 판두께 1/4 지점에서 침상형 페라이트의 결정립 크기가 30㎛ 이상이고, 용접 열영향부(HAZ)에서 결정립 크기가 100㎛ 이상인 베이나이트의 분율이 30% 이하인 것을 특징으로 하는,
    고강도 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 판두께가 50mm 이상인 극후강판이며, 항복강도가 460N/mm2 이상인 것을 특징으로 하는,
    고강도 강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 파면천이온도(vTrs)가 -80℃ 이하이고, -40℃에서의 균열선단열림변위(CTOD) 평균값이 0.8mm 이상인 것을 특징으로 하는,
    고강도 강재.
  5. (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.04 ~ 0.07 %, 실리콘(Si) : 0.05 ~ 0.50 %, 망간(Mn) : 0.05 ~ 2.00 %, 인(P) : 0 초과 0.03% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 고용 알루미늄(Sol.Al) : 0.01 ~ 0.07 %, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.50 %, 니켈(Ni) : 0.30 ~ 1.50 %, 크롬(Cr) : 0.001 ~ 0.30 %, 몰리브덴(Mo) : 0.001 ~ 0.05 %, 니오븀(Nb) : 0.005 ~ 0.03 %, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.08 %, 티타늄(Ti) : 0.005 ~ 0.030 %, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 후판 주조재를 제공하는 단계;
    (b) 상기 주조재를 950 내지 1150 ℃의 온도에서 재가열하는 단계;
    (c) 상기 재가열된 주조재를 850 내지 950℃의 온도에서 1차 압연한 후, 700 내지 850℃의 온도에서 2차 압연하는 단계;
    (d) 상기 압연된 주조재를 2 내지 20℃/s의 냉각속도로 300 내지 600℃의 온도까지 가속냉각시키는 단계;
    를 포함하는, 고강도 강재의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 1차 압연은 오스테나이트 재결정 영역에서 수행하며, 상기 2차 압연은 오스테나이트 미재결정 영역에서 수행하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강재의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 2차 압연의 마무리압연 온도는 Ar3 보다 높은 온도인 것을 특징으로 하는, 고강도 강재의 제조방법.
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