KR20220026808A

KR20220026808A - 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20220026808A
Application number: KR1020200107794A
Authority: KR
Inventors: 이학철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-08-26
Filing date: 2020-08-26
Publication date: 2022-03-07
Also published as: KR102485116B1; CN116096933A; JP2023540079A; WO2022045704A1

Abstract

본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것에 관한 것으로, 자세하게는 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.1%, Ni: 0.3~1.0%, Nb: 0.005~0.040%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.5%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부~표면부 직하 5mm까지의 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상이고 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 t/4 미세조직의 입도가 15㎛ 이하인 미세조직을 가지는 극후물 구조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

Description

표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법{UlTRA THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT SURFACE PART NRL-DWT PROPERTY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 국내외 선박 등의 구조물 설계에 있어 극후물, 고강도 강재의 개발이 요구되고 있다.

구조물 설계 시 고강도강을 사용할 경우, 구조물의 형태의 경량화로 인한 경제적 이득과 함께 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성이 동시에 확보 될 수 있다.

일반적으로 고강도강의 경우, 극후물재 제조 시 총 압하율의 저하에 따라 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 미세조직이 조대해지게 된다.

또한 강도 확보를 위한 급속 냉각 시, 극후물재의 두꺼운 두께로 인해 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이가 발생하게 된다.

이로 인해 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 생성되어 극후물재는 인성 확보가 어려워진다.

특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우, 선박 등의 주요 구조물에 적용 시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있다.

극후물재의 경우, 상기 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이에서 기인한 인성의 저하로 인해 상기 취성균열전파 저항성을 보증하는데 큰 어려움을 겪고 있다.

실제 많은 선급협회 및 철강사에서는 취성균열 전파저항성을 보증하기 위해 실제 취성균열전파 저항성을 정확히 평가할 수 있는 대형 인장시험을 실시하고 있다.

그런데 대형 인장시험의 경우, 시험을 실시하기 위해 대량의 비용이 발생하기 때문에 양산 적용 시 보증하기가 힘든 상황이다.

이러한 불합리점을 개선하기 위해 최근 대형 인장시험을 대체할 수 있는 소형대체 시험에 대한 연구가 꾸준히 진행되어 오고 있다.

상기 소형대체 시험들 가운데 가장 유력한 시험으로 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Drop Weight Test) 시험이 많은 선급협회 및 철강사에서 채택되고 있는 상황이다.

표면부 NRL-DWT 시험은 기존 연구를 기반으로 표면부의 미세조직을 제어할 경우 취성균열전파 시에 크랙의 전파속도를 늦춰 취성균열전파 저항성을 우수하게 한다는 연구결과를 바탕으로 채택되고 있다.

NRL-DWT 물성을 향상시키기 위해, 표면부 입도 미세화를 위한 다양한 기술들이 시도되었다.

예를 들어, 사상압연 시 표면 냉각을 적용하거나 압연 시 굽힘 응력 부여를 적용하여 변형량 증가를 통한 입도를 조절하는 등의 다양한 기술이 고안되었다.

그러나 상기 시도들은 그 기술 자체가 일반적인 양산체제에 적용하기에는 생산성의 큰 저하를 발생시키는 문제를 가진다

한편 인성 향상에 도움이 되는 Ni 등의 원소가 다량 첨가되게 되면, 표면부 NRL-DWT 물성이 향상될 수 있다.

그러나 Ni은 고가 원소이기 때문에 제조원가적 측면에서 상업적 적용이 어려운 상황이다.

이와 함께 최근 초대형 컨테이너선의 안정성 강화를 위해서 취성균열 전파저항성을 강화하는 규격이 발효될 예정이다.

기존 BCA(brittle crack arrest, 취성 균열 정지인성) 성능 보증의 경우, 두께 기준으로 80t 이하는 Kca ≥ 6,000 이상으로 정의되어 있었으며 80t 이상의 두께에 대해서는 선급과 협의하도록 국제 선급규격 상에 규정되어 있었다.

종래에는 80t 이상 두께의 강재에 대해서는 실제 구조물 테스트 결과가 없었기 때문에, 80t 이상 두께의 강재도 80t 이하와 동일하게 Kca ≥ 6,000으로 정의되었다.

그러나 최근 일본에서 실구조물 테스트 결과, 80t 이상의 강재를 선박의 창구옆 연재(hatch side coaming)부에 사용할 경우에 한해서 Kca ≥ 8,000 이어야 크랙이 정지 한다는 연구결과가 보고되었다.

상기 연구결과에 따라 국제 선급 규격도 변경 예정이기 때문에 Kca ≥ 8,000을 보증하는 새로운 강재가 필요한 상황이다.

상기 Kca 보증 값 상향에 따라 소형대체시험의 보증온도도 기존 -60℃보다 더욱 강회된 -70℃ 이하가 될 가능성이 높아지고 있기 때문에, 기존보다 더욱 강화된 보증이 가능한 강재 개발이 필요하다.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결할 수 있는 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

구체적으로 본 발명은 조성 측면에서 고가의 합금원소를 포함하지 않으면서도 합금성분 제어를 통해 극후물 강재의 표면부에 조대한 저온변태상의 생성을 억제하여 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 조압연 및 사상압연 시 압연온도와 최대 압하량을 제어함으로써 표면부 오스테나이트 조직에 최대 변형을 부여하여 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 폴리고날 페라이트 분율을 최대화하고 미세조직의 미세화를 극대화함으로써 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 보다 구체적으로 두께가 80mm 이상 100mm 이하이고, 표면부~표면부 직하 5mm까지의 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상이고, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 t/4 미세조직의 입도(grain size)가 15㎛ 이하이며, 항복강도가 460MPa 이상이고 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70도 이하이며, ESSO test를 실시하여 얻은 Kca 값이 8,000이상인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 목적들은 이상에서 언급한 목적으로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 본 발명의 다른 목적 및 장점들은 하기의 설명에 의해서 이해될 수 있고, 본 발명의 실시예에 의해 보다 분명하게 이해될 것이다. 또한, 본 발명의 목적 및 장점들은 특허 청구 범위에 나타낸 수단 및 그 조합에 의해 실현될 수 있음을 쉽게 알 수 있을 것이다.

상기의 목적을 달성하기 위한 구체화된 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재는 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.1%, Ni: 0.3~1.0%, Nb: 0.005~0.040%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.5%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부~표면부 직하 5mm까지의 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상이며, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 t/4 미세조직의 입도가 15㎛ 이하인 미세조직을 가질 수 있다.

바람직하게는 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Drop Weight Test) 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하일 수 있다.

바람직하게는 ESSO 테스트에 의한 Kca 값이 8,000이상일 수 있다.

바람직하게는 판 두께는 80~100mm이고, 항복강도가 460MPa 이상일 수 있다.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재의 제조 방법은 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 720~740℃ 구간에서 사상압연하는 단계를 포함하는 제조 방법일 수 있다.

상기의 목적을 달성하기 위한 구체화된 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재의 제조 방법은 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.1%, Ni: 0.3~1.0%, Nb: 0.005~0.040%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.5%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 720~740℃ 구간에서 사상압연하는 단계; 상기 사상압연된 강재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.

바람직하게는 상기 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃일 수 있다.

바람직하게는 상기 조압연 온도는 900~1,100℃일 수 있다.

바람직하게는 상기 조압연시 누적 압하율은 50% 이상일 수 있다.

바람직하게는 상기 냉각하는 단계에서의 냉각 속도는 3℃/sec 이상일 수 있다.

바람직하게는 상기 냉각하는 단계에서의 냉각 종료 온도는 500℃ 이하일 수 있다.

본 발명에 의하면 고가의 합금원소를 과도하게 포함하지 않으면서도 성분 및 미세조직 제어를 통해 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재를 구현할 수 있다.

본 발명에 의하면 사상압연 온도 및 누적압하량을 제어함으로써 표면부 및 t/4부 오스테나이트 조직에 변형량을 극대화하여, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 t/4 미세조직의 입도를 15㎛ 이하로 제어하고, 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 폴리고날 페라이트 분율을 최대화하여 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재의 제조 방법을 구현할 수 있다.

본 발명에 의하면 극후물 강재의 두께인 80mm 이상 100mm 이하의 두께를 가지면서도 항복강도가 460MPa 이상이고 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70도 이하이며, ESSO test를 실시하여 얻은 Kca 값이 8,000이상인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 구현할 수 있다.

상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.

이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.

본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.

본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.

본 발명에서는 구체적으로 표면부~표면부 직하 5mm까지의 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상을 가지며, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 1/4t 미세조직의 입도가 15㎛ 이하이며, 두께가 80mm 이상 100mm 이하이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하이며, ESSO 테스트를 실시하여 얻은 Kca값이 8,000이상인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 발명하고자 한다.

상기 특성을 만족하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재는 상기 NRL-DWT 물성이 우수한 특성을 만족시키기 위해 구체적으로 다음의 합금 원소들을 포함할 수 있다.

후술하는 각 성분의 함량 또는 조성범위는 별도로 언급하지 않는 한 모두 중량% 기준임을 미리 밝혀둔다.

탄소(C)는 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 탄소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.05~0.09%의 범위에서 함유된다.

만일 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.05%보다 적게 첨가되면, 강의 강도의 하락을 초래하여 강도 목표를 달성하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.09%보다 많이 첨가되면, 과도한 탄소는 경화능을 향상시켜 대량의 도상 마르텐사이트(massive martensite)를 생성하고 저온 변태상의 생성을 촉진시켜 그 결과 강의 인성을 저하시키는 문제가 있다.

실리콘(Si)과 알루미늄(Al)은 제강 및 연주 공정 시에 용강 내의 용존 산소를 슬래그 형태로 석출시켜 탈산작업을 하는데 필수적인 합금원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 실리콘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.1~0.4%의 범위에서, 그리고 알루미늄은 0.01~0.05%의 범위에서 함유된다.

만일 실리콘과 알루미늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 각각 0.1%와 0.01%보다 적게 첨가되면, 제강 및 연주 공정 동안 용존 산소의 석출량이 불충분하여 탈산 효과를 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 실리콘과 알루미늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 각각 0.4%와 0.05%보다 많이 첨가되면, 과도한 실리콘과 알루미늄은 조대한 Si, Al 복합 산화물을 생성시키거나 미세조직 내에 도상 마르텐사이트를 조대하게 다량 생성시킬 수 있는 문제가 있다.

망간(Mn)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 망간은 중량%(이하 %라 한다)로 1.8~2.1%의 범위에서 함유된다.

만일 망간이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 1.8%보다 적게 첨가되면, 강의 460MPa 이상의 항복강도를 만족시키지 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 망간이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 2.1%보다 많이 첨가되면, 과도한 망간은 경화능을 과도하게 증가시키고 이로 인해 상부 베이나이트(upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 충격인성 및 표면부 NRL-DWT 물성을 크게 저하시키는 문제가 있다.

니켈(Ni)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 저온에서 전위의 교차 슬립(cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 니켈은 중량%(이하 %라 한다)로 0.3~1.0%의 범위에서 함유된다.

만일 니켈이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.3%보다 적게 첨가되면, 460MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 강에서의 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 니켈이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 1.0%보다 많이 첨가되면, 과도한 니켈은 경화능을 과도하게 상승시켜 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키는 문제가 있고 제조원가를 지나치게 상승시키는 문제가 있다.

니오븀(Nb)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시키며, 또한 고온으로 재가열 시에 고용된 Nb는 압연 시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 니오븀은 중량%(이하 %라 한다)로 0.005~0.04%의 범위에서 함유된다.

만일 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.005%보다 적게 첨가되면, NbC 또는 NbCN 형태의 석출물의 석출량이 지나치게 적어 미세조직 미세화와 강도 강화를 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 과도한 니오븀은 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 높아지는 문제가 있다.

티타늄(Ti)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 재가열 시 TiN으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 티타늄은 중량%(이하 %라 한다)로 0.005~0.03%의 범위에서 함유된다.

만일 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.005%보다 적게 첨가되면, TiN 형태의 석출물의 석출량이 지나치게 적어 모재 및 용접 열영향부의 결정립 미세화와 인성 향상을 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.03%보다 많이 첨가되면, 과도한 티타늄은 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출(primary precipitation)에 의한 저온인성을 감소시키는 문제가 있다.

구리(Cu)는 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 경화능을 향상시켜고 고용강화를 일으켜 강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론(ε) Cu 석출물의 생성을 통해 항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 구리는 중량%(이하 %라 한다)로 0.1~0.5%의 범위에서 함유된다.

만일 구리가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.1%보다 적게 첨가되면, 냉각시 경화능의 향상을 기대하기 어렵고 강도의 향상을 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다.

반면 구리가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.5%보다 많이 첨가되면, 제강 공정에서 hot shortness에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있는 문제가 있다.

인(P)과 황(S)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 그 함량을 최소화할 필요가 있다.

이에 따라 본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 인과 황은 각각 중량%(이하 %라 한다)로 100ppm 이하 및 40ppm 이하로 제한된다.

이하에서는 상기와 같은 본 발명의 강재를 제조하는 방법을 설명한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법은 슬라브 재가열 - 조압연 - 사상압연 - 냉각의 과정을 포함할 수 있으며, 각 과정별 상세한 조건은 아래와 같다.

이하의 제조방법에 관한 설명에 있어서 별다른 설명이 없다면, 열연강판(슬라브)의 온도는 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치에서의 온도를 의미한다.

또한 수냉 시, 냉각속도의 측정의 기준이 되는 위치도 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치이다.

슬라브 재가열 단계:

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 슬라브 재가열 단계는 오스테나이트 결정립의 과도한 조대화 없이 주조 과정 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄화물 및/또는 탄질화물을 고용시키고 유동 응력(flow stress)를 낮추어 후속 열간 가공을 용이하게 하기 위한 공정이다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 1,050~1,120℃ 이다.

만일 슬라브 재가열 온도가 재가열 온도가 1,000℃ 미만일 경우, 주조 중에 형성된 Ti 및/도는 Nb 탄질화물이 충분히 고용되지 않을 우려가 있다.

반면 재가열 온도가 1,120℃를 초과할 경우, 재가열 온도에서 미세조직을 형성하고 있는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있다.

조압연 단계:

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 조압연 단계는 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트의 재결정을 통해 결정립의 입도를 작게 하기 위한 공정이다.

조압연 과정 중에 오스테나이트의 동적 재결정(dynamic recrystallization)이 일어나야 하므로 조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상이 바람직하다.

구체적으로 본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 조압연 온도는 900~1,100℃ 이다.

만일 조압연 온도가 900℃보다 낮으면, 조압연 동안 동적 재결정이 발생하기 어려워 결정립 미세화가 어려워지는 문제가 있다.

반면 조압연 온도가 1,100℃보다 높으면, 조압연 개시 전에 슬라브 내의 오스테나이트 결정립이 지나치게 성장하여 동적 재결정에 의해서도 결정립 미세화가 효과적이지 못하게 되는 문제가 있다.

한편 조압연을 통해 슬라브에 재결정을 일으켜 슬라브의 미세조직을 미세화하기 위해서는, 조압연 과정 동안 재결정을 일으키기에 충분한 변형량이 슬라브에 가해져야 한다.

본 발명의 일 실시예에 따르면, 조압연 공정에서의 누적 압하율은 40% 이상이 바람직하다.

사상압연 단계:

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 사상압연 단계는 조압연된 강판의 오스테나이트 미세조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위한 공정이다.

이 때 사상압연 마무리 온도는 t/4 기준으로 페라이트 생성온도 720~740℃ 구간 사이에서 실시하는 것이 바람직하다.

상기 사상압연 마무리 온도 범위는 폴리고날 페라이트 생성온도 주변에서 압연을 실시하여 사상압연 후 수냉 이전의 공냉 단계에서 표면부에 미세한 공냉 페라이트 생성을 촉진할 수 있는 온도 범위로 설정되었다.

만일 t/4 기준으로 720℃ 이하에서 사상압연이 진행될 경우, 사상압연 중에 페라이트가 석출하게 되기 전에 연신된 페라이트가 생성되고 그로 인해 NDTT 온도가 상승하게 되는 문제가 있다.

반면 t/4 기준으로 740℃ 이상에서 사상압연이 진행될 경우, 변형량이 부족하여 t/4 부 입도가 저하되어 Kca 성능이 저하될 수 있으며, 표면부에 충분한 페라이트가 생성되지 않아 NDTT 온도가 상승하게 되는 문제가 있다.

본 발명의 일 실시예에 따르면, 사상압연 공정에서의 누적 압하율은 50% 이상이 바람직하다.

냉각단계:

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 사상 압연된 강판은 500℃ 이하의 온도까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각되는 것이 바람직하다.

만일 냉각속도가 3℃/s보다 낮거나 또는 냉각종료 온도가 500℃ 이상인 경우, 냉각 과정 중의 상변태에 의해 강판에 형성되는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 최종 항복강도가 460MPa 이하로 될 가능성이 있다.

상기의 본 발명의 일 실시예에 따른 본 발명의 강재 제조 방법을 종합하면 다음과 같다.

C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.1%, Ni: 0.3~1.0%, Nb: 0.005~0.040%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.5%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,000~1,120℃의 온도로 재가열한 후 900~1,100℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 압연된 Bar를 1/4t 기준으로 720~740℃ 사이의 온도구간에서 사상 압연하는 단계; 전체 압연이 마무리된 이후 3℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계;를 거쳐 본 발명의 일 실시예에 따른 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 구조용 극후물 강재가 제조될 수 있다.

이 때, 발명의 일 실시예에 따른 상기 극후물 강재는 강재의 표면부에서 표면부 직하 5mm까지 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상이고 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 t/4 미세조직의 입도가 15㎛ 이하인 미세조직을 가지며 두께는 80~100㎜를 가질 수 있다.

상기 표면부에서 표면부 직하 5mm까지 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상이고 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 t/4 미세조직의 입도가 15㎛ 이하인 미세조직은 상기 사상 압연 과정과 상기 냉각 과정 동안 구현된다.

따라서 발명의 일 실시예에 따른 상기 극후물 강재의 상기와 같은 미세조직과 두께는 상기 강재의 성분 및 미세조직과 함께 상기 제조 방법의 기술적 특징들의 제어된 결합에 의해서만 구현될 수 있다.

이를 통해 본 발명에서는 항복강도가 460MPa 이상이고 표면부 충격천이 온도가 -40℃ 이하이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70도 이하이며, ESSO test를 실시하여 얻은 Kca 값이 8,000이상인 강재를 확보할 수 있다.

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

[실시예]

본 발명에서 대상으로 하고 있는 제조방법으로 표 1에 기재된 조성을 가지고 있는 강 슬라브를 선택하여 재가열, 압연 및 냉각을 실시하였다.

구체적으로 하기 표 1의 조성을 갖는 두께 400mm 강 슬라브를 1070℃의 온도로 재가열한 후, 1030℃ 이하의 온도에서 조압연을 시작 뒤 연속으로 조압연을 실시하여 930도 이상에서 조압연을 완료하여 바를 제조하였다.

상기 조압연 후, 표 2에 명시된 누적압하율로 사상압연을 실시하여 표 2의 두께를 갖는 강판을 얻은 다음, 3.5~5.2℃/sec의 냉각속도로 450~370℃도 범위의 온도까지 냉각하였다.

[표 1]

표 1에 개시된 강재에 대해 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법에 의해 제조된 강재와 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법을 벗어난 조건을 적용하여 제조된 강재의 인장 특성을 평가한 결과와 제조된 강판의 미세조직 분석결과 및 항복강도는 표 2에 정리되었다.

또한 제조된 강판에 대해 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT(Nil-Ductility Transition Temperature)와 대형 ESSO 시험을 통한 -10℃에서의 Kca 값을 측정하였으며, 그 결과는 표 2에 정리되었다.

또한 제조된 강판에 대한 입도 분석은 본 발명이 속하는 기술분야에서 널리 사용되는 후방산란전자회절분석기(electron backscatter diffraction, EBSD)를 이용하여 측정되었다.

상기 EBSD는 시료(즉 강판)에 전자가 주입되었을 때, 시료에 의해 반사(즉 후방산란)되는 전자를 검출하여 재료의 방위를 분석하는 방법이다.

특히 상기 EBSD는 재료의 결정립 방위 분석을 통해 상분석이 가능하며 나아가 결정방위지도 분석을 통해 미세집합조직과 결정립도 등의 분석을 할 수 있다.

[표 2]

비교예 1의 경우, 비록 성분 및 조성범위는 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 조건을 만족하더라도, 본 발명의 일 실시예에서 제시하는 사상압연 누적압하율 50%보다 낮은 누적압하율로 사상압연 되었으므로 표면부에 폴리고날 페라이트가 충분히 형성되지 못하였다.

또한 낮은 사상압연 압하율로 인해 t/4부에 충분한 변형이 가해지지 못하여 입도가 15㎛ 이상이기 때문에, NDTT가 -70℃ 이상이고 Kca 값도 8,000 이하인 것으로 측정되었다.

비교예 2의 경우, 비록 성분 및 조성범위는 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 조건을 만족하더라도, 본 발명의 일 실시예에서 제시하는 사상압연 마무리 온도보다 높은 772~780℃에서 마무리 압연됨에 따라 공냉 중에 표면부에 페라이트가 전혀 생성되지 않고 다량의 저온변태상이 생성되었으며, 높은 사상압연온도도 t/4부에 충분한 변형이 가해지지 못하여 입도가 15 ㎛ 이상이다. 그 결과 비교예 2는 NDTT가 -70℃ 이상이며 고온에서 사상압연이 실시됨에 따라 미세조직의 미세화(refinement)가 충분히 일어나지 않아 Kca 값도 8,000 이하인 것으로 조사되었다.

비교예 3의 경우, 비록 성분 및 조성범위는 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 조건을 만족하더라도, 본 발명의 일 실시예에서 제시하는 사상압연 마무리 온도보다 낮은 703~710℃에서 마무리 압연됨에 따라, 사상압연 중에 폴리고날 페라이트가 석출하게 되기 전에 일부 페라이트가 먼저 생성되고 사상압연 과정 중에 상기 먼저 생성된 페라이트는 연신되어 길게 연신된 조대한 페라이트 형태로 존재하여 t/4 부에도 공냉 페라이트가 조대하게 생성되어 입도가 증가하게 된다.

그 결과 비교예 3은 폴리고날 페라이트의 분율이 높음에도 불구하고 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 조사되었다.

비교예 4의 경우 C의 조성범위가 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 C 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 지나치게 높은 강도로 인해 인성이 저하되는 현상이 발생하여 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 조사되었다.

비교예 5의 경우, Mn의 조성범위가 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 Mn 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 페라이트 변태온도가 낮아짐에 따라서 공냉 중에 충분한 페라이트가 생성되지 못하였다. 그 결과 NDTT가 -70℃ 이상이고 Kca 값도 8,000 이하인 것을 알 수 있다.

비교예 6의 경우 C 및 Mn의 조성범위가 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 C 및 Mn의 하한보다 낮은 값을 가짐으로써, 표면부에 다량의 페라이트가 생성되기는 하였으나 낮은 경화능으로 인해 본 발명에서 제시하는 항복강도 460MPa 를 만족하지 못했음을 알 수 있다.

비교예 7의 경우, Ni 및 Cu의 조성범위가 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 Ni 및 Cu의 하한보다 낮은 값을 가짐으로써, 표면부에 다량의 페라이트가 생성되기는 하였으나 낮은 경화능으로 인해 본 발명에서 제시하는 항복강도 460MPa 를 만족하지 못했으며, 낮은 Ni 함유량에 따른 인성 저하로 인해 Kca 값도 8,000 이하인 것을 알 수 있다.

비교예 8의 경우, Ti 및 Nb의 조성범위가 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 Ti 및 Nb의 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 강도가 상승하였으며 석출강화로 인한 인성저하의 영향으로 NDTT가 -70도 이상이고 Kca 값도 8,000 이하인 것을 알 수 있다.

이에 반하여 위 결과에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 성분 범위를 만족하고 740~720도 사이의 온도구간에서 누적압하율 50% 이상의 압하율로 제조된 발명예 1~4의 경우, 표면부~표면부 직하 5mm까지의 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상이고 항복강도가 460MPa 이상이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하이며, ESSO test를 실시하여 얻은 Kca 값이 8,000이상을 나타냄을 알 수 있다.

이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 실시예를 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.

Claims

중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.1%, Ni: 0.3~1.0%, Nb: 0.005~0.040%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.5%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
표면부~표면부 직하 5mm까지의 폴리고날 페라이트의 분율이 50% 이상이고, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 t/4 미세조직의 입도가 15㎛ 이하인 미세조직을 가지는, 극후물 구조용 강재.
제1항에 있어서,
ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Drop Weight Test) 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 극후물 구조용 강재.
제1항에 있어서,
ESSO 테스트에 의한 Kca 값이 8,000이상인 극후물 구조용 강재.
제1항에 있어서,
판 두께는 80~100mm이고, 항복강도가 460MPa 이상인 극후물 고강도 강재.
중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.1%, Ni: 0.3~1.0%, Nb: 0.005~0.040%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.1~0.5%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 720~740℃ 구간에서 사상압연하는 단계;
상기 사상압연된 강재를 냉각하는 단계;
를 포함하는 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 조압연 온도는 900~1,100℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 조압연시 누적 압하율은 50% 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 냉각하는 단계에서의 냉각 속도는 3℃/sec 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 냉각하는 단계에서의 냉각 종료 온도는 500℃ 이하인 극후물 고강도 강재의 제조방법.