KR20230094389A - 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명의 강재는, 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.07%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.05~4.0%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 구 오스테나이트 결정입도가 35㎛ 이하이고, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상을 90면적% 이상, 잔여 페라이트 또는 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 저온 변태상은 15°이상 고경각입계를 기준으로 패킷사이즈가 15㎛ 이하이고, 5~50nm인 변형유기 NbC 석출물이 1㎛2 당 10개 이상 그리고 100nm이상 조대 석출물은 5개 이하로 가지며, 그리고 그 표면으로부터 두께방향으로 3/8t 내지 5/8t의 영역인 제품 중심부의 공극율이 0.05mm3/g 이하이다.

Description

강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법 {Extra heavy steel materials for flange having excellent strength and low temperature impact toughness, and manufacturing method for the same}
본 발명은 풍력 발전 타워 및 시스템 등에 사용 가능한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 강도 및 저온 충격 인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
풍력발전기는 친환경적인 전기생산 수단으로 각광을 받고 있으며 타워 플랜지(Tower Flange), 베어링 및 메인샤프트 등의 부품을 포함한다. 이들 중 타워 플랜지는 타워의 연결에 필요한 이음새 부품으로 보통 한 타워에 5~7개의 플랜지가 사용되며, 해상이나 극한지방에서도 설치가 되기 때문에, 높은 내구성이 요구된다. 특히, 대용량 에너지 생산 및 고효율화 요구에 부응하여 풍력 타워 역시 규모가 증대되고 있으며, 이에 따라 사용되는 강재 역시 고강도화, 고인성화 및 후물화가 지속적으로 요구되고 있는 실정이다. 소재의 두께가 증대될수록 총 변형량이 줄어들기 대문에 미세조직이 커지며, 개재물이나 편석 등 재료 내 결함으로 재질이 열화되는 경향성을 나타내게 된다. 따라서 강재의 내 외부 건전성(Soundness)를 향상시키기 위하여 비금속 개재물이나 편석 등 불순물 농도를 줄이거나 표면 및 재료 내부의 크랙, 공극등을 극한으로 제어하는 추세이다.
특히, 두께가 200mmt를 초과하는 극후물재의 경우 소재중심부의 변형량이 많지 않기 때문에, 연주 또는 주조시 발생하는 미응고 수축공이 단조공정에서 충분히 압착되지 않을 경우 플랜지 중심부에 잔류 공극의 형태로 남게 된다.
이러한 잔류공극은 구조물에 있어서 두께 축방향 응력 받았을 때, 크랙의 개시점으로 작용을 하게 되며, 결국 라멜라티어링 형태로 설비 전체에 파손을 일으킬 수 있다. 따라서 변형량이 적은 피어싱(구멍뚫기 단조) 및 링 포징단조 (제품성형) 이전에 반드시 잔류공극이 존재하지 않도록 중심 공극을 충분히 압착해주는 공정이 필요하다.
이와 관련된 특허문헌 1은 후판 조압연 공정에서 강압하를 적용하는 기술이다. 구체적으로, 압연기의 설계 허용치(하중 및 토크)에 근접하도록 설정된 패스별 강압하율로부터 두께별 판물림이 발생하는 두께별 한계 압하율을 결정하는 기술, 조압연기의 목표두께를 확보하기 위하여 패스별 두께비의 지수를 조정하여 압하율을 분배하는 기술, 그리고 두께별 한계 압하율에 근거하여 판물림이 발생하지 않도록 압하율을 수정하는 기술을 활용한 것으로서, 80mmt기준 조압연 최종 3패스에서의 평균압하율을 약 27.5%로 인가할 수 있는 제조방법을 제공한다. 하지만 상기 압연방법의 경우, 제품 두께 전체의 평균압하율을 측정한 것으로, 최대두께가 200mmt 이상인 극후물재의 경우, 잔류공극이 존재하는 중심부까지는 고변형을 인가시키기에는 기술적 어려움이 따른다.
극후물을 제조하는 다른 방법 중 하나는 압연기보다 패스당 유효 변형량이 높은 단조기를 활용하는 방법이다. 특허문헌 2는 질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0.40％ 이하, Mn: 0.5∼5.0％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Cr: 3.0％ 이하, Ni: 0.1∼5.0％, Al: 0.010∼0.080％, N: 0.0070％ 이하, O: 0.0025％ 이하를 함유하고, (1)식 및 (2)식의 관계를 충족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 구성된 슬라브를 누적압하량 25% 이상으로 하는 열간단조를 행하고, Ac3점 이상 1200℃이하로 가열하고 누적 압하량 40%이상으로 하는 열간 압연을 행하고, Ar3점 이상의 온도에서 350℃이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 온도까지 급랭하고, 450~700℃의 온도로 템퍼링 열처리 공정을 통해 판두께가 100mmt이상이고 항복강도가 620MPa이상이며 -40℃에서 저온 충격인성 평가 시 흡수에너지가 70J이상인 후육 고인성 고강도 소재를 제조할 수 있다고 명시하고 있다.
하지만, 상기 제조방법은 누적 압하량이 지나치게 높을 경우 국부적인 변형집중으로 인하여 표면결함이 발생할 수 있으며, 특히, 단조 이전 주편상태에서 표층 또는 표층하 결함이 존재하는 경우 단조과정에서 결함이 전파되어 압연 후 제품상태에서 표면품질이 더욱 열위해 질 수 있다. 또한, Pass당 단조 압하량이 부족할 경우, 누적 압하량이 높다고 할지라도 중심부에 잔류하는 공극을 충분히 압착하기는 어려우며, 압연 공정 역시 표층 변형 대비 중심부 유효변형량이 작기 때문에 극후물재의 중심부 공극 및 조직을 제어하기에는 적절하지 않다.
한편 특허문헌 3에서는 소정의 합금조성으로 제공되는 소재를 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 25％ 이상으로 하는 열간 단조를 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, Ac3점 이상 1050℃ 이하로 재가열하고, Ac3점 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 공정을 통하여 항복강도가 620MPa 이상인 100mmt이상의 후육 고강도 강판을 제조할 수 있다고 개시하고 있다.
하지만 상술된 초고강도 강판의 경우, 탄소당량(Ceq) 및 경화능 지수(DI)가 높아 주조 중 표면크랙에 취약할 뿐만 아니라 노말라이징(Normalizing) 열처리로 제조되는 플랜지(Flange)용 강재 경우 해당 공정조건을 용이하게 적용할 수 없다. 또한 탄소당량(Ceq)과 경화능 지수(DI)가 높을 경우, 제강 2차 냉각 과정에서 표층 경질조직의 생성으로 인해, 주편 표층의 크랙이 쉽게 발생하며, 단조과정에서 크랙이 전파됨으로써, 최종 제품의 표면품질을 열화시킬 수 있다.
따라서, 중심부 공극을 압착하여 최종 제품의 내부 건전성을 향상시키기 위해서 단조를 실시하는 방안이 제안되었으나, 플랜지(Flange)용 강재의 적절한 재질과 우수한 표면품질을 함께 확보하기 위한 실질적인 방안을 제시하지는 못하고 있다.
대한민국 공개특허공보 제10-2012-0075246호(2012.07.06 공개) 대한민국 공개특허공보 제10-2017-0095307호(2017.08.22 공개) 대한민국 공개특허공보 제10-2017-0095307호(2017.08.22. 공개)
따라서 본 발명은 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.07%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.05~4.0%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
구 오스테나이트 결정입도가 35㎛ 이하이고, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상을 90면적% 이상, 잔여 페라이트 또는 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 저온 변태상은 15°이상 고경각입계를 기준으로 패킷사이즈가 15㎛ 이하이고,
5~50nm인 변형유기 NbC 석출물이 1㎛2 당 10개 이상 그리고 100nm이상 조대 석출물은 5개 이하로 가지며, 그리고
그 표면으로부터 두께방향으로 3/8t 내지 5/8t의 영역인 제품 중심부의 공극율이 0.05mm3/g 이하인 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재에 관한 것이다.
상기 강재는 Zr :0.001~0.15%를 추가로 포함할 수 있다.
상기 강재는 200~500mm의 두께를 가질 수 있다.
또한 강재는, 590~820MPa의 인장강도, 440MPa이상의 항복강도, 그리고 -50℃ 샤르피 충격시험 흡수에너지값은 50J이상일 수 있다.
상기 강재의 최대 표면크랙 깊이는 0.1mm 이하 (0포함)일 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.07%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.05~4.0%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비한 후, 이를 1100~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 1.3~2.4의 단조비로 1차 업세팅한 후, 1.5~2.0의 불룸단조하는 단계;
상기 블룸단조된 소재를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 블룸소재를 1.3~2.3의 단조비로 2차 업세팅한 후, 1.65~2.25의 단조비로 라운드 단조하는 단계;
상기 라운드 단조된 소재를 하기 관계식 1에 의해 정의되는 재결정온도 이하의 온도에서 누적압하량이 10% 이상이 되도록 2.0~2.8의 단조비로 3차 업세팅하는 단계;
상기 3차 업세팅된 소재를 홀 가공한 후, 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하고, 이어, 1.0~1.6의 단조비로 링포징하는 단계; 및
상기 링포징된 소재를 그 중심부 온도 측정기준 820~930℃의 온도범위로 가열하여 5~600분간 유지한 후 상온까지 공냉하고, 이어, 550~700℃로 승온하여 유지하는 단계;를 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
Tnr(℃) = 887+464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6445×Nb-644×Nb1/2) + (732×V-230×V1/2)
상기 슬라브는 연속주조공정, 반연속 주조공정 및 Ingot casting 중 하나의 공정을 이용하여 제조될 수 있다.
상기 1차 업세팅시 펀칭되는 단조면의 크기가 최초 700mm × 1800mm일 경우 1000~1200mm × 1800~2000mm일 수 있다.
상기 블룸단조의 경우 단조 완료시 단조면의 크기가 최초 1000~1200mm × 1800~2000mm일 경우 1450~1850mm × 2100~2500mm일 수 있다.
상기 2차 업세팅 및 라운드 단조를 종료할 경우, 제품의 크기는 1450~1850Ø × 1300~1700mm 일 수 있다.
상기 3차 업세팅을 종료할 경우, 제품의 크기는 2300~2800Ø × 400~800mm 일 수 있다.
상기 강재로 제작된 플랜지의 최대두께는 200~500mm일 수 있으며, 내경은 4000~7000mm, 외경은 5000~8000mm 일 수 있다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, 단조공정을 최적화함으로써 강재 중심부 공극을 압착하여 최종 제품의 내부 건전성을 향상시킬 수 있어 강도 뿐만 아니라 저온 충격인성이 우수한 플랜지용으로 이용가능한 극후물 강재를 효과적으로 제공할 수 있다.
본 발명은 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 제품 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재는, 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.07%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.05~4.0%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 구 오스테나이트 결정입도가 35㎛ 이하이고, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상을 90면적% 이상, 잔여 페라이트 또는 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 저온 변태상은 15°이상 고경각입계를 기준으로 패킷사이즈가 15㎛ 이하이고, 5~50nm인 변형유기 NbC 석출물이 1㎛2 당 10개 이상 그리고 100nm이상 조대 석출물은 5개 이하로 가지며, 그리고 그 표면으로부터 두께방향으로 3/8t 내지 5/8t의 영역인 제품 중심부의 공극율이 0.05mm3/g 이하이다.
이하, 본 발명의 합금조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 합금조성과 관련하여 기재된 % 및 ppm은 중량을 기준으로 한다.
·탄소(C): 0.05~0.20%
탄소(C)는 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있으며, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서 0.05% 이상의 탄소(C)가 첨가될 수 있다. 바람직하게는 0.10% 이상의 탄소(C)가 첨가될 수 있다. 반면, 탄소(C)의 함량이 일정 수준을 초과하게 되면, QT 열처리 시 경화능이 지나치게 증대되어 모재 강도 및 경도가 과다하게 초과될 수 있으며, 이로 인하여 단조 가공 중 표면크랙이 발생하고, 최종 제품에서의 저온충격인성 특성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 탄소(C) 함량을 0.20%로 제한할 수 있으며. 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 상한은 0.18%일 수 있다.
·실리콘(Si): 0.05~0.50%
실리콘(Si)은 치환형 원소로써 고용강화를 통해 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산효과를 가지고 있으므로 청정강 제조에 필수적인 원소이다. 따라서, 실리콘(Si)은 0.05% 이상 첨가될 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.20% 이상 첨가될 수 있다. 반면, 실리콘(Si)이 다량 첨가되는 경우, MA(Martensite-Austenite)상을 생성시키고, 기지 강도를 지나치게 증대시켜 극후물 제품의 표면품질에 열화를 가져올 수 있으므로, 그 함량의 상한을 0.50%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.40%일 수 있다.
·망간(Mn): 1.0~2.0%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이다. 따라서, 590MPa이상의 인장강도를 확보하기 위해, 1.0% 이상의 망간(Mn)이 첨가되는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.1% 이상일 수 있다. 반면, 망간(Mn)은 황(S)과 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 인성을 저하시키고, 충격 개시점으로 작용할 수 있기 때문에, 제품의 저온충격인성을 급격히 저하시키는 요인이 될 수 있다. 따라서, 망간(Mn) 함량은 2.0% 이하로 관리하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.5% 이하일 수 있다.
·알루미늄(Al): 0.005~0.1%
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 더불어 제강공정에서의 강력한 탈산제 중 하나로서, 이러한 효과를 얻기 위해 0.005% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 반면, 알루미늄(Al) 함량이 과다한 경우, 탈산의 결과물로 생성되는 산화성 개재물 중의 Al2O3의 분율이 과다하게 증대되어 그 크기가 조대해지고, 정련 중에 해당 개재물의 제거가 어려워 지는 문제가 있어, 저온충격인성을 저하시키는 요인이 될 수 있다. 따라서, 알루미늄(Al) 함량은 0.1% 이하로 관리하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.07% 이하일 수 있다.
·인(P): 0.010% 이하(0% 포함), 황(S): 0.0015% 이하(0% 포함)
인(P) 및 황(S)은 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소이다. 따라서, 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해, 인(P)을 0.010% 이하로 제한하고, 황(S)을 0.0015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·니오븀(Nb): 0.005~0.07%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, 고온 재가열시에 고용된 니오븀(Nb)은 단조시 재결정온도 이하에서 변형유기형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 성장을 억제하므로, 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 따라서, 니오븀(Nb)은 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.01% 이상일 수 있다. 반면, 니오븀(Nb)이 과다하게 첨가될 경우, 미용해된 니오븀(Nb)이 TiNb(C,N)형태로 생성되며, 저온 충격인성을 저해시키는 요인이 되므로, 니오븀(Nb) 함량의 상한은 0.07%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.065% 이하일 수 있다.
·바나듐(V): 0.001~0.3%
바나듐(V)은 재가열 시 거의 모두 재고용되므로 후속하는 압연 시 석출이나 고용에 의한 강화효과는 미비하지만, 극후물 단조재의 경우 공랭속도가 매우 느리기 때문에 냉각과정 혹은 Tempering 열처리 과정에서 매우 미세한 탄질화물로 석출하여 강도를 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001%이상의 바나듐(V)을 첨가할 필요가 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 반면, 그 함량이 과다한 경우, 높 은 경화능으로 슬라브 표층경도가 지나치게 증대되어 플랜지 가공시 표면 크랙 등의 요인으로 작용할 수 있을 뿐만 아니라, 제조원가가 급격히 상승하여 상업적으로 이롭지 않다. 따라서, 바나듐(V) 함량은 0.3% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.25% 이하일 수 있다.
·티타늄 (Ti): 0.001~0.05%
티타늄(Ti)은 재가열 시 TiN 으로 석출하여 고온에서의 구오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 성분이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해 0.001% 이상의 티타늄(Ti)이 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 티타늄(Ti)이 과다하게 첨가되는 경우, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소될 수 있다. 또한, 티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합하여 두께 중심부에 조대한 TiN 석출물을 형성하여 제품의 연신률을 저하시키기므로, 단조과정에서 균일연신률을 저하시켜 표면크랙을 야기시킬수 있다. 따라서, 티타늄(Ti) 함량은 0.05% 이하일 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.03% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.018% 이하일 수 있다.
·크롬(Cr): 0.01~0.30%
크롬(Cr)은 시멘타이트의 구상화 속도를 늦춤으로써 강도의 하락을 방지하는 효과가 있으며 냉각과정에서 소입성을 향상시키는 성분이다. 이와 같은 효과를 위해 0.01% 이상의 크롬(Cr)이 첨가될 수 있다. 반면, 크롬(Cr) 함량이 과다한 경우, M23C6등과 같은 Cr-Rich 조대 탄화물의 크기 및 분률이 증대되어 제품의 충격인성이 저하되며, 제품 내 니오븀(Nb)의 고용도 및 NbC와 같은 미세 석출물의 분율이 줄어들게 되므로, 제품의 강도 저하가 문제될 수 있다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.30%로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
·몰리브덴(Mo): 0.01~0.12%
몰리브덴(Mo)은 입계 강도를 증대시키고 경화능을 증대시키며 석출물 내 고용되어 강도를 향상시키는 원소로써, 제품의 강도와 연성을 증대에 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 인(P) 등의 불순물 원소의 입계 편석에 의한 인성 저하를 방지하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 위해 0.01% 이상의 몰리브덴(Mo)이 첨가될 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)은 고가의 원소로서 과도하게 첨가하는 경우 제조비용이 크게 상승할 수 있으므로, 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 0.12%로 제한할 수 있다.
·구리(Cu): 0.01~0.60%
구리(Cu)는 페라이트 내 고용강화에 의해 기지상의 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이다. 이와 같은 효과를 위해 0.01% 이상의 구리(Cu)를 포함할 수 있다. 보다 바람직한 구리(Cu) 함량은 0.03% 이상일 수 있다. 다만, 구리(Cu)의 함량이 과다한 경우 강판의 표면에 스타크랙을 유발할 가능성이 커지며, 구리(Cu)는 고가의 원소로서 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있을 수 있다. 따라서, 본 발명은 구리(Cu) 함량의 상한을 0.60%로 제한할 수 있다. 바람직한 구리(Cu) 함량의 상한은 0.5%일 수 있다.
·니켈(Ni): 0.05~4.00%
니켈(Ni)은 저온에서 적층결함을 증대시켜 전위의 교차슬립(Cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고, 소입성을 향상시키며 고용강화도를 향상시켜 강도를 향상시키는데 효과적으로 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 위해 0.05% 이상의 니켈(Ni)이 첨가될 수 있다. 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.10% 이상일 수 있다. 반면, 니켈(Ni)이 과다하게 첨가되는 경우, 비싼 원가로 인해　제조원가도 상승시킬 수 있으므로, 니켈(Ni) 함량의 상한을 4.00%로 제한할 수 있다. 바람직한 니켈(Ni) 함량의 상한은 3.5%일 수 있다.
·칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%,
알루미늄(Al)에 의한 탈산 후 칼슘(Ca)을 첨가하게 되면 MnS 개재물을 형성하는 황(S)과 결합하여 MnS의 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 수소유기균열에 의한 크랙의 발생을 억제하는 효과가 있다. 불순물로 함유되는 황(S)을 CaS로 충분히 형성시키기 위해서는 0.0005% 이상의 칼슘(Ca)을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 첨가량이 과다해지면 CaS를 형성하고 남은 칼슘(Ca)이 산소(O)와 결합하여 조대한 산화성 개재물을 생성하게 되며, 이는 단조 시 연신 및 파괴되어 연신률 및 저온충격인성 특성을 저하시키는 요인이 될 수 있다. 따라서, 칼슘(Ca) 함량의 상한을 0.0040%로 제한할 수 있다.
·지르코늄(Zr): 0.001~0.15%
본 발명의 강재는 선택적으로 Zr을 0.001~0.15 범위로 포함할 수 있다. 지르코늄(Zr)은 강한 탄화물 생성원소로써, ZrC형태로 존재할 수 있으며, VC나 NbC와 같이 석출강화 형태로 기지상의 강도를 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 위해 0.001% 이상의 지르코늄(Zr)이 첨가될 수 있다. 하지만, 과다하게 첨가되는 경우, 비싼 원가로 인해 제조원가도 상승시킬 수 있으므로, Zr 함량의 상한은 0.15%일 수 있다.
본 발명의 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제품은 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다
한편 본 발명의 극후물 강재는, 구 오스테나이트 결정립도가 35㎛ 이하이고, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상을 90면적% 이상, 잔부 페라이트 또는 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가진다.
본 발명에서 최종 제품의 미세조직에서 구 오스테나이트 결정입도는 35㎛ 이하이다. 이러한 구 오스테나이트 결정입도가 35㎛를 초과하면, 충격파단 시 Crack Path의 길이가 짧아지며 DBTT (Ductile Brittle Transition Temperature)가 증대되어 저온충격인성이 열화된다. 따라서 구 오스테나이트 결정입도는 35㎛ 이하인 것이 바람직하다.
또한 본 발명의 강재는 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상을 90면적%이상, 잔부 페라이트 또는 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가진다. 만일 상기 베이나이트, 마르텐사이트와 같은 저온 변태상의 상분율이 95 면적% 미만일 경우 기지상의 강도가 저하되기 때문에, 본 발명에서 제시하는 인장강도 590~820MPa 및 항복강도 440MPa 이상의 재질을 만족할 수 없다.
또한 본 발명에서 상기 저온변태상은 15°이상 고경각입계를 기준으로 패킷사이즈가 15㎛ 이하이다. Matrix 기지조직이 베이나이트나 마르텐사이트일 경우, 충격시험 시 Crack은 고경각입계를 기준으로하는 패킷 바운더리를 따라 전파되기 때문에, 패킷 사이즈가 클 경우 DBTT가 증대되어 충격인성이 열화될 수 있다. 따라서 본 발명에서 요구되는 -50℃ 사르피 충격시험 흡수에너지값을 50J이상 확보하기 위해서는 패킷 사이즈가 15㎛이하인 것이 적절하다.
또한 본 발명의 강재는 그 기지조직에 5~50nm인 변형유기 NbC 석출물을 1㎛2 당 10개 이상으로, 그리고 100nm이상 조대 석출물을 5개 이하로 가질 수 있다. 만일 상기 5~50nm인 변형유기 NbC 석출물을 10개 미만으로 가지면 석출강화 효과가 약화되며 또한 상기 100nm이상 조대 석출물이 5개를 초과하는 개수로 가질 경우 마찮가지 Pinning 효과 및 석출강화 효과가 상실되기 때문에 본 발명에서 요구되는 590~820MPa의 인장강도 및 440MPa 이상의 항복강도를 확보하기 용이하지 않다.
아울러, 본 발명의 강재는 그 표면으로부터 두께방향으로 3/8t 내지 5/8t의 영역인 제품 중심부의 공극율이 0.05mm3/g 이하이다.
또한 본 발명의 극후물 강재는 200~500mm의 두께를 가질 수 있다.
또한 본 발명의 극후물 강재는, 590~820MPa의 인장강도, 440MPa이상의 항복강도, 그리고 -50℃에서 샤르피 충격시험 흡수에너지값은 50J이상일 수 있다.
그리고 상기 강재의 최대 표면크랙 깊이는 0.1mm 이하 (0포함)일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 저온충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 극후물 강재 제조방법은, 상술한 바와 같은 조성성분을 갖는 슬라브를 준비한 후, 이를 1100~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 1.3~2.4의 단조비로 1차 업세팅한 후, 1.5~2.0의 불룸단조하는 단계; 상기 블룸단조된 소재를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 블룸소재를 1.3~2.3의 단조비로 2차 업세팅한 후, 1.65~2.25의 단조비로 라운드 단조하는 단계; 상기 라운드 단조된 소재를 하기 관계식 1에 의해 정의되는 재결정온도 이하의 온도에서 누적압하량이 10% 이상이 되도록 2.0~2.8의 단조비로 3차 업세팅하는 단계; 상기 3차 업세팅된 소재를 홀 가공한 후, 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하고, 이어, 1.0~1.6의 단조비로 링포징하는 단계; 및 상기 링포징된 소재를 그 중심부 온도 측정기준 820~930℃의 온도범위로 가열하여 5~600분간 유지한 후 상온까지 공냉하고, 이어, 550~700℃로 승온하여 유지하는 단계;를 포함한다.
슬라브 가열
먼저, 본 발명에서는 상술한 바와 같은 조성성분을 갖는 슬라브를 준비한 후, 이를 1100~1300℃ 온도 범위로 가열한다.
주조 중에 형성된 티타늄(Ti)이나 니오븀(Nb)의 복합 탄질화물 또는 TiNb(C,N) 조대 정출물 등을 재고용 시키기 위해 일정 온도범위 이상에서 슬라브를 가열할 필요가 있다. 또한, 1차 업세팅 단조 전 슬라브를 재결정 온도 이상까지 가열시켜 유지함으로써 조직을 균질화시키고, 단조 종료 온도를 충분히 높게 확보하여 단조과정에서 발생할 수 있는 표층 크랙을 최소화 하기 위해 일정 온도범위 이상에서 슬라브를 가열하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 슬라브 가열은 1100℃ 이상의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
반면, 슬라브 가열 온도가 과다하게 높은 경우, 고온 산화스케일이 과도하게 발생할 수 있으며, 고온 가열 및 유지에 의해 제조원가의 증가가 과도할 수 있다. 따라서, 본 발명의 슬라브 1차 가열은 1300℃ 이하의 범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
1차 업세팅 및 블룸단조
이어, 본 발명에서는 상기 가열된 슬라브를 1.3~2.4의 단조비로 1차 업세팅한 후, 1.5~2.0의 불룸단조한다.
업세팅(Upsetting)은 길이방향을 축으로 수직으로 강소성변형을 하는 방법으로, 1차 업세팅 시의 단조비는 1.3~2.4가 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.5~2.0일 수 있다. 여기에서, 단조비란 단조에 의해 변화되는 단면적의 비율을 말한다. 이러한 1차 업세팅 시, 펀칭되는 단조면의 크기가 최초 700mm × 1800mm일 경우 1000~1200mm x 1800~2000mm일 수 있다.
1차 업세팅 시 단조비가 1.3 미만일 경우, 슬라브 중심부에 잔류하는 Porosity를 충분히 압착하기가 어렵다. 따라서 본 발명의 최종 제품에서 요구되는 공극율을 적절한 수준인 0.05mm3/g 이하로 제어하기 어렵기 때문에 중심부 저온충격인성을 확보하기 쉽지 않다. 반면에, 1차 업세팅 시 단조비가 2.4를 초과할 경우, 단조과정에서 좌굴이 발생하기 때문에 표면품질 및 플랜지 제품에서 요구되는 적절한 형상제어를 하기가 용이하지 않다. 따라서 1차 업세팅 시 단조비는 1.3~2.4가 바람직하다.
그리고 본 발명에서는 상기 1차 업세팅된 소재에 1.5~2.0의 단조비로 불룸단조를 실시한다.
불룸단조는 1차 업세팅된 소재를 좀 더 압착하여 블룸형태로 가공하는 방법으로 상 하면 모두 폭 또는 길이의 일정방향으로 가공하면서 면적을 넓히는 방법이다. 상기 블룸단조의 경우 단조 완료시 단조면의 크기가 최초 1000~1200mm × 1800~2000mm일 경우 1450~1850mm × 2100~2500mm일 수 있다. 블룸단조의 경우 단조비는 1.5~2.0이 바람직하다. 만일 상기 단조비가 1.5 미만일 경우, 업세팅 단조와 동일하게 본 발명에서 요구되는 적절한 공극 품질을 확보하기 어렵고, 2.0를 초과하면 표면크랙이 발생할 수 있기 때문이다.
단조 진행방향은 길이방향 및 폭방향 모두 가능하나, 길이방향의 경우 주조조직이 좀더 치밀하게 구성되어 있기 때문에 표층조직의 연신률이 높아 가공성이 우수할 수 있다. 따라서 길이방향 불룸단조가 폭방향보다 표면크랙관점에서 좀더 적절할 수 있다.
재가열
그리고 본 발명에서는 상기 블룸단조된 소재를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열한다.
상기 블룸단조가 종료될 경우, 블룸 표층온도는 950℃이하이며 가공을 지속할 경우 표면크랙 또는 소재 파단이 발생할 수 있다. 따라서 블룸단조 이후 다시 소재를 1100~1300℃의 온도범위로 가열할 수 있다. 전술한 바와 같이, 정출물 재고용, 조직균질화 및 표면크랙 방지등의 사유로 1100℃이상 가열하는 것이 바람직하며, 스케일 과다, 결정립 조대화 등의 문제로 1300℃이하로 제어하는 것이 좋다.
2차 업세팅 - 라운드단조
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 블룸소재를 1.3~2.3의 단조비로 2차 업세팅한 후, 1.65~2.25의 단조비로 라운드 단조한다.
즉, 승열이 끝난 블룸에 대하여, 1.3~2.3의 단조비로 2차 업세팅을 실시하고, 이어, 블룸을 플랜지 테두리의 원형으로 가공하기 위해 1.65~2.25의 단조비로 라운드 단조를 실시한다. 상기 2차 업세팅 및 라운드단조를 종료할 경우, 제품의 크기는 1450~1850Ø×1300~1700mm 일 수 있다.
상기 2차 업세팅 및 라운드 단조 시, 단조비가 본 발명에서 요구되는 수준 미만일 경우, 최종 제품에서의 중심부 공극률을 0.05mm3/g 이하로 제어하기 어려워 강재 중심부 저온충격인성을 확보하기 쉽지 않다. 반면에 본 발명의 단조비 기준을 초과할 경우, 좌굴 및 표면크랙의 발생, 형상불량 등의 문제로 원하는 플랜지 제품형태로 가공할 수 없다.
3차 업세팅(변형유기 석출물 생성)
후속하여, 본 발명에서는 상기 라운드 단조된 소재를 하기 관계식 2에 의해 정의되는 재결정온도 이하의 온도에서 누적압하량이 10% 이상이 되도록 2.0~2.8의 단조비로 3차 업세팅한다.
상기 원기둥 형태로 가공된 소재는 홀 가공(피어싱) 전 3차 업세팅을 통해 적절한 플랜지의 두께로 가공될 수 있다. 상기 3차 업세팅을 종료할 경우 제품의 크기는 2300~ 2800Ø × 400~800mm 일 수 있다.
3차 업세팅의 단조비는 2.0~2.8일 수 있으며 단조비가 부족 또는 초과할 경우 전술한 잔류공극 제어 및 표면크랙/ 형상제어 불가 등의 문제가 발생할 수 있다.
이러한 3차 업세팅 과정에서 중요한 것은 강재의 재결정 온도 (Recrystallization Temperature, Rst) 이하의 온도에서의 누적 압하량이며, 누적압하량을 10% 이상이 되도록 단조 압연한다. 이때, 재결정온도는 하기 관계식 2에 의해 계산될 수 있다.
[관계식 2]
Tnr(℃) = 887+464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6445×Nb-644×Nb1/2) + (732×V-230×V1/2)
만일 재결정 온도 이하의 온도에서 누적압하량이 10% 미만일 경우, 5~50nm의 변형유기된 초미세 NbC 또는 NbCN석출물 생성이 용이하지 않으며, 1㎛2 당 석출물의 개수가 10개 미만이거나 석출물의 Size가 100nm이상인 조대 석출물의 개수가 5개를 초과할 수 있다. 미세 석출물 양이 줄어들거나 Size가 증대되었을 경우, 석출강화효과가 미미하며, 이후 이후 Quenching을 위한 Reheating 승온시 Pinning 효과가 줄어들기 때문에 제품 중심부의 구오스테나이트 평균 결정립도를 35㎛이하로 확보하기가 용이하지 않다. 따라서 재결정 온도 이하의 온도에서 누적 압하량을 10% 이상으로 제어함이 바람직 하며, 좀더 바람직하게는 15% 이상, 가장 바람직하게는 20% 이상일 수 있다.
홀가공 및 링포징
이어, 본 발명에서는 상기 3차 업세팅된 소재를 홀 가공한 후, 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하고, 이어, 1.0~1.6의 단조비로 링포징하다.
상기 3차 업세팅이 종료된 후, 500~1000Ø 펀치를 사용하여 소재 중앙부에 홀을 가공할 수 있다.
상기 홀 가공이 된 소재는 다시 전술한 1100~1300℃ 온도영역으로 재가열되며, 이후 최종 플랜지 링 (Ring)형태로 가공될 수 있다. 상기 강재로 제작된 플랜지의 최대두께는 200~500mm일 수 있으며 내경은 4000~7000mm, 외경은 5000~8000mm 일 수 있다. 링포징은 공극압착보다는 최종 형상 및 치수제어가 중요한 공정이기 때문에 강소성가공을 적용하지 않는다. 따라서 단조비는 1.0~1.6일 수 있으며, 좀더 바람직하게는 1.2~1.4일 수 있다.
한편 본 발명에서 상기 제시한 모든 단조공정에서의 변형속도는 1/s~4/s일 수 있다. 1/s 미만의 변형 속도에서는 마무리 단조의 온도가 하락하여 표층크랙이 발생할 여지가 있다. 반면, 미재결정역에서 4/s 초과의 고변형속를 적용하는 경우, 지나친 국부 가공경화에 의한 연신률 저하로 인해 표면크랙을 유발할 수 있다.
Quenching & Tempering 열처리
마지막으로, 본 발명에서는 상기 링포징된 소재를 그 중심부 온도 측정기준 820~930℃의 온도범위로 가열하여 5~600분간 유지한 후 상온까지 공냉하고, 이어, 550~700℃로 승온하여 유지하는 Quenching & Tempering 열처리를 실시한다.
Quenching 열처리 시, 가열온도가 820℃ 미만이거나, 유지시간이 5분 미만인 경우, 단조 후 냉각 중에서 생성된 탄화물이나 입계에 편석된 불순 원소들의 재고용이 원활히 일어나지 않아, 열처리 이후 강재의 저온 인성이 크게 저하될 수 있다. 반면, 가열온도가 930℃를 초과하거나, 유지시간이 600분을 초과하는 경우, 구 오스테나이트 결정입도가 본 발명에서 요구되는 35㎛를 초과하거나 Nb(C,N), V(C,N) 등의 석출상들의 조대화로 인하여 강도 및 저온 충격인성이 열화될 수 있다.
한편 냉각속도는 제품의 중심부를 기준으로 0.5℃/s ~ 30℃/s 일 수 있다. 냉각속도가 0.5℃/s미만일 경우 본 발명에서 요구되는 저온변태 조직인 베이나이트 혹은 마르텐사이트의 분율을 90%이상 확보할 수 없으며 따라서 적절한 강도를 확보하기 어려우며, 30℃/s를 초과하면 강도가 지나치게 증대되어 저온충격인성이 열화될 수 있다. 따라서 Quenching시 냉각속도는 0.5℃/s ~ 30℃/s 인것이 바람직하다.
한편 템퍼링은 550~700℃의 온도영역에서 5~600min 유지될 수 있다. 템퍼링 온도가 550℃ 이하일 경우, Quenching 후 탄소의 확산이 적절하게 일어나지 않아 강도가 지나치게 높아지며, 이에 따라 -50℃ 저온충격인성이 열화될 수 있다. 한편 템퍼링온도가 700℃를 초과하면 이상역 가열로 인하여 공냉과정에서 생성되는 Fresh-Martensite로 인해 역시 저온충격인성이 열화될 수 있다. 따라서 템퍼링 온도는 550~700℃인 것이 바람직하다.
템퍼링 유지시간이 5min 미만인 경우 온도가 낮은 이유와 마찮가지로 Quenching이후의 전위밀도가 적절히 낮아지지 않고 탄소의 확산이 충분히 일어나지 않아 강도가 지나치게 높으며, 이에 따라 저온충격인성이 낮아진다. 또한 600min을 초과하여 유지할 경우는 탄소가 지나치게 구상화 및 조대화되어 충격인성이 열화된다. 따라서 템퍼링 열처리의 적절한 유지시간은 5~600min로 하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다. 그러나 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
구분 C Si Mn Al P Nb V Ti Cr Mo Cu Ni Ca
발명강1 0.18 0.35 1.41 0.02 81 0.031 0.021 0.015 0.15 0.09 0.15 0.8 18
발명강2 0.17 0.31 1.39 0.01 69 0.025 0.021 0.012 0.1 0.07 0.21 1.5 20
발명강3 0.16 0.29 1.51 0.03 82 0.021 0.031 0.008 0.16 0.08 0.22 0.9 19
발명강4 0.16 0.33 1.47 0.03 70 0.017 0.015 0.009 0.08 0.11 0.19 1.4 21
발명강5 0.18 0.31 1.39 0.04 77 0.01 0.03 0.012 0.13 0.06 0.35 2.1 23
비교강1 0.03 0.38 1.28 0.03 69 0.015 0.024 0.005 0.21 0.08 0.41 1.8 20
비교강2 0.18 0.36 0.41 0.04 54 0.02 0.04 0.011 0.13 0.07 0.33 2 18
비교강3 0.25 0.28 4.83 0.02 81 0.028 0.026 0.008 0.16 0.05 0.27 1.6 22
비교강4 0.17 0.3 1.41 0.04 66 0.001 0.025 0.007 0.17 0.1 0.14 1.9 20
비교강5 0.23 0.31 1.5 0.03 69 0.026 0.033 0.011 0.23 0.12 0.4 2.7 18
*표 1에서 성분원소의 함량단위는 중량%이나, P, S 및 Ca의 단위는 ppm임. 그리고 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물임.
상기 표 1의 합금성분을 가지는 두께 700mm 슬라브를 제조하였다. 이러한 슬라브를 이용하여 하기 표 2-3의 공정조건인, 슬라브 준비, 단조공정(재가열 및 1차업세팅, 불룸단조, 재가열, 2차업세팅-라운드 단조, 3차업세팅, 재가열 및 링포징) 및 Quenching & Tempering 열처리를 거쳐 최종 320mmt의 Flange를 제조하였다. 이때, 불룸단조가 완료된 후 2차 업세팅을 위한 재가열온도는 1230℃±10℃였으며, 2차 업세팅후 라운드 단조 단조비는 2.0으로 동일하게 적용되었다. 기타, 하기 표 2-3에 기재된 공정 이외의 공정들에는 모두 본 발명의 범위를 만족하는 공정조건을 적용하였다.
이후, 상기 제조된 각 시편의 물성값을 측정하여 하기 표 4에 나타내었다. 하였다.
여기에서, 구오스테나이트 결정립도 및 저온 변태상(베이나이트 및/또는 마르텐사이트) 분율은 QT 열처리후 중심부 조직시편에서 시편을 채취하여 이미지 자동분석기를 이용하여 측정하였으며, 베이나이트 패킷사이즈는 EBSD (Electron Back Scattered Diffraction)를 통해 boundary condition을 15도로 설정하고 자동분석을 실시하였다. 한편 본 실시예에서 발명예와 비교예 모두에서 저온 변태상을 제외한 잔여 조직은 페라이트 및/또는 펄라이트이다.
또한 항복/ 인장강도는 상온 인장시험을 통하여 평가되었으며, 항복강도의 경우 0.2% Offset을 적용하였다. 또한 각 시편에 대한 충격인성은 샤르피 V-Notch Test를 통하여 해당온도에서 3회씩 측정된 흡수에너지값의 평균을 사용하였다.
또한 강재의 단면에서 관찰되는 5~50nm인 변형유기 NbC 석출물의 개수등은 TEM을 활용하여 측정하였다. NbC의 회절패턴 및 EDX mapping을 통하여 NbC 석출물을 확인하였으며, 1um2에 위치한 NbC 석출물의 개수를 카운팅하였다.
그리고 제품 중심부의 공극률은 밀도 (g/mm3)를 측정하여 역수(mm3/g)를 취함으로써, 측정하였다.
아울러, 각 시편의 표면을 육안으로 관찰 후 표면크랙이 형성된 지점에서 그라인딩을 실시하였으며, 크랙이 없어질 때까지의 그라인딩 길이를 표면크랙 길이로 측정하였다.
구분 강종 가열 온도(℃ ) 1차 업세팅 단조비 블룸
단조
단조비		 2차
업세팅 단조비		 3차 업세팅
단조비 Rst이하 누적압하율(%)
발명예1 발명강1 1252 1.75 1.69 1.85 2.64 25
발명예2 발명강2 1236 1.69 1.82 2.01 2.76 24
발명예3 발명강3 1211 1.82 1.88 2.11 2.59 19
발명예4 발명강4 1208 1.59 1.75 1.95 2.35 24
발명예5 발명강5 1159 1.88 1.89 1.8 2.47 26
비교예1 발명강1 965 1.91 1.91 1.91 2.5 18
비교예2 발명강1 1201 1.08 1.88 2.15 2.61 19
비교예3 발명강2 1256 1.85 3.69 2.2 2.51 20
비교예4 발명강2 1271 1.66 1.75 3.63 2.48 25
비교예5 발명강3 1280 1.85 1.85 1.01 2.53 24
비교예6 발명강3 1271 1.58 1.71 2.15 1.15 28
비교예7 발명강4 1251 1.91 1.7 1.85 2.75 3
비교예8 발명강4 1265 1.54 1.68 1.95 2.69 21
비교예9 발명강4 1228 1.65 1.59 1.86 2.35 25
비교예10 발명강5 1195 1.59 1.79 1.91 2.7 31
비교예11 발명강5 1289 1.72 1.63 1.79 2.64 39
비교예12 발명강5 1206 1.69 1.81 1.9 2.59 28
비교예13 비교강1 1165 1.84 1.76 2.05 2.42 26
비교예13 비교강2 1251 1.88 1.85 2.14 2.51 24
비교예13 비교강3 1208 1.76 1.81 2 2.49 25
비교예13 비교강4 1212 1.68 1.75 1.91 2.43 28
구분 강종 Quenching Tempering
온도(℃) 시간(min) 냉각속도(℃/s) 온도(℃) 시간(min)
발명예1 발명강1 881 25 1.4 610 25
발명예2 발명강2 880 19 0.9 598 92
발명예3 발명강3 891 63 2.5 631 35
발명예4 발명강4 879 51 2.1 628 48
발명예5 발명강5 886 49 0.6 605 35
비교예1 발명강1 917 66 1.3 611 18
비교예2 발명강1 905 30 3.7 592 192
비교예3 발명강2 910 51 1.6 589 115
비교예4 발명강2 916 75 4.5 616 23
비교예5 발명강3 889 105 0.8 634 39
비교예6 발명강3 891 39 1.9 610 45
비교예7 발명강4 895 29 2.4 643 51
비교예8 발명강4 981 117 2.1 635 39
비교예9 발명강4 884 713 1.7 633 30
비교예10 발명강5 910 61 0.1 615 108
비교예11 발명강5 894 33 5.1 510 117
비교예12 발명강5 916 50 1.2 611 908
비교예13 비교강1 886 162 0.9 608 91
비교예14 비교강2 905 91 2.6 594 82
비교예15 비교강3 901 86 2.4 607 71
비교예16 비교강4 907 25 1.6 615 65
구분 강종 구오스테나이트입도
(㎛)		 저온변태상분율(면적%) 패킷 사이즈 변형유기 석출수 갯수 공극율

(mm3/g)		 기계적 특성 표면 크랙 깊이
(mm)
a* b* 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 -50℃충격흡수에너지(J)
발명예1 발명강1 16.4 91 11.7 29 2 0.013 495 595 256 미관찰
발명예2 발명강2 17.5 94 12.3 31 1 0.002 547 637 261 미관찰
발명예3 발명강3 20.7 100 10.5 19 3 0.015 634 735 272 미관찰
발명예4 발명강4 19.2 95 11.9 24 0 0.028 630 731 251 미관찰
발명예5 발명강5 16.5 96 12.1 35 2 0.015 519 618 262 미관찰
비교예1 발명강1 17.5 94 13.5 41 3 0.008 533 632 205 19.5
비교예2 발명강1 18.5 100 11.4 33 2 0.018 565 658 12 미관찰
비교예3 발명강2 20.7 94 12 29 1 0.017 422 597 201 23.9
비교예4 발명강2 21.5 100 11.9 19 5 0.018 604 706 221 18.9
비교예5 발명강3 19.8 95 9.5 21 2 0.021 501 601 18 미관찰
비교예6 발명강3 16.8 100 13.7 20 0 0.031 520 642 15 미관찰
비교예7 발명강4 16.5 100 11.4 2 16 0.051 431 551 86 미관찰
비교예8 발명강4 17.8 100 12.5 15 0 0.033 588 612 14 미관찰
비교예9 발명강4 18.1 99 10.8 25 3 0.028 432 564 231 미관찰
비교예10 발명강5 19.4 98 11.6 31 2 0.036 400 501 188 미관찰
비교예11 발명강5 20.2 100 12.1 30 1 0.041 791 950 8 미관찰
비교예12 발명강5 18.6 90 10.6 41 2 0.068 425 556 81 미관찰
비교예13 비교강1 20.7 91 12.1 29 3 0.033 310 415 207 미관찰
비교예14 비교강2 21.5 92 11.7 41 4 0.028 411 565 215 미관찰
비교예15 비교강3 21.4 100 11.8 28 1 0.024 591 691 224 미관찰
비교예16 비교강4 19.4 91 12.4 33 3 0.005 541 642 209 미관찰
*표 3에서 a*는 강재 단면에서 관찰되는 5~50nm인 변형유기 NbC 석출물이 1㎛2 당 갯수이고, b*는 100nm이상 조대 석출물의 갯수를 나타냄.
상기 표 1-3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1-5의 경우, 모두 우수한 강도 및 -50℃에서의 우수한 저온충격인성 뿐만 아니라 플랜지 제품상태에서 양호한 표면품질을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
이에 반하여, 비교예 1-12는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나 제조조건을 만족하지 않은 경우로서, 본 발명이 제안하는 플랜지 제품상태에서의 구오스테나이트 입도, 저온 변태상 분율 및 패킷 사이즈, 공극률 등의 특성을 만족하지 않아 강도 및 저온 충격인성값이 낮은 수준임을 알 수 있다. 또한 재질이 양호할 경우라도 단조의 각 단계에서 단조비 조건을 충족하지 않을 경우에도, 표면크랙 또는 관통크랙 발생으로 제품상태에서 불량한 표면품질 특성을 확인할 수 있다.
한편 비교예 13-16은 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나 합금조성을 만족하지 않아, 강도 초과 (충격인성 미달) 또는 강도 미달 등, 품질수준이 낮음을 알 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.07%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.05~4.0%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    구 오스테나이트 결정입도가 35㎛ 이하이고, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상을 90면적% 이상, 잔여 페라이트 또는 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 저온 변태상은 15°이상 고경각입계를 기준으로 패킷사이즈가 15㎛ 이하이고,
    5~50nm인 변형유기 NbC 석출물이 1㎛2 당 10개 이상 그리고 100nm이상 조대 석출물은 5개 이하로 가지며, 그리고
    그 표면으로부터 두께방향으로 3/8t 내지 5/8t의 영역인 제품 중심부의 공극율이 0.05mm3/g 이하인 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강재는 Zr: 0.001~0.15%를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 강재는 200~500mm의 두께를 가지는 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 강재는, 590~820MPa의 인장강도, 440MPa이상의 항복강도, 그리고 -50℃ 샤르피 충격시험 흡수에너지값은 50J이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 강재의 최대 표면크랙 깊이는 0.1mm 이하(0포함)인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재.
  6. 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.005~0.07%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.6%, Ni: 0.05~4.0%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비한 후, 이를 1100~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 1.3~2.4의 단조비로 1차 업세팅한 후, 1.5~2.0의 불룸단조하는 단계;
    상기 블룸단조된 소재를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 블룸소재를 1.3~2.3의 단조비로 2차 업세팅한 후, 1.65~2.25의 단조비로 라운드 단조하는 단계;
    상기 라운드 단조된 소재를 하기 관계식 1에 의해 정의되는 재결정온도 이하의 온도에서 누적압하량이 10% 이상이 되도록 2.0~2.8의 단조비로 3차 업세팅하는 단계;
    상기 3차 업세팅된 소재를 홀 가공한 후, 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하고, 이어, 1.0~1.6의 단조비로 링포징하는 단계; 및
    상기 링포징된 소재를 그 중심부 온도 측정기준 820~930℃의 온도범위로 가열하여 5~600분간 유지한 후 상온까지 공냉하고, 이어, 550~700℃로 승온하여 유지하는 단계;를 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법.
    [관계식 1]
    Tnr(℃) = 887+464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6445×Nb-644×Nb1/2) + (732×V-230×V1/2)
  7. 제 6항에 있어서, 상기 슬라브는 연속주조공정, 반연속 주조공정 및 Ingot casting 중 하나의 공정을 이용하여 제조되는 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서, 상기 1차 업세팅시 펀칭되는 단조면의 크기가 최초 700mm × 1800mm일 경우 1000~1200mm × 1800~2000mm인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서, 상기 블룸단조의 경우 단조 완료시 단조면의 크기가 최초 1000~1200mm × 1800~2000mm일 경우 1450~1850mm × 2100~2500mm인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서, 상기 2차 업세팅 및 라운드 단조를 종료할 경우, 제품의 크기는 1450~1850Ø × 1300~1700mm인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법.
  11. 제 6항에 있어서, 상기 3차 업세팅을 종료할 경우, 제품의 크기는 2300~ 2800Ø × 400~800mm인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법.
  12. 제 6항에 있어서, 상기 강재로 제작된 플랜지의 최대두께는 200~500mm일 수 있으며, 내경은 4000~7000mm이고 외경은 5000~8000mm인 것을 특징으로 하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 제조방법.
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