KR950003547B1 - 기계적 성질이 우수한 저온용 니켈강의 제조방법 - Google Patents

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내용 없음.

Description

기계적 성질이 우수한 저온용 니켈강의 제조방법

제 1 도는 본 발명에 의한 강의 온도-강도 관계를 나타내는 그래프.

제 2 도는 제 1 도 강의 650℃ 뜨임재의 충격인성을 나타내는 그래프.

제 3 도는 본 발명에 의한 강의 온도-강도 관계를 나타내는 그래프.

제 4 도는 제 3 도 강의 650℃ 뜨임재의 충격인성을 나타내는 그래프.

제 5 도는 제조방법에 따라 인장강도와 -110℃에서의 충격흡수에너지의 관계를 나타내는 그래프이다.

본 발명은 저온용 Ni강 제조방법에 관한 것이며, 특히 기계적 성질이 우수한 저온용 Ni강 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 니켈(Ni)은 강의 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서 변태점을 낮추고 그 결과 소입성을 향상시킨다. 이외에도 니켈은 기지조직의 연화 및 미세화에도 기여하여 그 결과 저온인성을 향상시키게 된다.

이러한 이유로 인해 Ni강은 각종액화가스의 저장, 제조 및 수송용 탱크재료로서 많이 사용되고 있으며 현재 ASTM A203에 규격화되어 있다. 그런데 A203에 지정되어 있는 제조법에 대해서 알아보면 다음과 같다. 먼저 연속주조등에 의해 만들어진 강의 슬라브를 고온으로 가열한후 소정크기의 강판으로 열간압연에 의해 제조해서 공냉을 시킨다. 그리고 이 공냉된 강판을 다시 소정의 온도로 재가열한후 급냉 또는 서냉하고 또 다시 뜨임처리하는 소위 재가열 열처리가 지정되어 있다.

한편 최근에는 강의 슬라브를 적정한 방법으로 열간압연한후 바로 급냉을 실시하고 뜨임처리를 실시하는 직접담금법이 HT60, 석유수송용강관등의 여러강종에 대해 실용화되어 있다. 이 직접담금법은 재가열공정의 생략에 의한 열원단위감소, 소입성향상에 의한 합금원소의 절감 및 열간가공시 여러인자들의 적절한 제어에 의한 기계적 성질의 향상등이 장점으로 알려져 있다.

이같은 직접담금법의 장점을 살려서 -80℃~-110℃의 범위에서 사용되는 저온용 Ni강의 기계적 성질을 향상시키는 방법이 일본 공개특허공보 소61-143517 및 소59-80717에 개시된바 있으나, 이들 각각은 다음과 같은 문제점을 갖고 있다.

즉, 일본 공개특허공보 소61-143517은 C량 0.05% 이하 및 P량 0.01% 이하로서 특히 P의 규제가 심한데 P가 적을수록 인성은 향상되는 장점은 있으나, P를 줄이기 위한 제강에서의 공정부하가 심해지므로 인성이 확보되는 한도까지는 첨가되어도 무방하다. 그리고 소59-80717은 N량이 0.004% 이하, 슬라브의 재가열온도가 900℃~1150℃로서 마찬가지로 N량의 규제를 위한 제강공정에서의 부하를 가능한 줄여야할 필요가 있다. 또한 슬라브의 재가열 온도도 1150℃보다 낮음으로서 이보다 고온인 경우보다는 열원단위가 낮은 장점이 있을수 있으나, 통상 슬라브의 재가열온도가 이보다 높기 때문에 생산성등의 관점에서는 오히려 역효과가 날수도 있는 것이다.

이에 본 발명의 목적은 이같은 종래의 문제점을 해결하기 위하여 용강중 P의 성분 범위를 넓히도록 적정량의 Mo 및 Nb를 단독 또는 복합 첨가하고 동시에 열간가공 및 냉각조건을 적절히 제어하므로서, -80℃~-110℃의 온도범위에서도 우수한 기계적 성질을 갖는 저온용 Ni강을 제공하는데 있다.

본 발명에 의하면, 저온용 Ni강의 제조방법에 있어서, 중량%로, C : 0.02-0.1%, Si : 0.4% 이하, Mn : 0.3%-0.7%, P : 0.017% 이하, S : 0.01% 이하, Ni : 2.5%-4.0%, Sol.Al : 0.02%-0.07%, N : 0.007% 이하를 포함함과 동시에, Mo : 0.05%-0.2%, Nb : 0.02%-0.04%로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 도는 2종을 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피하게 포함되는 불순물로 구성되는 강의 슬라브를 1200℃~1300℃의 온도범위에서 가열하고 나서, 오스테나이트 미재결정구역에서의 전체압하율을 40% 이상으로 하는 열간압연을 실시하고 마무리 압연온도는 700℃~950℃ 범위로 하여 열간압연 직후부터 120초 이내에 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 상온까지 냉각하고, 그후 600℃~650℃의 온도범위에서 뜨임처리함을 포함하는 저온용 Ni강의 제조방법이 제공된다.

여기서 C은 강도를 확보하기 위한 필수원소인데, 0.02% 이하에서는 강도를 확보하기 어려우며 또한 0.1% 보다 많이 첨가되면 인성의 손실이 크며 탄소 당량도 높아져서 용접성에도 문제가 생기게 된다. 따라서, C의 함유량은 0.02%~0.1%의 범위로 하는 것이 좋다. Si은 탈산 및 강화원소로서 유효한 효과를 가지고 있는데, 0.4% 보다 많이 첨가되면 인성 및 용접성에 문제가 있으므로 0.4% 이하로 그 첨가범위를 한정하였다.

Mn은 강도 및 인성을 동시에 향상시키는 원소인데, 0.3%보다 적게 첨가되면 그 효과가 없으며, 0.7%보다 많이 첨가되면 뜨임 취화를 조장하게되고 또한 탄소당량도 높아져서 용접성에도 문제가 있으므로 첨가량을 0.3%~0.7%로 첨가범위를 한정하였다.

P는 인성 특히 충격천이온도를 상승시키는 원소로서, 적게 첨가될수록 양호한 인성을 확보할 수 있으나 앞서 언급한 바와같이 제강공정에서의 부하가 문제가 되므로 본 발명에서는 직접소입법의 효과를 최대한 활용하여 0.017% 이하로 그 첨가범위를 공개기술보다 좀더 넓혔다.

S는 연성 및 인성을 해치는 원소이지만, 0.01% 이하이면 본 발명의 목적은 달성할 수 있으므로 0.01% 이하로 첨가범위를 한정하였다.

Ni은 기계적 성질의 향상에 유효한 원소로서, 앞서 언급한 바와같이 저온용강에는 거의 필수적으로 첨가되고 있다. 따라서 많이 첨가될수록 좋으나, 고가인 원소이므로 본 발명의 목적인 -80℃~-110℃ 범위의 온도에서 사용되는 강으로는 4% 이하로서 충분히 소정의 기계적 성질을 확보할 수 있다. 한편 2.5% 이하 첨가되면 그 효과가 발휘되지 않으므로 첨가범위를 2.5%~4.0%로 한정하였다.

Al은 탈산원소로서, 제강공정에서 거의 필수적인 원소일뿐 아니라 강중의 N을 고정시켜서 결정립을 미세화시키고 이로인해 인성을 향상시킨다. 그러나 0.07%보다 많이 첨가되면 과잉의 고용 Al이 존재하게되며 이로인해 오히려 인성을 해치므로 0.02%~0.07%로 첨가범위를 한정하였다.

N은 P와 마찬가지로 많이 첨가될수록 인성을 해치므로 가능한 적게 첨가하는 것이 좋지만, 0.007% 이하에서는 본 발명의 효과에 영향을 미치지 않으므로 0.007% 이하로 첨가범위를 한정하였다.

Mo은 뜨임저항이 크고 뜨임 취화를 억제하는 원소이나, 많이 첨가되면 인성을 해치며, 0.05% 이하에서는 효과가 발휘되지 않으므로 0.05%-0.2%로 첨가범위를 한정하였다.

Nb은 강화원소이며 또한 열간압연시 재결정온도를 높임에 의해 결정립을 미세화시켜서 인성을 개선하는 효과를 가지고 있는 원소이지만, 0.04% 이상이 되면 오히려 인성을 해치므로 그리고 0.02% 이하이면 효과가 없으므로 0.02%~0.04%로 그 첨가범위를 한정하였다.

본 발명의 방법에서는, 이상과 같은 화학조성을 가지는 강의 슬라브를 통상적인 가열범위인 1200℃~1300℃로 가열한후 열간압연을 실시하게 되는데, 슬라브의 가열온도가 낮으면, 압연전의 결정립이 높은 경우보다 더 미세하므로 최종적으로 열간압연한후의 결정립도 더 미세해질 확률이 크지만 열간압연시 적절한 제어에 의해 그 차이가 많이 줄어들수 있으며, 본 발명의 목적도 충분히 만족한다(표 2 참고). 또한 저온가열의 경우 숙열시키기 위해서는 가열시간이 더 길어져야 하며, 통상적인 가열온도범위가 아니기 때문에 가열로의 가동을 중지시킨후 작업을 해야하는 등의 단점도 있다.

한편, 열간압연시는 미재결정 구역에서의 전체압하율은 높을수록 마르텐사이트 변형조직 및 유효 결정립을 미세화시켜서 인성을 향상시키게 되는데, 40% 이하에서는 그 효과가 발휘되지 않기 때문에 본 발명에서는 40% 이상으로 미재결정 구역에서의 전체압하율 범위를 한정하였다. 이렇게 미재결정역에서 압연하면 다량의 전위가 최종 조직에 유입되어 결정립이 미세화되어 강도 및 인성을 크게 향상시킨다.

그리고, 700℃~950℃ 범위에서 마무리 압연을 실시하게 되는데, 그 이유는 압연종료 온도가 950℃ 이상이면 결정립이 조대해져서 인성에 악영향을 미치로, 700℃ 보다 낮으면 압연기에 큰 부하가 걸리게 되기 때문이다.

압연후의 냉각속도는 10℃/sec 이하가 되면 페라이트등의 인성에 유해한 미세조직이 생기기 쉬우므로 10℃/sec 이상으로 냉각속도를 한정하였다.

상기한 냉각속도로 상온까지 냉각하게 되면 최종 조직이 마르텐사이트 조작이 되어 강하나 취화하기 쉬우므로 이후 뜨임처리를 한다. 이때 뜨임처리를 600℃ 이하에서 하면 유기된 잔류 응력제거가 미흡하고 650℃ 이상에서는 강도가 저하되어 바람직하지 않다.

이하 본 발명을 실시예에 따라 설명한다.

표 1의 화학조성을 가지는 강괴를 1250℃로 가열한후 열간압연하였다. 열간압연은 마무리압연온도를 850℃로 하여 두께 30mm인 강판을 제조하였으며, 압연후 평균냉각속도를 15℃/sec으로 하였다. 냉각된 강판을 550℃, 600℃ 및 650℃의 3온도에서 뜨임처리를 실시하였다.

강종 1.은 재가열 열처리에 의해 제조되는 기존강의 최적성분계러 알려져 있으며, 이를 비교재로서 사용하였다. 또한 재가열 열처리법과 본 발명에서의 방법과의 비교를 위해 모든 강에 대해 840℃에서 재가열 수냉한후 뜨임처리한 것도 기계적성질을 시험하였으며 그 결과를 표 2에 나타내었다.

[표 1]

[표 2]

발명강의 기계적성질

상기 표 2에 의하면 비교강의 경우에도 본 발명 법에 의해 약간은 기계적 성질이 향상됨을 알수 있다. 그러나 발명강들의 경우에는 기계적 성질이 훨씬 더 향상됨을 알수 있다.

제 1 도 내지 제5도는 본 발명의 방법인 직접담금법에 의한 기계적 성질의 향상정도를 나타내고 있다.

제 1 도 및 제 2 도는 본 발명에 의한 강종 2의 기계적 성질을 나타낸다. 제 2 도에 의하면 본 발명에 의해 강도가 8kg/mm²이상 증가함을 알수 있다. 제 3 도는 650℃ 뜨임재의 충격인성을 나타내는데, -110℃에서의 충격흡수 에너지가 직접담금방법이 우수함을 알수 있다. 다만 -30℃ 및 25℃에서의 충격흡수에너지는 재가열법이 더 높으나 이는 상부에너지 구역으로서 저온에서도 이러한 높은 값이 유지되어야 인성이 우수한 재료라고 할수 있다. 다시 말해서 충격천이온도가 재가열법은 직접담금법보다 훨씬 높다. 직접담금법의 경우는 25℃의 흡수에너지와 -110℃의 그것이 거의 같은, 즉 충격천이온도가 정확하게는 알수 없지만 -110℃보다 훨씬 더 낮을 것으로 생각된다.

제 3 도 및 제4도는 본 발명에 의한 강종 3의 기계적성질을 나타낸다. 발명강 2의 경우와 마찬가지로, 직접담금법에 의해 강도가 증가하고 충격천이온도도 -110℃보다 낮음으로서 기계적성질이 대폭 향상되었음을 알수 있다. 특히 강종 3의 경우는 P량이 0.016%로서 공개기술의 그것보다 높음에도 불구하고 매우 우수한 충격인성을 나타낸다.

제 5 도에는 비교강 및 발명강 모두에 대해 제조조건에 따른 강도와 -110℃에서의 충격흡수에너지와의 관계를 나타내었는데, 직접담금법에 의해 강도가 높아짐에도 불구하고 충격인성은 더 우수함을 알수 있다.

Claims (1)

1. 저온용 Ni강의 제조방법에 있어서, 중량%로, C : 0.02-0.1%, Si : 0.4% 이하, Mn : 0.3%-0.7%, P : 0.017% 이하, S : 0.01% 이하, Ni : 2.5%-4.0%, Sol.Al : 0.02%-0.07%, N : 0.007% 이하를 포함함과 동시에, Mo : 0.05%-0.2%, Nb : 0.02%-0.04%로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 도는 2종을 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피하게 포함되는 불순물로 구성되는 강의 슬라브를 1200℃~1300℃의 온도범위에서 가열하고 나서, 오스테나이트 미재결정구역에서의 전체압하율을 40% 이상으로 하는 열간압연을 실시하고 마무리 압연온도는 700℃~950℃ 범위로 하여 열간압연 직후부터 120초 이내에 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 상온까지 냉각하고, 그후 600℃~650℃의 온도에서 뜨임처리함을 포함함을 특징으로 하는 저온용 니켈강의 제조방법.