WO2016105002A1 - 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a low temperature steel sheet excellent in surface finish quality and a method of manufacturing the same.
  • Steels used for storage vessels such as liquefied natural gas and liquid nitrogen, marine structures and polar structures should be low temperature steel sheets that maintain sufficient toughness and strength even at cryogenic temperatures.
  • Such low-temperature steel sheet has not only excellent low-temperature toughness and strength, but also low thermal expansion and thermal conductivity.
  • the deformation behavior is achieved by slip and twin, unlike general carbon steel, and the initial deformation is mainly performed by slip, which is uniformly deformed, but then accompanied by uneven deformation, twins. .
  • the larger the grain size the less stress is required to form the twins and the twins are easily generated even under small deformations. If a few coarse grains are present in the microstructure, twin strains occur at the initial coarse grains, resulting in non-uniform deformation, resulting in inferior surface properties of the material, causing uneven thickness of the final structure, and in particular, such as low temperature pressure vessels.
  • a great problem arises in the design and use of the structure.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 1991-0012277
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-126715
  • One aspect of the present invention is to provide a low-temperature steel sheet and a method of manufacturing the same having excellent surface processing quality.
  • One aspect of the present invention is manganese (Mn): 15 to 35% by weight, carbon (C): a range satisfying 23.6C + Mn ⁇ 28 and 33.5C-Mn ⁇ 23, copper (Cu): 5% by weight or less ( 0 wt% excluded), chromium (Cr): 28.5C + 4.4Cr ⁇ 57 (excluding 0 wt%), Ti (titanium): 0.01 to 0.5 wt%, N (nitrogen): 0.003 to 0.2 Weight percent, remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities,
  • another aspect of the present invention is manganese (Mn): 15 to 35% by weight, carbon (C): a range satisfying 23.6C + Mn ⁇ 28 and 33.5C-Mn ⁇ 23, copper (Cu): 5 weight % Or less (excluding 0 wt%), chromium (Cr): 28.5C + 4.4Cr ⁇ 57 (excluding 0 wt%), Ti (titanium): 0.01 to 0.5 wt%, N (nitrogen): Preparing a slab containing 0.003 to 0.2% by weight and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities, wherein the Ti and the N satisfy the following relational formula 1;
  • It relates to a method for producing a low-temperature steel sheet having a high surface finish quality comprising the step of: hot-rolling the heated slab to produce a hot rolled steel sheet.
  • the present invention has an austenite structure with a uniform particle size, and there is an effect of providing a low temperature steel sheet excellent in surface quality even after processing and a method of manufacturing the same.
  • Figure 1a is an optical micrograph showing the microstructure of a conventional low-temperature steel sheet.
  • Figure 1b is a photograph showing a cross section of a specimen after tension of a conventional low-temperature steel sheet.
  • FIG. 2 is an optical micrograph showing a microstructure of a low temperature steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • 3 is a graph showing the range of carbon and manganese controlled by the present invention.
  • austenitic steels containing a large amount of carbon and manganese may cause partial recrystallization and grain growth of austenite structure in the usual rolling temperature range, resulting in non-ideal coarse austenite, generally twins.
  • the critical stress required for formation is higher than that of slip, but if the grain size is large for the same reason, the stress required for twin formation decreases and twin deformation occurs at the beginning of deformation. In order to recognize and solve this problem, we studied in depth.
  • Low temperature steel sheet having excellent surface quality is manganese (Mn): 15 ⁇ 35% by weight, carbon (C): 23.6C + Mn ⁇ 28 and 33.5C-Mn ⁇ 23, copper, (Cu): 5 wt% or less (excluding 0 wt%), chromium (Cr): 28.5C + 4.4Cr ⁇ 57 (excluding 0 wt%), Ti (titanium): 0.01 to 0.5 wt% , N (nitrogen): 0.003-0.2% by weight, the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities, the Ti and the N satisfy the following equation 1.
  • the alloy composition of the low temperature steel sheet having excellent surface quality according to an aspect of the present invention will be described in detail.
  • the unit of each alloy element is weight%.
  • Manganese is an element that serves to stabilize austenite in the present invention.
  • it in order to stabilize the austenite phase at cryogenic temperature, it is preferably included 15% or more.
  • the content of manganese is preferably at least 15%.
  • the content of manganese exceeds 35%, there is a problem in that the corrosion rate of the steel is reduced and the economic efficiency is reduced due to the increase in content. Therefore, the content of manganese is preferably limited to 15 to 35%.
  • Carbon is an element that stabilizes austenite and increases strength, and in particular, serves to lower M s and M d , which are transformation points from austenite to epsilon or alpha martensite by cooling or processing. Therefore, when carbon is added inadequately, the austenite stability is insufficient to obtain austenite stable at cryogenic temperatures, and it is easy to cause processing organic transformation into epsilon or alpha martensite due to external stress, thereby reducing toughness. In addition, when the carbon content is excessively reduced, toughness is rapidly deteriorated due to carbide precipitation, and the workability is deteriorated due to excessive increase in strength.
  • the content of carbon in the present invention is preferably determined by paying attention to the relationship between carbon and other elements added together, for this purpose, the relationship between carbon and manganese for the formation of carbides found by the present inventors is shown in FIG. It was. As can be seen in Figure 3, of course, carbides are formed due to carbon, but carbon does not affect the formation of carbides independently, but acts in combination with manganese to affect the formation tendency.
  • Copper is concentrated at the austenite and nucleated carbide interface due to its very low solubility in carbides and slow diffusion in austenite, which effectively slows carbide growth by interfering with the diffusion of carbon and eventually inhibits carbide formation. There is.
  • copper has an effect of stabilizing austenite to improve cryogenic toughness.
  • the upper limit is preferably limited to 5%.
  • the content of copper for obtaining the above-mentioned carbide suppression effect is 0.5% or more.
  • Chromium stabilizes austenite up to the range of an appropriate amount of addition, thereby improving impact toughness at low temperatures, and solid-solution in austenite increases the strength of steel. Chromium is also an element that improves the corrosion resistance of steels.
  • chromium is a carbide element, in particular, an element that reduces carbide impact by forming carbide at the austenite grain boundary. Therefore, the content of chromium added in the present invention is preferably determined by paying attention to the relationship with carbon and other elements added together, in order to prevent the formation of carbides, the premise that other components satisfy the range defined in the present invention. It is preferable to control the value of 28.5C + 4.4Cr (C and Cr are the content of each component by weight unit) under 57.
  • chromium is preferably added so as to satisfy 28.5C + 4.4Cr ⁇ 57.
  • Titanium (Ti) is an element that combines with nitrogen (N) in steel to form TiN precipitates.
  • N nitrogen
  • TiN titanium
  • the content of Ti it is preferable to limit the content of Ti to 0.01 ⁇ 0.5%.
  • N nitrogen
  • the upper limit is preferably limited to 0.2%. Therefore, the content of N in the present invention is preferably limited to 0.003 ⁇ 0.2%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the weight ratio of Ti to N that is, Ti / N preferably satisfies the following relational formula (1).
  • Ti / N ratio is controlled to 1.0 or more, fine TiN is precipitated by solid solution Ti combined with nitrogen, and the precipitated TiN is stably present, which is very effective in suppressing austenite grain growth.
  • the low temperature steel sheet according to the present invention preferably comprises a TiN precipitate having a size of 0.01 ⁇ 0.3 ⁇ m.
  • the size of the TiN precipitate is less than 0.01 ⁇ m, the effect of inhibiting grain growth is insufficient because it is easily redistributed to the base material.
  • the size of the TiN precipitate exceeds 0.3 ⁇ m, the austenite grain boundary pinning effect is reduced and rather the coarse size adversely affects the toughness. Therefore, it is preferable that the size of TiN precipitate is 0.01-0.3 micrometers.
  • the low temperature steel sheet according to the present invention preferably contains 1.0 ⁇ 10 7 ⁇ 1.0 ⁇ 10 10 TiN precipitate per 1 mm 2 .
  • the number of TiN precipitates is preferably 1.0 ⁇ 10 7 to 1.0 ⁇ 10 10 per 1 mm 2 .
  • the low temperature steel sheet according to the present invention limits the number of grains of coarse austenite having a size of 200 ⁇ m or more in the microstructure to 5 or less per unit cm 2 .
  • Austenitic grains with a grain size of less than 200 ⁇ m are usually large enough to have twin-stressed stresses compared to slip-stressed stresses and do not cause non-uniform deformation within the strain range of ordinary low-temperature steels during structure fabrication. It is desirable to.
  • the density of grains having a size of 200 ⁇ m or more exceeds 5 per cm 2
  • the low-temperature steel sheet according to the present invention preferably contains 95% or more of austenite structure as an area fraction.
  • Austenitic a representative soft tissue that exhibits soft fracture even at low temperatures, is an essential microstructure to ensure low temperature toughness and should contain 95% or more as an area fraction. If it is less than 95%, it has sufficient low temperature toughness, that is, impact toughness of 41J or more at -196 ° C The lower limit is preferably 95% because it is not sufficient.
  • the carbide present in the austenite grain boundary is preferably 5% or less by area fraction.
  • Another aspect of the present invention provides a method for producing a low temperature steel sheet having excellent surface finish quality comprising the steps of preparing a slab that satisfies the alloy composition; Heating the slab to a temperature range of 1050 to 1250 ° C .; And hot rolling the heated slab to obtain a hot rolled steel sheet.
  • a slab that satisfies the above-described alloy composition is prepared.
  • the reason for controlling the alloy composition is also the same as described above.
  • the slab is heated to a temperature range of 1050 ⁇ 1250 °C.
  • the heating temperature of the slab preferably has a range of 1050 ⁇ 1250 °C.
  • the heated slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the present invention by satisfying the above-described alloy composition and the slab heating temperature, it is possible to obtain a low-temperature steel sheet excellent in surface finish quality. Therefore, it is not particularly necessary to control the conditions of the hot rolling step, and hot rolling can be performed according to a general method.
  • Inventive Examples 1 to 5 are steel grades satisfying the component system and composition range controlled by the present invention, and after processing by controlling the density of coarse austenite grains to 5 or less per unit area 1 cm 2 through the fine precipitation of TiN. It can be seen that a low-temperature steel of good quality without surface unevenness is obtained, and stable austenite with a fraction of austenitic in the microstructure of 95% or more and carbides of less than 5% is obtained, and thus excellent at cryogenic temperatures. It shows that toughness can be obtained.
  • Comparative Examples 1 to 3 Ti was not added and TiN could not be precipitated, so that coarse grains were generated, resulting in surface unevenness after processing.
  • Comparative Example 4 can be seen that the impact toughness is very inferior because the ferrite is generated by not satisfying the component system and composition range controlled by the present invention. In addition, it can be seen that the size and number of TiNs controlled by the present invention are not satisfied, so that the number of coarse grains increases and surface unevenness appears.
  • Comparative Examples 5 to 6 were added within the range controlled by Ti and N in the present invention, but coarse TiN was not obtained because the weight ratio of Ti and N, the size and number of TiN precipitates did not satisfy the range controlled by the present invention. It can be seen that the coarse grains were excessively precipitated to produce surface unevenness after processing.
  • FIG. 1A is a photograph of a microstructure of a conventional steel in which austenite grains are coarsened to form non-ideal coarse grains
  • FIG. 1B is a photograph in which unevenness occurs on the surface of the steel after tensioning the steel of FIG. 1A.
  • FIG. 2 which photographs the microstructure of the invention example forms uniform grains without non-coarse austenite grains, so that the surface processing quality is excellent even after processing.

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Abstract

본 발명은 액화가스 저장 탱크 및 수송설비 등의 저온에서부터 실온까지 광범위한 온도에 사용할 수 있는 저온용 강판에 관한 것으로서, 인장 등의 가공 공정 후에도 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 본 발명의 일 측면은 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 만족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량% 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 (0중량% 제외)의 조건을 만족하는 범위, Ti(티타늄): 0.01~0.5중량%, N(질소): 0.003~0.2중량%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 상기 N이 하기 관계식 1을 만족하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판에 관한 것이다. [관계식 1] 1.0 ≤ Ti/N ≤ 4.5 (단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Ti 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함)

Description

표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법
본 발명은 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
액화천연가스 및 액체질소 등의 저장용기, 해양구조물 및 극지방 구조물에 사용되는 강재는 극저온에서도 충분한 인성과 강도를 유지하는 저온용 강판이어야 한다. 이러한 저온용 강판은 뛰어난 저온 인성과 강도뿐만 아니라 열팽창율과 열전도율이 작아야 하며, 자기특성도 문제가 되는 강이다.
최근에는 상기와 같은 저온용 강판으로서, 니켈을 완전히 배제하는 대신 다량의 망간 및 탄소를 첨가하여 오스테나이트를 안정화 시키고 알루미늄을 첨가한 극저온 특성이 우수한 강재 (특허문헌 1) 및 망간 첨가를 통해 오스테나이트와 입실런 마르텐사이트 혼합조직을 얻음으로써 저온 인성이 우수한 강재 (특허문헌 2) 등이 보고되고 있다.
오스테나이트를 주 조직으로 하는 저온용 강판의 경우 다량의 탄소와 망간을 첨가하여 오스테나이트를 안정화 시키게 되나 이는 오스테나이트의 재결정 거동에 영향을 주어 통상의 압연 온도 구간에서 부분 재결정 및 불균일 결정립 성장으로 인해 특정한 소수의 오스테나이트 결정립만이 과도하게 성장하여 미세조직 내 오스테나이트 결정립 크기의 심각한 불균일화를 초래한다.
통상 탄소와 망간 함량이 높은 오스테나이트 조직의 경우 변형 거동은 일반적인 탄소강과는 달리 슬립과 쌍정에 의해 이루어지며 변형 초기는 주로 균일 변형인 슬립에 의해 이루어지나 이후에는 불균일 변형인 쌍정이 동반하여 나타나게 된다. 결정립 크기가 클수록 쌍정 형성에 필요한 응력이 감소하게 되어 작은 변형하에서도 쉽게 쌍정이 발생하게 된다. 소수의 조대한 결정립이 미세조직 내에 존재하는 경우 변형 초기 조대 결정립에서 쌍정 변형이 발생되어 불균일 변형을 일으키므로 재료의 표면 특성을 열위하게 만들어 최종 구조물의 두께 불균일을 유발하고 특히, 저온 압력용기와 같이 균일한 강재의 두께 확보를 통한 내압 저항성이 요구되는 구조물의 경우 구조 설계 및 사용에 큰 문제를 발생시키게 된다.
따라서 탄소와 망간의 첨가를 통해 미세조직을 오스테나이트화한 강재의 경우 조대 결정립의 조기 쌍정 변형에 따른 표면 불균일을 해결하여 경제적이며 구조 안정성이 확보된 저원가의 극저온용 강재를 개발할 필요가 절실히 요구되고 있다.
(선행기술문헌)
특허문헌 1: 한국 공개특허공보 제1991-0012277호
특허문헌 2: 일본 공개특허공보 제2007-126715호
본 발명의 일 측면은 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
본 발명의 일 측면은 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 만족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량% 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 (0중량% 제외)의 조건을 만족하는 범위, Ti(티타늄): 0.01~0.5중량%, N(질소): 0.003~0.2중량%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 Ti와 상기 N이 하기 관계식 1을 만족하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 만족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량% 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 (0중량% 제외)의 조건을 만족하는 범위, Ti(티타늄): 0.01~0.5중량%, N(질소): 0.003~0.2중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 상기 N이 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
상기 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열 하는 단계; 및
상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;를 포함하는 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
1.0 ≤ Ti/N ≤ 4.5
(단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Ti 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함)
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 일 측면에 의하면, 입도가 균일한 오스테나이트 조직을 가지고 있어, 가공 후에도 표면품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1a는 종래의 저온용 강판의 미세조직을 나타낸 광학 현미경 사진이다.
도 1b는 종래의 저온용 강판의 인장 후 시편의 단면을 나타낸 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예 형태에 따른 저온용 강판의 미세조직을 나타낸 광학 현미경 사진이다.
도 3는 본 발명에서 제어하는 탄소와 망간의 범위를 나타내는 그래프이다.
본 발명자들은 탄소 및 망간을 다량 함유한 오스테나이트 조직의 강재는 통상의 압연 온도 영역에서 오스테나이트 조직의 부분 재결정 및 결정립 성장이 발생하여 비이상적으로 조대한 오스테나이트가 생성될 수 있으며, 일반적으로 쌍정형성에 필요한 임계응력은 슬립의 경우보다 높으나 상기와 같은 이유로 결정립이 큰 경우, 쌍정형성에 필요한 응력이 감소하여 변형 초기에 쌍정 변형이 발생하므로 불연속 변형에 의해 표면품질의 열화가 일어나는 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 오스테나이트 결정립의 과도한 조대화를 억제하기 위해 Ti첨가를 통해 Ti계 석출물을 적절히 석출시킴으로써 미세한 오스테나이트가 균일하게 분포하는 저온용 강재를 얻을 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 저온용 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 저온용 강판은 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 만족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량% 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 (0중량% 제외)의 조건을 만족하는 범위, Ti(티타늄): 0.01~0.5중량%, N(질소): 0.003~0.2중량%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 상기 N이 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1]
1.0 ≤ Ti/N ≤ 4.5
(단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Ti 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함)
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 저온용 강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 합금원소의 단위는 중량%이다.
망간(Mn): 15~35%
망간은 본 발명에서 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서 극저온에서의 오스테나이트상을 안정화 시키기 위해서 15% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 즉, 망간의 함량이 15% 미만인 경우에는 탄소 함량이 작은 경우, 준안정상인 입실런 마르텐사이트가 형성되어 극저온에서의 가공유기변태에 의해 쉽게 알파 마르텐사이트로 변태하므로 인성을 확보할 수 없으며, 이를 방지하기 위해 탄소함량을 증가시켜 오스테나이트의 안정화를 도모할 경우에는 오히려 탄화물 석출로 인해 물성이 급격히 열화되므로 바람직하지 못하다. 따라서 망간의 함량은 15% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 반면에, 망간의 함량이 35%를 초과하는 경우에는 강재의 부식속도의 저하를 초래하고 함량 증가로 인해 경제성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 망간의 함량은 15~35%로 한정하는 것이 바람직하다.
탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23의 관계를 만족
탄소는 오스테나이트를 안정화시키고 강도를 증가시키는 원소이며, 특히 냉각과정 혹은 가공에 의한 오스테나이트에서 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로의 변태점인 Ms 및 Md를 낮추는 역할을 한다. 따라서, 탄소가 불충분하게 첨가될 경우에는 오스테나이트의 안정도가 부족하여 극저온에서 안정한 오스테나이트를 얻을 수 없으며 또한 외부 응력에 의해 쉽게 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로 가공유기변태를 일으켜 인성을 감소시키며 또한 강재의 강도도 감소시켜며 반대로 탄소의 함량이 과다할 경우에는 탄화물 석출로 인해 인성이 급격히 열화되며 강도의 지나친 증가로 가공성이 나빠지는 단점이 있다.
특히, 본 발명에서 탄소의 함량은 탄소 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계에 주의하며 결정하는 것이 바람직한데, 이를 위하여 본 발명자가 발견한 탄화물 형성에 대한 탄소와 망간의 관계를 도 3에 나타내었다. 도 3에서 알 수 있듯이, 물론 탄화물은 탄소로 인하여 형성되는 것이나, 탄소가 독립적으로 탄화물의 형성에 영향 미치는 것이 아니며, 망간과 복합적으로 작용하여 그 형성 경향에 영향을 미치는 것이다.
도 3에서 적정 탄소 함량을 나타내었다. 도면에 탄화물 형성을 방지하기 위해서는 다른 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 만족한다는 전제하에 23.6C+Mn(C, Mn은 각 성분의 함량을 중량% 단위로 나타낸 것임)의 값을 28이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 이는 도면의 평행사변형 영역의 경사진 왼쪽 경계를 의미한다. 23.6C+Mn이 상기 28 미만일 경우에는 오스테나이트의 안정도가 감소하여 극저온에서의 충격에 의해 가공유기변태를 일으켜 충격인성을 저하시키게 된다. 탄소 함량이 너무 높은 경우, 즉, 33.5C-Mn이 23보다 클 경우 과다한 탄소의 첨가로 인해 탄화물이 석출하여 저온 충격 인성을 낮추는 문제가 발생한다. 결론적으로, Mn: 15~35%, 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 모두 만족하도록 C를 첨가하는 것이 바람직하다. 도면에서도 알 수 있듯이, 상기 수식을 만족시키는 범위내에서 C 함량은 최하한은 0% 이다.
구리(Cu): 5% 이하(0%는 제외)
구리는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려서 오스테나이트와 핵생성된 탄화물 계면에 농축되는데, 이에 따라 탄소의 확산을 방해함으로써 탄화물 성장을 효과적으로 늦추게 되고, 결국 탄화물 생성을 억제하는 효과가 있다. 또한 구리는 오스테나이트를 안정화시켜 극저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 다만, Cu의 함량이 5%를 초과하는 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 상한은 5%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상술한 탄화물 억제 효과를 얻기 위한 구리의 함량은 0.5% 이상인 것이 보다 바람직하다.
크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr ≤ 57 (0%는 제외)
크롬은 적정한 첨가량의 범위까지는 오스테나이트를 안정화시켜 저온에서의 충격 인성을 향상시키고 오스테나이트내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한 크롬은 강재의 내식성을 향상시키는 원소이기도 하다. 다만 크롬은 탄화물 원소로써 특히, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 저온 충격을 감소시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 크롬의 함량은 탄소 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계에 주의하며 결정하는 것이 바람직한데, 탄화물 형성을 방지하기 위해서는 다른 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 만족한다는 전제하에 28.5C+4.4Cr (C, Cr은 각 성분의 함량을 중량% 단위로 나타낸 것임)의 값을 57이하로 제어하는 것이 바람직하다. 28.5C+4.4Cr의 값이 57을 초과하는 경우 과도한 크롬 및 탄소 함량으로 인해 오스테나이트 입계에서의 탄화물 생성을 효과적으로 억제하기 힘들며 따라서 저온에서의 충격인성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 크롬은 28.5C+4.4Cr ≤ 57을 만족하도록 첨가하는 것이 바람직하다.
Ti(티타늄): 0.01~0.5%
티타늄(Ti)은 강 중의 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성하는 원소이다. 본 발명의 경우 고온 열간 압연 시 일부 오스테나이트 결정립의 과대한 조대화가 발생할 수 있으므로, 상기 TiN을 적절하게 석출시킴으로서 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 수 있다. 이러한 목적을 위해서는 Ti은 최소 0.01% 이상 첨가하는 것이 필요하다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 오히려 조대한 TiN이 정출됨으로써 그 효과가 반감될 수 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
N(질소): 0.003~0.2중량%
본 발명에서는 상술한 Ti 첨가의 목적이 효과적으로 이루어지기 위하여 질소(N)가 동시에 첨가되는 것이 필요하다. 특히, TiN이 효과적으로 석출하기 위해서는 0.003% 이상으로 N을 첨가하는 것이 바람직하나, N의 고용도가 0.2% 이하이기 때문에 그 이상 첨가하는 것은 매우 어려울 뿐만 아니라 TiN의 석출을 위해서는 0.2% 이하면 충분하기 때문에 그 상한은 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서 N의 함량은 0.003~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
또한, N에 대한 Ti의 중량비, 즉 Ti/N은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
1.0 ≤ Ti/N ≤ 4.5
Ti/N비를 1.0이상으로 제어를 하는 경우, 고용 Ti가 질소와 결합하여 미세한 TiN이 석출하게 되고, 또한 이렇게 석출된 TiN이 안정하게 존재하므로 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는데 매우 효과적이다.
다만, Ti/N비가 4.5를 초과하는 경우는 용강중에서 조대한 TiN이 정출되어 강재의 물성에 악영향을 미치고 TiN의 균일한 분포가 얻어지지 않으며, 또한 TiN으로 석출하지 않고 남은 잉여의 Ti는 고용상태로 존재하여 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미치게 된다. 그러나 Ti/N비가 1.0미만에서는 모재의 고용질소량이 증가하여 용접열향부의 인성에 나쁜 영향을 미치게 되므로 Ti/N비는 1.0이상 4.5이하로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 본 발명에 따른 저온용 강판은 0.01~0.3㎛의 크기를 가지는 TiN 석출물을 포함하는 것이 바람직하다.
TiN 석출물의 크기가 0.01㎛ 미만인 경우, 모재에 쉽게 재고용되어 결정립 성장을 억제하는 효과가 미흡해진다. 반면, TiN 석출물의 크기가 0.3㎛를 초과하는 경우, 오스테나이트 결정립계 피닝(pinning) 효과가 적어지고 오히려 조대한 크기로 인해 인성에 악영향을 미친다. 따라서, TiN 석출물의 크기는 0.01~0.3㎛ 인 것이 바람직하다.
또한, 상기 본 발명에 따른 저온용 강판은 TiN 석출물을 1mm2당 1.0×107~1.0×1010개 포함하는 것이 바람직하다.
TiN 석출물이 1mm2당 1.0×107개 미만인 경우, 결정립계 피닝 효과가 미미하여 조대 결정립의 성장을 효과적으로 억제할 수 없다. 반면, TiN 석출물이 1mm2당 1.0X1010개를 초과하는 경우, 석출물의 크기가 상대적으로 작아져 불안정하게 되며 또한 재료의 충격인성을 열위하게 만든다. 따라서, TiN 석출물의 개수는 1mm2당 1.0×107~1.0×1010개인 것이 바람직하다.
또한, 상기 본 발명에 따른 저온용 강판은 미세조직 내 200㎛ 이상의 크기를 가지는 조대 오스테나이트의 결정립의 수를 단위 cm2당 5개 이하로 한정한다.
통상 200㎛ 미만의 결정립 크기의 오스테나이트는 쌍정발생 응력이 슬립 발생응력과 비교하여 충분히 커서 구조물 제작 시 통상의 저온용 강재의 변형율 범위 내에서는 불균일 변형을 일으키지 않으므로, 그 크기는 200㎛ 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 200㎛ 이상의 크기를 지니는 결정립의 밀도가 cm2당 5개를 초과하는 경우 조대 결정립의 높은 밀도로 인해 불균일 변형이 표면 품질에 영향을 미칠 정도로 열화되기 때문에 200㎛ 이상의 크기를 지니는 결정립의 밀도는 cm2당 5개 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 본 발명에 따른 저온용 강판은 오스테나이트 조직을 면적분율로 95% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 저온에서도 연성 파괴를 보이는 대표적인 연질 조직인 오스테나이트는 저온 인성을 확보하기 위한 필수 미세조직으로 면적분율로 95% 이상 포함하여야 하며 95% 미만인 경우 충분한 저온 인성, 즉 -196도에서 41J 이상의 충격인성을 확보하기에 충분하지 못하므로 그 하한은 95%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 오스테나이트 입계에 존재하는 탄화물은 면적분율로 5% 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서 오스테나이트 이외에 존재 가능한 조직으로는 대표적으로 탄화물이 있으며 이는 오스테나이트 결정립계에 석출하여 입계 파단의 원인이 되어 저온 인성 및 연성을 열위하게 만드므로 그 상한은 5%로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계; 및 상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계를 포함한다.
슬라브를 준비하는 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 준비한다. 합금조성을 제어한 이유도 상술한 바와 같다.
가열 하는 단계
상기 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열한다.
이는 슬라브 제조 단계에서 생성되는 주조 조직, 편석 및 2차상들의 고용 및 균질화를 위한 것이며, 1050℃미만인 경우 균질화가 부족하거나 가열로 온도가 너무 낮아 열간 압연 시 변형저항이 커지는 문제가 있고 1250℃를 초과하는 경우 주조 조직 내 편석대에서의 부분 용융 및 표면 품질의 열화가 발생할 수 있고 TiN이 정출하여 오스테나이트 미세화에 기여하지 못하고 오히려 물성의 열화를 가져올수가 있다. 따라서 상기 슬라브의 가열온도는 1050~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
본 발명에서는 상술한 합금조성 및 상기 슬라브 가열 온도를 만족함으로써, 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판을 얻을 수 있다. 따라서 특별히 열간압연 단계의 조건을 제어할 필요는 없으며 일반적인 방법에 따라서 열간압연을 행할 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.
하기 표 1에 기재된 성분계를 충족하는 슬라브를 표 2에 기재된 제조 조건과 같이 제조한 후, 미세조직, 항복강도, 연신율, -196℃에서의 샤르피 충격인성 등을 측정하여 각각 아래 표 2 또는 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 표면 불균일은 저온용 강판의 표면을 육안으로 관찰하여 평가한 것이다.
표 1
구분 C Mn Cu Cr N Ti Ti/N 중량비 23.6C+Mn 33.5C-Mn 28.5C+4.4Cr
비교예1 0.62 18.12 0.12 0.2 0.012 　 　 32.8 2.7 18.6
비교예2 0.37 25.4 1.12 3.85 0.018 　 　 34.1 -13.0 27.5
비교예3 0.61 18.13 1.5 1.25 0.012 　 　 32.5 2.3 22.9
비교예4 0.31 28.7 0.15 1.32 0.025 0.024 0.96 36.0 -18.3 14.6
비교예5 0.45 11.7 　 　 0.008 0.07 8.75 22.3 3.4 12.8
비교예6 0.37 24.1 1.02 3.5 0.011 0.05 4.55 32.8 -11.7 25.9
발명예1 0.58 21.7 0.61 0.55 0.053 0.06 1.13 35.388 -2.3 19.0
발명예2 0.45 24.3 0.43 3.08 0.12 0.17 1.42 34.92 -9.2 26.4
발명예3 0.39 28.6 0.85 3.45 0.016 0.02 1.25 37.804 -15.5 26.3
발명예4 0.44 27.5 0.42 1.62 0.024 0.04 1.67 37.884 -12.8 19.7
발명예5 1.1 23.4 1.05 0.87 0.021 0.05 2.38 49.36 13.5 35.2
단, 상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
표 2
구분 가열로 온도 (oC) 오스테나이트 분율 (%) 탄화물 분율 (%) TiN 크기(㎛) TiN개수 (개/mm2) 200㎛이상 조대 결정립 밀도(개/cm2)
비교예1 1195 99.1 0.9 10
비교예2 1180 99.6 0.4 7
비교예3 1200 99 1 8
비교예4 1195 98.9 0.8 0.003 1.2X104 7
비교예5 1200 82 1 1.25 4.32X105 7
비교예6 1195 99.6 0 0.95 5.2X106 9
발명예1 1205 99.1 0.8 0.013 5.3X108 0
발명예2 1190 99.3 0 0.015 4.2X108 0
발명예3 1195 99.4 0 0.022 2.9X108 1
발명예4 1198 99.6 0 0.012 5.4X108 0
발명예5 1203 98.7 0.8 0.025 2.7X108 0
표 3
구분 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) 모재 충격치(J, -196℃) 표면불균일
비교예1 363 1011 69 83 발생
비교예2 470 931 46 130 발생
비교예3 405 1006 57 81 발생
비교예4 411 912 57 130 발생
비교예5 346 762 12 38 발생
비교예6 360 926 54 35 발생
발명예1 425 980 67 153 미발생
발명예2 453 902 58 148 미발생
발명예3 468 975 61 165 미발생
발명예4 427 980 65 152 미발생
발명예5 481 971 51 118 미발생
발명예 1 내지 5는 본 발명에서 제어하는 성분계 및 조성범위를 만족하는 강종으로서, TiN의 미세한 석출을 통해 조대 오스테나이트 결정립의 밀도를 오스테나이트를 단위 면적 1cm2당 5개 이하로 제어하여 가공 후 표면 불균일이 없는 우수한 품질의 저온용 강재를 얻었음을 알 수 있으며 또한, 미세조직 내 오스테나이트의 분율이 95%이상으로 제어되고 탄화물은 5%미만으로 제어되는 안정한 오스테나이트가 얻어지며 따라서 극저온에서 우수한 인성을 얻을 수 있음을 보여주고 있다.
이에 반해, 비교예 1내지 3은 Ti가 미첨가되어 TiN이 석출되지 못함으로써 조대 결정립이 발생하여 가공 후 표면 불균일이 나타난 것을 알 수 있다.
특히 비교예 4는 본 발명에서 제어하는 성분계 및 조성범위를 만족하지 못하여 페라이트가 생성됨으로써 충격 인성이 매우 열위함을 알 수 있다. 또한, 본 발명에서 제어하는 TiN의 크기 및 개수도 만족하지 못하여, 조대 결정립 개수가 많아져 표면 불균일이 나타난 것을 알 수 있다.
또한, 비교예 5 내지 6은 Ti 및 N이 본 발명에서 제어하는 범위내로 첨가되었으나, Ti 및 N의 중량비, TiN 석출물의 크기 및 개수가 본 발명에서 제어하는 범위를 만족시키지 못함으로써 조대한 TiN이 석출하여 조대 결정립이 과도하게 생성되어 가공 후 표면 불균일이 나타난 것을 알 수 있다.
도 1a에서는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 비이상 조대 결정립을 형성한 종래의 강재의 미세조직을 촬영한 사진이고, 도 1b는 도 1a의 강재를 인장 후, 강재의 표면에 불균일이 발생한 사진이다. 이와 같이, 강재의 미세조직이 오스테나이트 결정립이 조대화되어 비이상 조대 결정립을 형성하면, 가공 후 도 1b와 같이 표면품질이 열화되는 것을 확인할 수 있다. 그러나, 발명예의 미세조직을 촬영한 도 2는 비이상 조대 오스테나이트 결정립이 없는 균일한 결정립을 형성하고 있으므로, 가공 후에도 표면가공 품질이 우수하게 나타난다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 만족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량% 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 (0중량% 제외)의 조건을 만족하는 범위, Ti(티타늄): 0.01~0.5중량%, N(질소): 0.003~0.2중량%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Ti와 상기 N이 하기 관계식 1을 만족하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판.
    [관계식 1]
    1.0 ≤ Ti/N ≤ 4.5
    (단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Ti 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 0.01~0.3㎛의 크기를 가지는 TiN 석출물을 포함하는 것을 특징으로 하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 TiN 석출물을 1mm2당 1.0×107~1.0×1010개 포함하는 것을 특징으로 하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 미세조직 내 200㎛ 이상의 크기를 가지는 오스테나이트의 결정립의 수가 단위 cm2당 5개 이하인 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 미세조직은 오스테나이트를 면적분율로 95%이상 포함하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 오스테나이트 입계에 존재하는 탄화물은 면적분율로 5% 이하인 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판.
  7. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 충격 인성은 -196℃에서 41J 이상인 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판.
  8. 망간(Mn): 15~35중량%, 탄소(C): 23.6C+Mn≥28 및 33.5C-Mn≤23을 만족하는 범위, 구리(Cu): 5중량% 이하 (0중량% 제외), 크롬(Cr): 28.5C+4.4Cr≤57 (0중량% 제외)의 조건을 만족하는 범위, Ti(티타늄): 0.01~0.5중량%, N(질소): 0.003~0.2중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 상기 N이 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열 하는 단계; 및
    상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;를 포함하는 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    1.0 ≤ Ti/N ≤ 4.5
    (단, 각 수식의 Mn, C, Cr, Ti 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함)
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 강판은 0.01~0.3㎛의 크기를 가지는 TiN 석출물을 포함하는 것을 특징으로 하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판의 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 강판은 TiN 석출물을 1mm2당 1.0×107~1.0×1010개 포함하는 것을 특징으로 하는 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판의 제조방법.
  11. 제 8항에 있어서,
    상기 강판의 미세조직 내 200㎛ 이상의 크기를 가지는 오스테나이트의 결정립의 수가 단위 cm2당 5개 이하인 표면가공 품질이 우수한 저온용 강판의 제조방법.
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