WO2017105107A1 - 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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김우겸
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to steel materials used as materials for pressure vessels, offshore structures, and more particularly, to high-strength steels having excellent low-temperature deformation age impact characteristics and impact characteristics of welding heat-affected zones, and methods for manufacturing the same.
  • the steel used for this purpose is required to have excellent low temperature toughness in order to secure high strength and facility stability in order to reduce weight.
  • Mechanisms for reducing toughness by strain aging are as follows.
  • the toughness of the steel measured by the Charpy impact test is explained by the correlation between the yield strength and the fracture strength at the test temperature. If the yield strength of the steel at the test temperature is greater than the fracture strength, the steel will be brittle without fracture. While the impact energy value is inferior, when the yield strength is less than the fracture strength, the steel is deformed to be ductile and hardened and absorbs the impact energy as it is hardened, but when the yield strength reaches the fracture strength, it is changed to brittle fracture. In other words, the greater the difference between the yield strength and the fracture strength, the greater the amount of deformation of the steel in ductility, which increases the absorbed impact energy. Therefore, when cold deformation of steel for the production of steel pipes or other complex structures, the yield strength of the steel increases as the deformation continues, resulting in a decrease in impact toughness due to a small difference between the fracture strength.
  • Non-Patent Document 1 Effect of Ti on Deformation Aging of Low Carbon Steel Wires (Ochiaikuo, Obahiroshi, Iron and Steel 75th Year (1989) No. 4, P. 642 ⁇ )
  • Non-Patent Document 2 The effect of processing variables on the mechanical properties and strain ageing of high-strength low-alloy V and VN steels (VK Heikkinen and JD Boyd, CANADIAN METALLURGICAL QUARTERLY Volume 15 Number 3 (1976), P. 219 To)
  • One aspect of the present invention as well as ensuring high strength and high toughness, it is possible to minimize the increase in strength due to cold deformation, excellent impact properties of the welding heat affected zone can be suitably applied as a material for pressure vessels, marine structures, etc. It is to provide a steel material and a method for manufacturing the same.
  • carbon (C) 0.04 ⁇ 0.14%
  • silicon (Si) 0.05 ⁇ 0.60%
  • manganese (Mn) 0.6 ⁇ 1.8%
  • soluble aluminum (Sol.Al) 0.005 ⁇ 0.06%
  • niobium (Nb) 0.005 to 0.05%
  • vanadium (V) 0.01% or less (excluding 0%)
  • titanium (Ti) 0.012 to 0.030%
  • Chromium (Cr) 0.01-0.2%
  • Molybdenum (Mo) 0.001-0.3%
  • Phosphorus (P) 0.02% or less (excluding 0%)
  • sulfur (S) 0.003% or less (excluding 0%)
  • residual Fe and other unavoidable impurities
  • Microstructure includes mixed structure of ferrite, pearlite, bainite and MA (Martensite-Austenitic composite phase), and the low-temperature strain aging impact characteristics and welding heat influence with a fraction of 3.5% or less (excluding 0%) of the MA phase Provides high strength steel with excellent negative impact characteristics.
  • the step of reheating the steel slab that satisfies the above-described component composition in the temperature range of 1080 ⁇ 1250 °C Manufacturing the hot-rolled steel sheet by rolling the reheated slab to a rolling end temperature of 780 ° C. or more; Cooling the hot rolled steel sheet by air cooling or water cooling; And it provides a method of manufacturing a high strength steel excellent in low temperature strain aging impact characteristics comprising the step of normalizing heat treatment in the temperature range of 850 ⁇ 960 °C after the cooling.
  • a heat-treated steel having excellent deformation aging impact characteristics at low temperatures and excellent impact properties of welding heat-affected zones and at the same time high strength. It can be suitably applied as a material for pressure vessels, offshore structures and the like.
  • 1 is a graph showing the lower yield strength and tensile strength in the tensile curve of the steel according to an aspect of the present invention.
  • the present inventors have a high strength and high toughness, while preventing the reduction of the toughness of the steel due to the strain aging, as the cold deformation amount of the steel used as a material such as pressure vessels, offshore structures, etc. continuously increases, the low temperature of the weld heat affected zone
  • the present invention has been completed.
  • the steel material of the present invention is to minimize the MA phase (martensite-austenite composite phase) in the range of securing the toughness of the steel by optimizing the content of the elements affecting the formation of the MA phase in the steel composition toughness by strain aging The fall can be effectively prevented.
  • MA phase martensite-austenite composite phase
  • the high-strength steel having excellent low-temperature strain aging impact characteristics and impact properties of the welding heat affected zone is by weight, carbon (C): 0.04 ⁇ 0.14%, silicon (Si): 0.05 ⁇ 0.60%, manganese (Mn): 0.6 to 1.8%, Soluble aluminum (Sol.Al): 0.005 to 0.06%, Niobium (Nb): 0.005 to 0.05%, Vanadium (V): 0.01% or less (excluding 0%), Titanium (Ti ): 0.012-0.030%, Copper (Cu): 0.01-0.4%, Nickel (Ni): 0.01-0.6%, Chromium (Cr): 0.01-0.2%, Molybdenum (Mo): 0.001-0.3%, Calcium (Ca) ): 0.0002 to 0.0040%, nitrogen (N): 0.006 to 0.012%, phosphorus (P): 0.02% or less (excluding 0%), sulfur (S):
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an advantageous element for securing the strength of steel, and is a major element for securing tensile strength by being present as carbon and nitride in combination with pearlite, niobium (Nb), nitrogen (N), and the like. If the C content is less than 0.04%, the tensile strength on the matrix may be lowered, which is undesirable. On the other hand, if the content exceeds 0.14%, the pearlite may be excessively formed to deteriorate the strain aging impact characteristics at low temperatures. There is a risk of making.
  • the content of C in the present invention is preferably limited to 0.04 ⁇ 0.14%.
  • Silicon (Si) is an element added for the purpose of strengthening solid solution with deoxidation and desulfurization of steel, and is preferably added at 0.05% or more to secure yield strength and tensile strength. However, if the content exceeds 0.60%, the weldability and low temperature impact characteristics are deteriorated, and the steel surface is easily oxidized, so that an oxide film may be severely formed, which is not preferable.
  • the content of Si in the present invention is preferably limited to 0.05 ⁇ 0.60%.
  • Manganese (Mn) is preferably added at least 0.6% because the strength increase effect by solid solution strengthening.
  • MnS Manganese
  • the MnS inclusions generated in the center portion are stretched by rolling, and as a result, there is a problem of significantly inhibiting low-temperature toughness and resistance to lamella tear, so it is preferable to control the Mn content to 1.8% or less.
  • the content of Mn in the present invention is preferably limited to 0.6 ⁇ 1.8%.
  • Soluble aluminum (Sol.Al) is used as a strong deoxidizer in the steelmaking process together with Si, and it is preferable to add at least 0.005% at the time of single or complex deoxidation.
  • the content exceeds 0.06%, the above-mentioned effect is saturated, and the fraction of Al 2 O 3 in the oxidative inclusions produced as a result of deoxidation increases more than necessary, and its size is also coarse to facilitate removal during refining. This is undesirable since it will eventually reduce the low temperature toughness significantly.
  • the content of Sol.Al in the present invention is preferably limited to 0.005 ⁇ 0.06%.
  • Niobium (Nb) is dissolved in austenite during slab reheating to increase the hardenability of austenite, and precipitates as fine carbon nitride (Nb, Ti) (C, N) during hot rolling to suppress recrystallization during rolling or cooling.
  • the effect of finely forming the final microstructure is great.
  • the amount of Nb added increases the strength by promoting bainite or MA formation, but when the content exceeds 0.05%, excessive MA formation and coarse precipitates are formed in the center of the thickness direction. Since it becomes easy and there exists a problem to inhibit the low-temperature toughness of the center part of steel materials, it is unpreferable.
  • the content of Nb in the present invention is preferably limited to 0.005 ⁇ 0.05%, more preferably 0.02% or more, even more advantageously limited to 0.022% or more.
  • V 0.01% or less (except 0%)
  • V Vanadium
  • V is almost completely reused upon slab reheating, and thus hardly increases the strength due to precipitation or solid solution in the state after rolling and normalizing heat treatment.
  • V has a problem of causing a cost increase when a large amount of V is added as an expensive element, it is preferable to add V to 0.01% or less.
  • Titanium (Ti) exists as a hexagonal precipitate mainly in the form of TiN at high temperature, or forms carbon / nitride (Nb, Ti) (C, N) precipitates such as Nb to suppress grain growth of the weld heat affected zone. have. To this end, it is preferable to add Ti to 0.012% or more. However, if the content is excessively greater than 0.030%, coarse carbon and nitride are formed in the center of the steel thickness direction more than necessary, and thus serves as a starting point of fracture cracking. Rather, there is a problem in greatly reducing the impact characteristic of the welding heat affected zone.
  • the content of Ti in the present invention is preferably limited to 0.012 ⁇ 0.030%.
  • Copper (Cu) is an element that can greatly improve the strength by solid solution and precipitation, and does not significantly deteriorate the strain aging impact characteristics, but if excessively added, it causes cracks on the steel surface and is an expensive element. In consideration of this, it is preferable to limit the content to 0.01 ⁇ 0.4%.
  • Nickel (Ni) has little effect of increasing strength, but is effective in improving the strain aging impact characteristics at low temperatures, and particularly, in the case of adding Cu, suppresses surface cracks due to selective oxidation generated during reheating of the slab. To this end, it is preferable to add Ni to 0.01% or more, but it is preferable to limit the content to 0.6% or less in consideration of economical efficiency as an expensive element.
  • Chromium (Cr) has a small effect of increasing yield strength and tensile strength due to solid solution, but has an effect of preventing a drop in strength by slowing down the decomposition rate of cementite during tempering or heat treatment after welding. To this end, it is preferable to add Cr in an amount of 0.01% or more, but if the content exceeds 0.2%, not only the manufacturing cost increases but also the problem of inhibiting low temperature toughness of the weld heat affected zone is not preferable.
  • Molybdenum (Mo) has the effect of delaying transformation in the cooling process after heat treatment and consequently increasing the strength, and also effective in preventing the strength drop during heat treatment after tempering or welding like Cr, and grain boundary segregation of impurities such as P It is effective in preventing the fall of toughness by.
  • the content of Ca in the present invention is preferably limited to 0.0002 ⁇ 0.0040%.
  • N Nitrogen
  • Nb, Ti, Al and the like Nitrogen (N) combines with added Nb, Ti, Al and the like to form a precipitate to refine the crystal grains of the steel to improve the strength and toughness of the base metal, but if the content is excessive, N remaining atoms after forming the precipitate It is known as the most representative element that exists in the state and causes aging after cold deformation, thereby reducing low-temperature toughness.
  • N Nitrogen
  • the content of N is preferably limited to 0.006 to 0.012%, more preferably 0.006% or more to less than 0.010%.
  • Phosphorus (P) has the effect of increasing the strength when added, but in the heat-treated steel of the present invention, it is preferable to manage as low as possible as it is an element that significantly deteriorates low-temperature toughness due to grain boundary segregation as compared to the strength increase effect. However, since excessive cost is required to remove excessively P in the steelmaking process, it is preferable to limit it to a range that does not affect physical properties, that is, 0.02% or less.
  • S Sulfur
  • MnS inclusions in the thickness direction of the steel sheet by combining with Mn. Therefore, in order to secure the strain aging impact characteristics at low temperature, it is preferable to manage the content of S as low as possible, but it takes considerable cost to remove such S excessively, so that it does not affect the physical properties, that is, 0.003 Preferably limited to% or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the high-strength steel of the present invention that satisfies the above-described alloy component composition preferably includes a mixed structure of ferrite, pearlite, bainite, and MA (martensite-austenite composite phase) as a microstructure.
  • ferrite is the most important structure that enables the soft deformation of the steel, and it is preferable to include such ferrite as a main phase and to finely control the average size to 15 ⁇ m or less.
  • ferrite grains fine, it is possible to increase the grain boundary to suppress the propagation of cracks, improve the basic toughness of the steel, and minimize the increase in strength due to the effect of lowering the work hardening rate during cold deformation.
  • the strain aging impact characteristics can also be improved at the same time.
  • Hard phases including the pearlite, bainite, MA, etc., except for the ferrite, are advantageous for increasing the tensile strength of the steel to secure high strength, but due to the high hardness, the hardening phase becomes a starting point of failure or a propagation path and thus has a deformation aging impact characteristic. There is a problem to inhibit. Therefore, it is desirable to control the fraction, and it is preferable to limit the sum of the fractions of the hard phases to 18% or less (excluding 0%).
  • the MA phase since the MA phase has the highest strength and transforms into brittle martensite by deformation, it is the factor that most significantly inhibits low-temperature toughness. Therefore, it is preferable to limit the fraction of MA phase to 3.5% or less (except 0%), and more preferably to 1.0 to 3.5%.
  • the high-strength steel of the present invention having the microstructure as described above includes carbon and nitride produced by Nb, Ti, Al, etc. of the added elements, the carbon nitride is grain growth during the rolling, cooling, heat treatment process In addition to suppressing and minimizing the content, the film plays an important role in suppressing grain growth of the weld heat affected zone during high heat input welding. In order to maximize the effect, it is preferable to include carbon-nitride having an average size of 300 nm or less in a weight ratio of 0.01% or more, preferably 0.01 to 0.06%.
  • the reheating temperature is preferably controlled to 1080 ⁇ 1250 °C, if the reheating temperature is less than 1080 °C it becomes difficult to re-use the carbide generated in the slab during the performance. Therefore, it is preferable to carry out above the temperature at which Nb added in the present invention can be re-used at least 50%.
  • the temperature exceeds 1250 °C, the austenite grain size is too coarse, there is a problem that the mechanical properties such as strength and toughness of the final steel is greatly reduced.
  • the reheating temperature in the present invention is preferably limited to 1080 ⁇ 1250 °C.
  • finishing rolling process is controlled rolling, and it is preferable to control the rolling end temperature to 780 ° C or higher.
  • the end temperature of rolling is about 820 ⁇ 1000 °C, but when it is lowered below 780 °C, the hardenability is lowered in the region where Mn is not segregated during rolling, so that ferrite is formed during rolling. As is generated, C and solute are segregated into the residual austenite region and concentrated. Accordingly, the region where C or the like is concentrated during cooling after rolling is transformed into bainite, martensite, or MA phase to produce a strong layered structure composed of ferrite and hardened structure.
  • the hardened structure of the layer where C and the like are concentrated has not only high hardness but also a large increase in the fraction of the MA phase. As described above, since the low-temperature toughness is reduced by increasing the hardened structure and the arrangement in the layered structure, it is preferable to control the rolling end temperature to 780 ° C or higher.
  • the hot rolled steel sheet obtained by control rolling may be cooled by air cooling or water cooling, and then normalized heat treatment at a predetermined temperature range may produce a steel material having target properties.
  • the normalizing heat treatment is preferably maintained in a temperature range of 850 ⁇ 960 °C for a predetermined time and then cooled in the air. If the normalizing heat treatment temperature is less than 850 ° C., re-use of cementite and MA in pearlite and bainite is difficult to re-use, so that the amount of dissolved C decreases, making it difficult to secure strength and finally remaining hardened phase remains coarse. Aging impact toughness is also greatly worsened. On the other hand, when the temperature exceeds 960 °C grain growth occurs there is a problem that inhibits the strain aging impact characteristics.
  • the high-strength steel obtained according to the above is not only excellent in strength and toughness, but also can effectively prevent a drop in toughness due to deformation aging during cold deformation, and can also secure excellent impact characteristics in the weld heat affected zone.
  • the yield ratio after heat treatment (YS (lower yield strength) / TS (tensile strength)) can be secured to 0.65 ⁇ 0.80.
  • the steel slab having the composition of the following Table 1 was subjected to reheating, hot rolling and normalizing heat treatment under the conditions shown in Table 2 below to produce a hot rolled steel sheet having a final thickness of 6 mm or more.
  • the microstructure fraction, size and carbon and nitride fraction and size were measured.
  • the Charpy impact transition temperature measured in the state of aging at 250 °C for 1 hour after 5% tensile strain of cold deformation that can represent the strength (tensile strength and yield strength) and strain aging impact characteristics of each hot-rolled steel sheet 3 is shown.
  • each hot-rolled steel sheet is polished by mirror surface of steel sheet and then etched with Nital or Lepera according to the purpose, and a certain area of the specimen is 100 ⁇ 500 times magnified by optical or scanning electron microscope. After measuring the fraction of each phase from the measured image using an image analyzer (image analyzer). In order to obtain statistically significant values, the same specimens were repositioned and repeatedly measured, and their average values were obtained.
  • image analyzer image analyzer
  • the fraction of fine carbon and nitride with an average size of 300 mm or less was measured by the extraction residue method.
  • Tensile characteristic values were measured from the nominal strain-nominal stress curves obtained by the normal tensile test, respectively, and the lower yield strength, tensile strength, and yield ratio (lower yield strength / tensile strength) were measured. , 5% and 8% were added in advance, and the stretched specimens were aged at 250 ° C. for 1 hour and then measured by Charpy V-notch impact test.
  • Weld evaluation was performed for each hot rolled steel sheet by multi-layer welding in the range of heat input of 7 ⁇ 50kJ / cm using Submerged Arc Welding (SAW), which is widely used for joining structural steel.
  • SAW Submerged Arc Welding
  • the impact specimen was fabricated, and the impact absorbing energy at low temperature was measured by processing the impact specimen such that the weld heat affected zone (HAZ) corresponds to the notch of the Charpy impact specimen.
  • the said hardening phase fraction (%) is shown including the carbon-nitride fraction (%).
  • the hot rolled steel sheets of Inventive Examples 1 to 3 satisfying both the composition of the present invention and the manufacturing conditions are not only high strength but also have excellent low temperature toughness even after cold deformation, and after high heat input welding.
  • By excellent securing low-temperature toughness of the weld heat affected zone it can be suitably used for pressure vessels, offshore structures, etc., which are becoming larger and more complex.
  • Comparative Examples 3 to 7 is a case in which the manufacturing conditions satisfy the present invention, but the steel composition does not satisfy the present invention, it can be confirmed that the strength is low or the low-temperature toughness deteriorated.
  • Comparative Example 3 is a case where the content of C is not sufficient, ferrite grains are coarsened during rolling and heat treatment, and sufficient strength cannot be secured.
  • Comparative Example 4 is a case where the content of C is excessive, the hardening phase fraction is more than 18%, the yield ratio is lowered as the fraction of the MA phase is also significantly increased, and eventually the impact transition temperature after 5% cold deformation was high.
  • Comparative Example 5 is a case in which the content of Ti is excessive, in which excessively added Ti is formed as a coarse TiN precipitate compared to the added N, which acts as a starting point of the crack during impact after 5% cold deformation, thereby increasing the impact transition temperature. Results were obtained and the low temperature toughness of the weld heat affected zone was also degraded.
  • Comparative Example 7 is a case where the content of N is excessive, the transition temperature after 5% cold deformation is high as the excessively added N compared to the added Ti is present in the solid state N after the normalizing heat treatment or after welding, The low temperature toughness of the weld heat affected zone was also degraded.
  • Comparative Example 8 is a case where the content of N is insufficient, the content of N is insignificant compared to the added Ti, coarse as the TiN precipitate is formed at a higher temperature, and as it cannot contribute to grain refinement, 5% cold deformation The subsequent transition temperature appeared high and the low temperature toughness of the weld heat affected zone also deteriorated.

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Abstract

본 발명은 압력용기, 해양구조용 등의 소재로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.012~0.030%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.006~0.012%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 혼합조직을 포함하고, MA상의 분율이 3.5% 이하(0% 제외)인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
본 발명은 압력용기, 해양구조용 등의 소재로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근들어, 에너지 자원의 고갈로 인해 채굴지역이 점차 심해지역이나 극한 한랭지역으로 이동하고 있으며, 이에 따라 채굴 및 저장 설비의 대형화와 더불어 복잡화되고 있다. 이에 사용되는 강재는 중량의 감소를 위해 고강도 및 설비 안정성의 확보를 위해 저온 인성이 우수할 것이 요구된다.
한편, 위와 같이 강도 및 인성이 확보된 강재를 강관이나 기타 복잡한 구조물로 제작하는 과정에서 냉간 변형되는 경우가 크게 증가하고 있어, 상기 강재는 냉간 변형에 의한 변형시효에 따른 인성의 감소를 최소화할 필요가 있다.
변형시효에 의해 인성이 감소되는 매커니즘은 다음과 같다. 샤르피 충격시험으로 측정되는 강재의 인성은 그 시험온도에서의 항복강도와 파괴강도 간의 상관관계로 설명되는데, 만일 시험온도에서 강재의 항복강도가 파괴강도보다 크면 강재는 연성파괴없이 취성파괴가 발생하여 충격 에너지 값이 열위되는 반면, 항복강도가 파괴강도보다 작으면 강재는 연성으로 변형되어 가공 경화되면서 충격에너지를 흡수하다가 항복강도가 파괴강도에 이르게 되면 취성파괴로 변하게 된다. 즉, 항복강도와 파괴강도 간의 차이가 클수록 강재가 연성으로 변형하는 양이 증가하여 흡수하는 충격에너지가 증가하게 되는 것이다. 따라서, 강재를 강관이나 기타 복잡한 구조물로의 제작을 위해 냉간 변형하게 되면, 변형이 지속될수록 강재의 항복강도가 증가하여 결국 파괴강도와의 차이가 작아져 충격인성의 저하가 수반된다.
이에, 냉간 변형에 의한 인성을 저하를 방지하기 위하여 종래에는, 변형 후 시효현상에 의한 강도 증가를 억제하기 위해 강재 내에 고용되는 탄소(C) 또는 질소(N)의 양을 최소화하거나, 이들을 석출시키는 원소(ex, 티타늄(Ti), 바나듐(V) 등)를 최소량 이상으로 첨가하는 방법, 냉간 변형 후에 SR(Stress Relief) 열처리를 실시하여 강재 내부에 생성된 전위 등을 감소시켜 가공 경화에 의해 증가된 항복강도를 낮추는 방법, 저온에서 강재의 연성을 증가시키기 위하여 적층결함에너지(Stacking fault energy)를 낮춰 전위의 이동이 용이하도록 하는 원소(ex, 니켈(Ni) 등)을 첨가하는 방법 등이 제안되고, 적용되고 있다.
하지만, 지속적으로 구조물 등이 대형화, 복잡화됨에 따라, 강재에 요구되는 냉간 변형량이 증가하고 있고, 사용환경의 온도도 북극해 정도의 수준으로 낮아지고 있어, 종래의 방법들로는 상기 강재의 변형시효에 의한 인성 저하를 효과적으로 방지하기 어려운 문제가 있다.
뿐만 아니라, 구조물 등의 생산성에 가장 큰 영향을 주는 용접 프로세스의 효율을 높이기 위해서는 용접 입열량을 높여 용접 패스수를 줄여야 할 것인데, 용접 입열량이 증가할수록 용접 열영향부의 조직이 조대해지고, 이는 결국 저온에서의 충격특성이 열화하는 문제가 있다.
(비특허문헌 1) 저탄소강선재의 변형시효에 미치는 Ti첨가의 영향 (오치아이이쿠오, 오오바히로시, 철과 강 제75년(1989) 제4호, P. 642~)
(비특허문헌 2) The effect of processing variables on the mechanical properties and strain ageing of high-strength low-alloy V and V-N steels (V. K. Heikkinen and J. D. Boyd, CANADIAN METALLURGICAL QUARTERLY Volume 15 Number 3 (1976), P. 219~)
본 발명의 일 측면은, 고강도 및 고인성의 확보는 물론이고, 냉간 변형에 의한 강도 증가를 최소화할 수 있으며, 용접 열영향부 충격특성이 우수하여 압력용기, 해양구조용 등의 소재로서 적합하게 적용할 수 있는 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.012~0.030%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.006~0.012%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 혼합조직을 포함하고, 상기 MA 상의 분율이 3.5% 이하(0% 제외)인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1080~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 압연 종료온도가 780℃ 이상이 되도록 제어 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 공냉 또는 수냉으로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 열연강판을 850~960℃의 온도범위에서 노멀라이징 열처리하는 단계를 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 저온에서의 변형시효 충격특성이 우수할 뿐만 아니라, 용접 열영향부 충격특성이 우수하고, 동시에 고강도가 구비된 열처리 강재를 제공할 수 있으며, 상기 강재는 대형화 및 복잡화 추세에 있는 압력용기, 해양구조용 등의 소재로서 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따른 강재의 인장곡선에서 하부 항복강도와 인장강도를 나타낸 그래프이다.
본 발명자들은 압력용기, 해양구조물 등의 소재로 사용되는 강재에 대한 냉간 변형량이 지속적으로 증가함에 따라, 변형시효에 의한 강재의 인성 저하를 방지하면서, 고강도 및 고인성을 갖고, 용접 열영향부의 저온 인성이 우수하여 생산성을 향상시킬 수 있는 강재의 개발을 위해 깊이 연구한 결과, 강 성분조성 및 제조조건의 최적화로부터 상술한 물성을 확보하는데에 유리한 미세조직을 갖는 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특히, 본 발명의 강재는 강 성분조성 중 MA 상 형성에 영향을 미치는 원소들의 함량을 최적화하여 강의 인성이 확보되는 범위로 MA 상(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)을 최소화함으로써 변형시효에 의한 인성 저하를 유효하게 방지할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른, 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.012~0.030%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.006~0.012%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외)를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 고강도 강재의 합금성분을 상기와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.04~0.14%
탄소(C)는 강의 강도 확보에 유리한 원소로서, 펄라이트 또는 니오븀(Nb), 질소(N) 등과 결합하여 탄·질화물로 존재하여 인장강도를 확보하는데에 주요한 원소이다. 이러한 C의 함량이 0.04% 미만이면 기지(matrix) 상의 인장강도가 저하될 수 있어 바람직하지 않으며, 반면 그 함량이 0.14%를 초과하게 되면 펄라이트가 과도하게 생성되어 저온에서의 변형시효 충격특성을 열화시킬 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.04~0.14%로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.05~0.60%
실리콘(Si)은 강의 탈산, 탈황 효과와 더불어 고용 강화의 목적으로 첨가되는 원소로서, 항복강도 및 인장강도의 확보를 위해서는 0.05% 이상으로 첨가됨이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.60%를 초과하게 되면 용접성 및 저온 충격특성이 저하되고, 강 표면이 쉽게 산화되어 산화 피막이 심하게 형성될 수 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.05~0.60%로 제한함이 바람직하다.
Mn: 0.6~1.8%
망간(Mn)은 고용 강화에 의한 강도 증가효과가 크므로 0.6% 이상 첨가함이 바람직하다. 다만, 이러한 Mn의 함량이 과다해지면 강판 두께방향 중심부에 편석(segrigation)이 심해지며, 동시에 편석된 S과 함께 비금속 개재물인 MnS의 형성을 조장한다. 중심부에 생성된 MnS 개재물은 압연에 의해 연신되어 결과적으로 저온 인성 및 내 라멜라 테어(Lamella tear) 특성을 크게 저해하는 문제가 있으므로 상기 Mn의 함량을 1.8% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 0.6~1.8%로 제한함이 바람직하다.
Sol.Al: 0.005~0.06%
가용성 알루미늄(Sol.Al)은 상기 Si과 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제로 사용되며, 단독 혹은 복합 탈산시에 최소 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 탈산의 결과물로 생성되는 산화성 개재물 중 Al2O3의 분율이 필요 이상으로 증가하게 되며 그 크기도 조대해져 정련 중에 제거가 용이하지 못하게 되며, 이는 결국 저온 인성을 크게 감소시키게 되므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 Sol.Al의 함량은 0.005~0.06%로 제한함이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.05%
니오븀(Nb)은 슬라브 재가열시 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 열간압연시 미세한 탄·질화물(Nb,Ti)(C,N)로 석출되어 압연 또는 냉각 중의 재결정을 억제하여 최종 미세조직을 미세하게 형성하는 효과가 크다. 또한, 이러한 Nb의 첨가량이 증가할수록 베이나이트 또는 MA 형성을 촉진시켜 강도를 증가시키는 효과가 있으나, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면, 과잉의 MA 형성 및 두께 방향 중심부에 조대한 석출물을 형성하기 쉬워져 강재의 중심부 저온 인성을 저해하는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 Nb의 함량은 0.005~0.05%로 제한함이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.02% 이상, 보다 더 유리하게는 0.022% 이상으로 제한함이 바람직하다.
V: 0.01% 이하(0%는 제외)
바나듐(V)은 슬라브 재가열시 거의 모두 재고용되어 압연, 노멀라이징 열처리 후의 상태에서는 석출 또는 고용에 의한 강도 증가 효과가 거의 없다. 또한, 상기 V은 고가의 원소로 다량 첨가시 원가상승을 유발하는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 0.01% 이하로 첨가함이 바람직하다.
Ti: 0.012~0.030%
티타늄(Ti)은 고온에서 주로 TiN 형태로 육각면체의 석출물로 존재하거나, Nb 등과 같이 탄·질화물(Nb,Ti)(C,N) 석출물을 형성하여 용접 열영향부의 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.012% 이상으로 Ti을 첨가함이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 0.030%를 초과하게 되면 강재 두께 방향 중심부에 필요 이상으로 조대한 탄·질화물이 생성되어 파괴 균열의 개시점으로 작용함에 따라 오히려 용접 열영향부 충격특성을 크게 감소시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.012~0.030%로 제한함이 바람직하다.
Cu: 0.01~0.4%
구리(Cu)는 고용 및 석출에 의해 강도를 크게 향상시킬 수 있고, 변형시효 충격특성을 크게 해하지 않는 효과가 있는 원소이지만, 과도하게 첨가될 경우 강 표면에 크랙을 유발하며, 고가의 원소이므로, 이를 고려하여 0.01~0.4%로 그 함량을 제한함이 바람직하다.
Ni: 0.01~0.6%
니켈(Ni)은 강도 증대 효과는 거의 없으나, 저온에서의 변형시효 충격특성 향상에 효과적이고, 특히 Cu를 첨가하는 경우에 슬라브 재가열시 발생하는 선택적 산화에 의한 표면 크랙을 억제하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.01% 이상으로 Ni을 첨가함이 바람직하나, 고가의 원소로 경제성을 고려하여 0.6% 이하로 제한함이 바람직하다.
Cr: 0.01~0.2%
크롬(Cr)은 고용에 의한 항복강도 및 인장강도를 증대시키는 효과는 작으나, 템퍼링 또는 용접 후 열처리 동안의 시멘타이트 분해속도를 늦춤으로써 강도 하락을 방지하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.01% 이상으로 Cr을 첨가함이 바람직하나, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접 열영향부의 저온 인성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
Mo: 0.001~0.3%
몰리브덴(Mo)은 열처리 후 냉각과정에서 변태를 지연시켜 결과적으로 강도를 크게 증가시키는 효과가 있고, 또한 Cr과 같이 템퍼링 또는 용접 후 열처리 동안의 강도 하락 방지에 유효하며, P 등의 불순물의 입계 편석에 의한 인성 저하를 방지하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.001% 이상으로 첨가함이 바람직하나, 이 역시 고가 원소로서 과도하게 첨가할 경우 경제적으로 불리한 단점이 있으므로 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다.
Ca: 0.0002~0.0040%
Al 탈산 후 칼슘(Ca)을 첨가하게 되면, MnS로 존재하는 S과 결합하여 MnS 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 강재의 중심부 균열 크랙을 억제하는 효과가 있다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 S을 CaS로 충분히 형성시키기 위해서는 0.0002% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.0040%를 초과하게 되면 CaS를 형성하고 남은 Ca이 O와 결합하여 조대한 산화성 개재물이 생성되고, 이는 압연에서 연신, 파절되어 균열 개시점으로 작용하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Ca의 함량은 0.0002~0.0040%로 제한함이 바람직하다.
N: 0.006~0.012%
질소(N)는 첨가된 Nb, Ti, Al 등과 결합하여 석출물을 형성함으로써 강의 결정립을 미세화시켜 모재의 강도 및 인성을 향상시키는 효과가 있으나, 그 함량이 과다할 경우 석출물을 형성하고 남은 N가 원자상태로 존재하여 냉간 변형 후의 시효현상을 일으켜 저온 인성을 감소시키는 가장 대표적인 원소로 알려져 있다. 또한, 연속주조에 의한 슬라브 제조시 고온에서의 취화로 인해 표면부 크랙을 조장하는 문제가 있다.
따라서, 이를 고려하여 본 발명에서는 N의 함량은 0.006~0.012%로 제한함이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.006% 이상 0.010% 미만으로 제한함이 바람직하다.
P: 0.02% 이하(0%는 제외)
인(P)은 첨가시 강도를 증가시키는 효과가 있으나, 본 발명의 열처리 강에 있어서는 상기 강도 증가 효과에 비해 입계 편석에 의해 저온 인성을 크게 해치는 원소이므로 최대한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 다만, 제강공정에서 상기 P을 과다하게 제거하기 위해서는 상당한 비용이 소요되므로, 물성에 영향을 미치지 않는 범위, 즉 0.02% 이하로 제한함이 바람직하다.
S: 0.003% 이하(0%는 제외)
황(S)은 Mn과 결합하여 주로 강판의 두께 방향 중심부에 MnS 개재물을 생성시켜 저온 인성을 저해하는 대표적인 요인이다. 따라서, 저온에서의 변형시효 충격특성을 확보하기 위해서는 상기 S의 함량을 최대한 낮게 관리하는 것이 바람직하나, 이러한 S을 과다하게 제거하기 위해서는 상당한 비용이 소요되므로, 물성에 영향을 미치지 않는 범위 즉, 0.003% 이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금 성분조성을 만족하는 본 발명의 고강도 강재는 미세조직으로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 혼합조직을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 조직 중 페라이트는 강재의 연성 변형을 가능하게 하는 가장 중요한 조직으로서, 이러한 페라이트를 주상으로 포함하면서, 평균 크기를 15㎛ 이하로 미세하게 제어함이 바람직하다. 이와 같이, 페라이트 결정립을 미세하게 함으로써 결정립계를 증가시켜 균열의 전파를 억제할 수 있으며, 강재의 기본적인 인성이 향상될 뿐만 아니라, 냉간 변형시 가공경화 속도를 낮추는 효과에 의한 강도 증가를 최소화할 수 있어 변형시효 충격특성도 동시에 향상시킬 수 있다.
상기 페라이트를 제외한 상기 펄라이트, 베이나이트, MA 등을 포함하는 경질상들은 강재의 인장강도를 증가시켜 고강도를 확보하는데 유리하지만, 높은 경도로 인해 파괴의 개시점 또는 전파 경로가 되어 변형시효 충격특성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 그 분율을 제어함이 바람직하며, 상기 경질상들의 분율 합을 18% 이하(0% 제외)로 제한함이 바람직하다.
특히, MA 상은 강도가 가장 높고, 변형에 의해 취성이 강한 마르텐사이트로 변태하므로 저온 인성을 가장 크게 저해하는 요소이다. 따라서, MA 상의 분율을 3.5% 이하(0% 제외)로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.0~3.5%로 제한할 수 있다.
한편, 상기와 같은 미세조직을 갖는 본 발명의 고강도 강재는 첨가된 원소들 중 Nb, Ti, Al 등에 의해 생성되는 탄·질화물을 포함하며, 상기 탄·질화물은 압연, 냉각, 열처리 과정 중에 결정립 성장을 억제하여 미세하게 할 뿐만 아니라, 대입열 용접시의 용접 열영향부의 결정립 성장을 억제하는 중요한 역할을 한다. 그 효과를 최대화하기 위해서는 300nm 이하의 평균 크기를 갖는 탄·질화물을 무게 비율로 0.01% 이상, 바람직하게는 0.01~0.06%로 포함함이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 상술한 합금 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 제조한 다음, 이를 이용하여 본 발명에서 목표로 하는 미세조직, 탄화물 조건 등을 만족하는 강재를 얻기 위해서는 열간압연(제어 압연), 냉각 및 노멀라이징 열처리 공정을 행하는 것이 바람직하다.
이에 앞서, 제조된 강 슬라브를 재가열하는 공정을 거치는 것이 바람직하다.
이때, 재가열 온도는 1080~1250℃로 제어하는 것이 바람직한데, 재가열 온도가 1080℃ 미만이면 연주 중에 슬라브 내 생성된 탄화물 등의 재고용이 어렵게 된다. 따라서, 본 발명에서 첨가된 Nb이 50% 이상 재고용될 수 있는 온도 이상으로 실시함이 바람직하다. 다만, 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대해져 최종 제조된 강재의 강도 및 인성 등의 기계적 물성이 크게 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 재가열 온도는 1080~1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 마무리 압연공정은 제어 압연인 것이 바람직하며, 바람직하게는 압연 종료온도를 780℃ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.
통상적인 압연 공정으로 압연할 경우 압연 종료온도는 820~1000℃ 정도이나, 이를 780℃ 미만으로 낮추게 되면 압연 중에 Mn 등이 편석되지 않은 영역에서 소입성이 낮아져 압연 중에 페라이트가 생성되고, 이와 같이 페라이트가 생성됨에 따라 고용되어 있는 C 등은 잔여 오스테나이트 영역으로 편석되어 농화된다. 이에 따라, 압연 후 냉각 동안에 C 등이 농화된 영역은 베이나이트, 마르텐사이트 또는 MA 상으로 변태되어, 페라이트와 경화조직으로 구성되는 강한 층상구조가 생성된다. C 등이 농화된 층의 경화조직은 높은 경도를 가질 뿐만 아니라 MA 상의 분율도 크게 증가하게 된다. 이와 같이, 경화조직의 증가와 층상구조로의 배열에 의해 저온 인성을 감소시키게 되므로, 압연 종료온도를 780℃ 이상으로 제어함이 바람직하다.
상기한 바에 따라 제어 압연하여 얻은 열연강판을 공냉 또는 수냉으로 냉각한 다음, 일정 온도범위에서 노멀라이징 열처리하여 목표로 하는 물성을 갖는 강재를 제조할 수 있다.
상기 노멀라이징 열처리는 850~960℃의 온도범위에서 일정 시간 동안 유지한 후 공기 중에서 냉각시키는 것이 바람직하다. 만일, 노멀라이징 열처리 온도가 850℃ 미만이면 펄라이트, 베이나이트 내의 시멘타이트와 MA 상의 재고용이 어려워 고용된 C가 감소하게 됨에 따라 강도의 확보가 어려워질 뿐만 아니라, 최종적으로 남은 경화상이 조대하게 잔류하게 되어 변형시효 충격인성도 크게 나빠지게 된다. 반면, 그 온도가 960℃를 초과하게 되면 결정립 성장이 일어나 변형시효 충격특성을 저해하는 문제가 있다.
상기의 온도범위에서 노멀라이징 열처리를 행하는 경우, {(1.3×t)+(10~60)}분 (여기서, 't'는 강재 두께(mm)를 의미함) 동안 유지함이 바람직한데, 유지시간이 상기 시간 미만이면 조직의 균일화가 어려워지고, 상기 시간을 초과하게 되면 생산성이 저해되는 문제가 있다.
상술한 바에 따라 얻어지는 고강도 강재는 강도 및 인성이 우수할 뿐만 아니라, 냉간 변형시 변형시효에 의한 인성 저하를 효과적으로 방지할 수 있으며, 용접 열영향부에서의 충격특성도 우수하게 확보할 수 있다. 특히, 열처리 이후의 항복비(YS(하부 항복강도)/TS(인장강도))가 0.65~0.80로 확보될 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.
(실시예)
하기 표 1의 성분조성을 갖는 강 슬라브를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 재가열, 열간압연 및 노멀라이징 열처리를 행하여 최종 두께 6mm 이상의 열연강판을 제조하였다.
상기 제조된 각각의 열연강판에 대해 미세조직 분율, 크기와 탄·질화물 분율 및 크기를 측정하였다. 또한, 각 열연강판의 강도(인장강도 및 항복강도)와 변형시효 충격특성을 대표할 수 있는 냉간 변형량 5% 인장 후 250℃에서 1시간 시효시킨 상태에서 측정된 샤르피 충격천이온도를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
각 열연강판의 미세조직은 강판 단면을 경면으로 폴리싱한 후 목적에 따라 나이탈(Nital) 또는 레페라(Lepera)로 에칭하여, 시편의 일정 면적을 광학 또는 주사전자현미경으로 배율 100~500배로 이미지를 측정한 다음, 측정된 이미지로부터 이미지 분석 프로그램(image analyzer)을 사용하여 각 상의 분율을 측정하였다. 통계적으로 의미있는 값을 얻기 위해, 동일한 시편에 대해 위치를 변경하여 반복 측정하고, 그 평균값을 구하였다.
평균 크기 300mm 이하의 미세 탄·질화물의 분율은 추출잔사법으로 측정하였다.
인장 특성값은 통상의 인장시험으로 구해진 공칭 변형률-공칭 응력 곡선으로부터 각각 하부 항복강도, 인장강도, 항복비(하부 항복강도/인장강도)를 측정하였으며, 변형시효 충격 특성값은 인장변형율로 0%, 5%, 8%를 사전에 부가하고, 연신된 시편을 250℃에서 1시간 시효시킨 후 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 실시하여 측정하였다.
용접 평가는 각각의 열연강판에 대해, 구조용 강재의 접합에 널리 사용되는 서브머지드 아크 용접(Submerged Arc Welding, SAW)법을 이용하여 7~50kJ/cm의 입열량의 범위로 다층용접하여 접합부 시편을 제작하고, 용접 열영향부(HAZ)가 샤르피 충격시편의 노치(notch)에 해당되도록 충격시편을 가공하여 저온에서의 충격흡수 에너지 값을 측정하였다.
강종 성분조성(중량%)
C Si Mn P S Sol.Al Cu Ni Cr Mo Ti Nb V N Ca
1 0.069 0.42 1.59 0.011 0.0014 0.029 0.19 0.30 0.08 0.11 0.013 0.026 0.003 0.0073 0.0010
2 0.111 0.37 1.44 0.013 0.0026 0.037 0.06 0.07 0.15 0.04 0.021 0.031 0.003 0.0097 0.0022
3 0.037 0.40 1.66 0.011 0.0023 0.040 0.17 0.05 0.06 0.12 0.017 0.026 0.003 0.0069 0.0024
4 0.167 0.30 0.86 0.012 0.0026 0.022 0.04 0.17 0.09 0.08 0.022 0.014 0.002 0.0093 0.0014
5 0.111 0.41 1.50 0.017 0.0010 0.034 0.08 0.05 0.13 0.08 0.037 0.018 0.004 0.0083 0.0021
6 0.064 0.45 1.26 0.007 0.0010 0.021 0.11 0.06 0.07 0.07 0.021 0.003 0.003 0.0077 0.0009
7 0.091 0.24 1.35 0.006 0.0015 0.011 0.22 0.13 0.14 0.07 0.018 0.021 0.002 0.0190 0.0017
8 0.136 0.27 1.57 0.007 0.0023 0.014 0.34 0.08 0.05 0.02 0.023 0.028 0.001 0.0040 0.0009
강종 제품두께(mm) 재가열 온도(℃) 압연 종료온도(℃) 노멀라이징온도(℃) 노멀라이징시간(min) 용접입열량(kJ/cm) 구분
1 100.0 1191 990 906 155 50 발명예 1
2 76.0 1175 927 906 119 45 발명예 2
2 76.0 1190 913 904 128 45 발명예 3
1 76.0 1156 760 920 42 45 비교예 1
2 76.0 1037 894 915 126 45 비교예 2
3 25.0 1172 938 916 95 7 비교예 3
4 51.0 1157 991 889 93 35 비교예 4
5 100.0 1186 949 926 155 50 비교예 5
6 76.0 1172 890 906 115 35 비교예 6
7 51.0 1164 945 928 82 25 비교예 7
8 76.0 1108 868 913 59 35 비교예 8
구분 미세조직 기계적 물성
F 분율(%) F 크기(㎛) 경화상분율(%) MA분율(%) 탄·질화물 분율(%) 하부 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 항복비 5% 변형시효 DBTT 온도(℃) HAZ 충격에너지(J, -40℃)
발명예 1 92.0 9.8 8.0 2.8 0.036 384 509 0.75 -61 92
발명예 2 87.2 9.0 12.8 3.3 0.040 378 543 0.70 -59 87
발명예 3 86.5 9.9 13.5 2.3 0.059 375 526 0.71 -54 81
비교예 1 92.2 8.7 7.8 1.9 0.014 390 561 0.70 -34 71
비교예 2 87.0 9.0 13.0 3.0 0.042 319 448 0.71 -51 85
비교예 3 97.0 17.3 3.0 1.7 0.013 339 430 0.79 -77 123
비교예 4 79.9 8.9 20.1 3.9 0.028 377 617 0.61 -32 26
비교예 5 86.2 8.6 13.8 3.0 0.027 383 531 0.72 -28 25
비교예 6 93.3 9.3 6.7 1.3 0.008 339 457 0.74 -66 112
비교예 7 89.8 9.4 10.2 2.3 0.016 356 465 0.77 -31 21
비교예 8 83.5 10.4 16.5 2.4 0.022 397 561 0.71 -36 16
(상기 표 3에서 'F 분율'은 페라이트 분율을 의미하며, 'F 크기'는 페라이트 결정립 평균 크기를 의미한다.
또한, 상기 경화상 분율(%)은 탄·질화물 분율(%)을 포함하여 나타낸 것이다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3의 열연강판은 고강도일 뿐만 아니라, 냉간 변형 후에도 우수한 저온 인성을 확보하고, 대입열 용접 후 용접 열영향부 저온 인성을 우수하게 확보함으로써, 대형화 및 복잡화 추세에 있는 압력용기, 해양구조물 등에 적합하게 사용할 수 있다.
반면, 강 성분조성은 본 발명을 만족하지만, 재가열 후 열간압연시 압연 종료온도가 너무 낮은 비교예 1의 경우에는 페라이트와 경화조직으로 구성되는 강한 층상구조가 생성됨에 따라 저온 인성이 감소하여 5% 냉간 변형 후의 충격천이온도가 -34℃로 높게 나타났다.
또한, 재가열 온도가 너무 낮은 비교예 2의 경우에는 첨가된 Nb이 충분히 재고용되지 못하여 Nb에 의한 상변태 제어나 석출에 의한 강화 효과가 현저히 낮아 하부 항복강도가 350MPa 미만, 인장강도가 500MPa 미만이었다.
한편, 비교예 3 내지 7은 제조조건은 본 발명을 만족하나, 강 성분조성이 본 발명을 만족하지 못한 경우로서, 강도가 낮거나 저온 인성이 열화한 것을 확인할 수 있다.
이 중, 비교예 3은 C의 함량이 충분치 못한 경우로서, 압연, 열처리시 페라이트 결정립이 조대하게 생성되어 충분한 강도를 확보할 수 없었다.
비교예 4는 C의 함량이 과도한 경우로서, 경화상 분율이 18%를 초과하고, MA 상의 분율도 크게 증가함에 따라 항복비가 낮아지고, 결국 5% 냉간 변형 후의 충격천이온도가 높게 나타났다.
비교예 5는 Ti의 함량이 과도한 경우로서, 첨가된 N에 대비해서 과도하게 첨가된 Ti가 조대한 TiN 석출물로 생성되어 5% 냉간 변형 후의 충격시 크랙의 개시점으로 작용하여 충격천이온도를 높이는 결과가 도출되었으며, 용접 열영향부 저온 인성도 열화하였다.
비교예 6은 Nb의 함량이 불충분한 경우로서, Nb 재고용에 의한 상변태 지연으로 인해 결정립 미세화 및 석출물 생성에 의한 강도 강화 효과가 발현되지 못하여 강도가 열위하였다.
비교예 7은 N의 함량이 과다한 경우로서, 첨가된 Ti에 비해 과도하게 첨가된 N가 노멀라이징 열처리 후 또는 용접 후에도 고용된 상태의 N로 존재하게 됨에 따라 5% 냉간 변형 후의 천이온도가 높게 나타나고, 용접 열영향부 저온 인성도 열화하였다.
비교예 8은 N의 함량이 불충분한 경우로서, 첨가된 Ti에 비해 N의 함량이 미미하여 TiN 석출물이 더 높은 온도에서 생성됨에 따라 조대하게 되고, 결정립 미세화에 기여할 수 없게 됨에 따라, 5% 냉간 변형 후의 천이온도가 높게 나타나고, 용접 열영향부 저온 인성도 열화하였다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.012~0.030%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.006~0.012%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 혼합조직을 포함하고, 상기 MA 상의 분율이 3.5% 이하(0% 제외)인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 니오븀(Nb)을 0.02~0.05%로 포함하고, 질소(N)를 0.006% 이상 0.010% 미만으로 포함하는 것인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 페라이트를 제외한 나머지 상의 분율 합이 18% 이하(0% 제외)인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 페라이트 결정립 크기가 평균 15㎛ 이하인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 탄·질화물을 포함하고, 평균 크기가 300nm 이하인 탄·질화물을 무게 비율로 0.01% 이상 포함하는 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 항복비(YS(하부 항복강도)/TS(인장강도))가 0.65~0.80인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.14%, 실리콘(Si): 0.05~0.60%, 망간(Mn): 0.6~1.8%, 가용성 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 바나듐(V): 0.01% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.012~0.030%, 구리(Cu): 0.01~0.4%, 니켈(Ni): 0.01~0.6%, 크롬(Cr): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0002~0.0040%, 질소(N): 0.006~0.012%, 인(P): 0.02% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1080~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 압연 종료온도가 780℃ 이상이 되도록 제어 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 공냉 또는 수냉으로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각 후 열연강판을 850~960℃의 온도범위에서 노멀라이징 열처리하는 단계
    를 포함하는 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 니오븀(Nb)을 0.02~0.05%로 포함하고, 질소(N)를 0.006% 이상 0.010% 미만으로 포함하는 것인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 노멀라이징 열처리는 {(1.3×t)+(10~60)}분 (여기서, 't'는 강재 두께(mm)를 의미함) 동안 행하는 것인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 재가열된 강 슬라브는 상기 Nb의 50% 이상이 재고용된 것인 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017105109A1 (ko) * 2015-12-15 2017-06-22 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2019037749A1 (zh) * 2017-08-23 2019-02-28 宝山钢铁股份有限公司 一种低温压力容器用钢及其制造方法
CN111225987A (zh) * 2017-10-11 2020-06-02 株式会社Posco 具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法
EP3719162A4 (en) * 2017-12-01 2020-11-18 Posco HIGH-STRENGTH STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT HYDROGEN-INDUCED CRACKING RESISTANCE AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AS WELL AS THE PROCESS FOR ITS MANUFACTURING
EP3835448A4 (en) * 2018-08-07 2021-07-07 Posco STEEL FOR PRESSURE VESSELS WITH EXCELLENT SURFACE QUALITY AND IMPACT RESISTANCE AND THE PROCESS FOR ITS MANUFACTURING
US11136653B2 (en) 2015-12-15 2021-10-05 Posco High-strength steel material having excellent low-temperature strain aging impact properties and welding heat-affected zone impact properties and method for manufacturing same

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102018133143A1 (de) * 2018-11-06 2020-05-07 Salzgitter Flachstahl Gmbh Innenhochdruck umgeformtes Bauteil aus Stahl und Verwendung eines Stahls für Vorprodukte zur Herstellung eines innenhochdruckumgeformten Bauteiles sowie Vorprodukt hierfür
KR102164074B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법
TWI690599B (zh) * 2019-06-06 2020-04-11 義守大學 銅-鎳-矽-鉻合金的銲接方法及合金成品的修補方法
CN113930674B (zh) * 2021-09-13 2022-07-22 广西柳州钢铁集团有限公司 焊瓶钢热轧板带hp295及其制造方法
CN114645209B (zh) * 2022-03-23 2022-10-11 新余钢铁股份有限公司 一种中高温压力容器用钢板及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110060449A (ko) * 2009-11-30 2011-06-08 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
KR20120074638A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법
KR20130076569A (ko) * 2011-12-28 2013-07-08 주식회사 포스코 황화물 응력균열 저항성 및 저온인성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
KR20140030465A (ko) * 2012-08-30 2014-03-12 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
KR20150124810A (ko) * 2014-04-29 2015-11-06 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2017104109A1 (ja) * 2015-12-17 2017-06-22 三洋電機株式会社 電池パック及び電池パックの製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR900004848B1 (ko) 1986-12-31 1990-07-08 포항종합제철 주식회사 노말라이징 열처리에 의한 비조질 고장력강의 제조방법
JP4317499B2 (ja) * 2003-10-03 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板およびその製造方法
JP5782827B2 (ja) * 2011-05-24 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法
KR101290356B1 (ko) 2011-09-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
JP2013078775A (ja) * 2011-10-03 2013-05-02 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管およびその製造方法
JP5516784B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
KR101412267B1 (ko) 2012-04-25 2014-07-02 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법
KR101412432B1 (ko) 2012-06-28 2014-06-27 현대제철 주식회사 압력용기 강재 제조 방법
JP5835625B2 (ja) * 2012-08-28 2015-12-24 新日鐵住金株式会社 ポリオレフィン被覆ｕｏｅ鋼管及びその製造方法
WO2015151468A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
KR101758484B1 (ko) 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR101758483B1 (ko) 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110060449A (ko) * 2009-11-30 2011-06-08 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
KR20120074638A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법
KR20130076569A (ko) * 2011-12-28 2013-07-08 주식회사 포스코 황화물 응력균열 저항성 및 저온인성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
KR20140030465A (ko) * 2012-08-30 2014-03-12 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
KR20150124810A (ko) * 2014-04-29 2015-11-06 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2017104109A1 (ja) * 2015-12-17 2017-06-22 三洋電機株式会社 電池パック及び電池パックの製造方法

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
IKUO OCHIAI; HIROSHI OHBA: "Effect of Ti addition on strain aging of low-carbon steel wire rod", IRON AND STEEL, vol. 75, no. 4, 1989, pages 642
See also references of EP3392366A4
V. K. HEIKKINEN; J. D. BOYD: "The effect of processing variables on the mechanical properties and strain ageing of high-strength low-alloy V and V-N steels", CANADIAN METALLURGICAL QUARTERLY, vol. 15, no. 3, 1976, pages 219

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017105109A1 (ko) * 2015-12-15 2017-06-22 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
US11136653B2 (en) 2015-12-15 2021-10-05 Posco High-strength steel material having excellent low-temperature strain aging impact properties and welding heat-affected zone impact properties and method for manufacturing same
WO2019037749A1 (zh) * 2017-08-23 2019-02-28 宝山钢铁股份有限公司 一种低温压力容器用钢及其制造方法
CN111225987A (zh) * 2017-10-11 2020-06-02 株式会社Posco 具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法
EP3719162A4 (en) * 2017-12-01 2020-11-18 Posco HIGH-STRENGTH STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT HYDROGEN-INDUCED CRACKING RESISTANCE AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AS WELL AS THE PROCESS FOR ITS MANUFACTURING
JP2021504582A (ja) * 2017-12-01 2021-02-15 ポスコＰｏｓｃｏ 耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JP7197582B2 (ja) 2017-12-01 2022-12-27 ポスコ 耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
EP3835448A4 (en) * 2018-08-07 2021-07-07 Posco STEEL FOR PRESSURE VESSELS WITH EXCELLENT SURFACE QUALITY AND IMPACT RESISTANCE AND THE PROCESS FOR ITS MANUFACTURING
US11624101B2 (en) 2018-08-07 2023-04-11 Posco Co., Ltd Steel for pressure vessel having excellent surface quality and impact toughness, and method for manufacturing same

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