WO2019098483A1 - 충격인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a low-temperature nickel (Ni) -containing steel material excellent in impact toughness utilizing a lower bainite and a method of manufacturing the same.
  • LNG Liquified Natural Gas
  • LNG consumption which was only 23 million tons in 6 countries, The scale has been doubling.
  • LNG storage containers are classified according to various criteria such as purpose of equipment (storage tank, transport tank), installation location, internal and external tank type. Among them, 9% Ni steel inner tank, membrane inner tank and concrete inner tank are divided according to the type of inner tank, that is, material and shape. In order to improve the stability of LNG carriers, 9% Ni steel Of LNG storage vessels is expanding from land storage tanks to transport tanks, global demand for 9% Ni steels is on the rise.
  • DQT Direct Quenching-Tempering
  • a preferred aspect of the present invention is to provide a low-temperature steel excellent in impact toughness at low temperatures.
  • Another preferred aspect of the present invention is a method for producing a low-temperature steel material excellent in impact toughness at low temperature by a method including a step of air-cooling after air-cooling after sintering, reheating a hot-rolled steel sheet, To provide a way to
  • a method of manufacturing a steel plate comprising: 0.02 to 0.08% of C, 6.0 to 7.5% of Ni, 0.5 to 0.9% of Mn, 0.03 to 0.15% of Si, 0.02 to 0.3% 0.1 to 0.3%, P: not more than 50 ppm, S: not more than 10 ppm, and the balance of Fe and other unavoidable impurities.
  • the microstructure of the area of 1/4 t (steel thickness) A low-temperature steel excellent in impact toughness including bainite, 3 to 15% of retained austenite and the remaining bare martensite having a particle size of 10 ⁇ (micrometer) or less at a high boundary angle of 15 degrees or more as measured by the EBSD method do.
  • the steel may have a retained austenite fraction at -196 ⁇ in an area percent of 3% or more.
  • the steel material is a low-temperature steel manufactured by a method including a step of reheating a slab, a step of air-cooling after a hot rolling, a step of austenite single-phase reverse-heat treatment, a step of an annealing after an annealing,
  • the area of the microstructure may comprise at least 10% of lower bainite, less than 5% of upper bainite, and the remaining martensite.
  • the steel may have an area percentage of 10 to 30% of the lower bainite.
  • the steel may have a yield strength of at least 585 MPa.
  • the steel may have a impact transition temperature of -196 < 0 > C or less.
  • the thickness of the steel may be between 5 and 50 mm.
  • a low-temperature steel produced by a method comprising a step of air-cooling after sintering, reheating, hot rolling, air cooling-austenite single phase reverse annealing, 0.02 to 0.3% of Cr, 0.1 to 0.3% of Cr, 50 ppm or less of P, 50 to 50 ppm of P, 0.02 to 0.08% of C, 6.0 to 7.5% of Ni, 0.5 to 0.9% 10% or less of Fe, and other unavoidable impurities, and the microstructure of the steel before the sintering step after the anomalous reverse heat treatment is 10% or more of the area of the lower bainite, 5% or less of the upper bainite and the remaining martensite , And the microstructure of the 1/4 t (steel thickness) region of the steel after the bake step contains 10 to 35% of Sorabite, 3 to 15% of retained austenite and the remaining bare martensite in terms of area% And the grain size of the high boundary angle of 15 degrees or
  • a steel sheet comprising, by weight, 0.02 to 0.08% of C, 6.0 to 7.5% of Ni, 0.5 to 0.9% of Mn, 0.03 to 0.15% of Si, 0.02 to 0.3% 0.1 to 0.3% of Cr, 50 ppm or less of P, 10 ppm or less of S and the balance Fe and other unavoidable impurities to a temperature of 1200 to 1100 ⁇ ;
  • Austenite single-phase reverse-phase heat-quenching step of reheating the steel material to a temperature of 800 to 950 ° C followed by water cooling;
  • the anisotropic single-phase inverse-heat-treated steel material is reheated to an aberrant temperature range of ferrite and austenite at 680 to 710 ° C and then water-cooled at a cooling rate of 10 to 40 ° C / sec.
  • a method for manufacturing a low-temperature steel excellent in impact toughness including a lower bainite of 10% or more, an upper bainite of 5% or less and a remaining martensite in terms of% of the microstructure of the steel material before the sintering step after the anomaly heat treatment / / RTI >
  • the bake can be carried out for 1.9t (t is the steel thickness, mm) + 40-80 minutes.
  • the fraction of the lower bainite of the steel may be 10 to 30% by area%.
  • the thickness of the steel may be 5 to 50 mm.
  • a method for manufacturing a low-temperature steel having excellent impact toughness at low temperature comprising the steps of reheating a hot-rolled steel sheet by hot-rolling, air-cooling austenite single phase reverse heat treatment, Can be manufactured.
  • the present invention can be suitably applied to a method for manufacturing a low-temperature steel material by a method including a step of air-cooling after sintering, reheating of hot-rolled steel sheets, air cooling-austenite single-
  • the present invention controls the cooling rate during the abnormal reverse annealing (Lamellarizing).
  • the cooling rate during the abnormal reverse annealing (Lamellarizing).
  • a low-temperature steel having excellent impact toughness comprises 0.02 to 0.08% of C, 6.0 to 7.5% of Ni, 0.5 to 0.9% of Mn, 0.03 to 0.15% of Si, (T: steel material thickness) region of the steel including 0.02 to 0.3%, Cr: 0.1 to 0.3%, P: 50 ppm or less, S: 10 ppm or less and the balance of Fe and other unavoidable impurities. 10 to 35% pearlite, 3 to 15% of retained austenite and the remaining pellets of martensite, and the grain size of the high boundary angle of not less than 15 degrees measured by the EBSD method is not more than 10 mu m (micrometer).
  • C is an element important for stabilizing the retained austenite by promoting the formation of martensite transformation and reducing the Ms temperature (martensite transformation temperature) to refine the grain size and diffusing into the grain boundary and the glass system at the time of bending, so that it is preferably added in an amount of 0.02% or more.
  • Ms temperature martensite transformation temperature
  • the upper limit of the content is preferably limited to 0.08%.
  • the martensite / bainite It is preferable that it is added in an amount of 6.0% or more in order to secure a fraction. However, when Ni is added in an amount exceeding 7.5%, it is difficult to produce bainite due to a high hardenability, and it is preferable to limit the Ni content to 6.0 to 7.5%.
  • Mn is an element that stabilizes the retained austenite by promoting the transformation of C / Ni and martensite / bainite to improve the strength of the steel and diffuse into the grain boundary system and the marble system at the time of bending, so that it is preferable that Mn is added by 0.5% or more.
  • the manganese content is preferably limited to 0.5 to 0.9%.
  • Si serves as a deoxidizing agent and also suppresses the formation of carbide during sintering to improve the stability of the retained austenite
  • Si is contained in an amount of 0.03% or more.
  • the Si content is preferably limited to 0.03 to 0.15%.
  • Mo is a hardenable element, which promotes martensite / bainite formation upon cooling.
  • Mo can actually enhance hardenability.
  • the hardenability may excessively increase to cause a decrease in toughness due to the formation of bainite and increase in strength, and further a decrease in toughness due to precipitation of Mo carbide at the time of bending may occur. To 0.3%.
  • Cr is a hardenable element, which accelerates the formation of martensite / bainite during cooling, and it is necessary to add 0.1% or more to help secure strength through solid solution strengthening.
  • the hardenability may excessively increase, resulting in the formation of bainite and deterioration of toughness due to an increase in strength, and the toughness may be lowered due to precipitation of Cr carbide. .
  • P and S are elements which induce brittleness in grain boundaries or coarse inclusions and cause brittleness, which may cause a problem of lowering the impact toughness at the time of plowing. Therefore, in the present invention, P and S are limited to not more than 50 ppm and S not more than 10 ppm .
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that this can not be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary steel making process, not all of them are specifically mentioned in this specification.
  • the low-temperature steel material having excellent impact toughness has a microstructure in a 1/4 t (steel material thickness) area of the steel in an area of 10 to 35% of Sorabite, 3 to 15%
  • the residual austenite and the remaining bare martensite, and the grain size of the high boundary angle of not less than 15 degrees measured by the EBSD method is not more than 10 mu m (micrometer).
  • the impact toughness may decrease.
  • the grain size of the high boundary angle of 15 degrees or more measured by the EBSD method is more than 10 mu m (micrometer)
  • the steel may have a retained austenite fraction at -196 ⁇ in an area percent of 3% or more.
  • the steel material is a low-temperature steel manufactured by a method including a step of reheating a slab, a step of air-cooling after a hot rolling, a step of austenite single-phase reverse-heat treatment, a step of an annealing after an annealing, Of the microstructure may contain at least 10% of the lower bainite, less than 5% of the upper bainite and the remaining martensite in terms of area%.
  • the microstructure of the steel material before the bake treatment after the backside heat treatment is less than 10% and the lower bainite is less than 10%, the residual austenite is less than 3% and the impact toughness is lowered. Or more of the lower bainite.
  • the upper limit of the fraction of the lower bainite may be limited to 30%.
  • the microstructure of the steel before the bake treatment after the backside heat treatment quenching includes the upper bainite in an area percent exceeding 5%, there is a possibility that the impact toughness due to the coarsening may be lowered. Therefore, It is preferable to include a nitride.
  • the steel material of the present invention can have a yield strength of 585 MPa or more.
  • the steel material of the present invention may have a shock transition temperature of -196 ⁇ or lower.
  • the steel material of the present invention may have a thickness of 5 to 50 mm.
  • a method for producing a low-temperature steel excellent in impact toughness is characterized by comprising 0.02 to 0.08% of C, 6.0 to 7.5% of Ni, 0.5 to 0.9% of Mn, 0.15%, Mo: 0.02-0.3%, Cr: 0.1-0.3%, P: 50 ppm or less, S: 10 ppm or less, and other Fe and other unavoidable impurities to a temperature of 1200 to 1100 ⁇ ;
  • Austenite single-phase reverse-phase heat-quenching step of reheating the steel material to a temperature of 800 to 950 ° C followed by water cooling;
  • the anisotropic single-phase inverse-heat-treated steel material is reheated to an aberrant temperature range of ferrite and austenite at 680 to 710 ° C and then water-cooled at a cooling rate of 10 to 40 ° C / sec.
  • the microstructure of the steel material before the squeezing step after the above-mentioned anomalous reverse heat treatment finishing step includes% by area% of the lower bainite, 5% or less of the upper bainite and the remaining martensite.
  • the steel slab thus formed is reheated.
  • the heating temperature at the time of reheating of the steel slab is preferably set to 1100 to 1200 ° C for removing the casting structure and homogenizing the casting structure.
  • the steel slab heated as described above is heated to adjust its shape, and then subjected to hot rolling (rough rolling and finish rolling) to obtain a steel material. It is possible to obtain an effect of reducing grain size through recrystallization of coarse austenite along with fracture of the cast structure such as dendrites formed during casting by hot rolling.
  • the hot rolling is not particularly limited, and can be performed by a conventional hot rolling process. For example, it may be performed to adjust the steel material thickness through a normal rolling process.
  • the steel material After completion of the hot rolling, the steel material is air-cooled to room temperature.
  • the above-described air-cooled steel material is heated to a single phase of austenite, heat-treated, and quenched by water cooling.
  • the purpose of the present quenching is to obtain a martensite / bainite structure having fine packets upon fineness of the austenite grain size upon cooling and cooling.
  • the heat treatment temperature of the main quenching 800 to 950 ⁇ .
  • austenite single-phase reverse-annealing-treated steel material is reheated as austenite and ferrite, and then heat-treated and then quenched.
  • This quenching is to further refine the microfabricated structure during the conventional anomaly heat treatment to obtain a grain size of 10 ⁇ m (micrometer) or less having a high boundary angle of 15 ° or more measured by EBSD, To obtain a microstructure including martensite and more than 10% of lower bainite and less than 5% of upper bainite.
  • the anomalous reverse heat treatment temperature is 680 to 710 DEG C so that the grain size having a high boundary angle of 15 DEG or more measured by EBSD is obtained to be 10 mu m (micrometer) or less by finely grinding the austenite grain size.
  • the quenching rate at the time of quenching is preferably set to 10 to 40 ° C / sec.
  • the microstructure of the steel after the anomalous reverse heat treatment finishing step includes at least 10% of lower bainite, less than 5% of upper bainite and the remaining martensite.
  • the bake can be carried out for 1.9t (t is the steel thickness, mm) + 40-80 minutes.
  • the cryogenic molten steel of the present invention improves the impact toughness by softening the base structure during squeezing, and also improves the impact toughness by producing a stable 3% or more of austenite at -196 ° C. Since residual stress due to rapid cooling rate at the time of quenching remains in the inside of the tissue, a blanching temperature of 570 DEG C or more is preferable in order to remove the residual stress and soften the matrix.
  • the temperature is higher than 600 ° C.
  • the stability of the austenite produced in the microstructure is lowered.
  • the austenite easily transforms into martensite at a cryogenic temperature and the impact toughness may be lowered. Therefore, It is preferable to set it to 600 deg.
  • the retained austenite fraction at -196 ⁇ after the bake step is 3% or more, and the grain size at a high boundary angle of 15 ⁇ or more as measured by the EBSD method is 10 ⁇ (micrometer) or less.
  • the method for producing a low-temperature steel excellent in impact toughness is characterized in that the fraction of the lower bainite after the anomaly treatment is 10% or more, the fraction of the upper bainite is less than 5% A residual austenite fraction of 3% or more at -196 ⁇ , a grain size at a high boundary angle of 15 degrees or higher measured by an EBSD method of 10 micrometers or less, a yield strength of 585 MPa or more and a shock transition temperature of -196 ⁇ or lower A steel material for a tank can be secured.
  • a 250 mm-thick steel slab having the composition shown in the following Table 1 was reheated to a temperature of 1150 ⁇ , followed by rough rolling and finish rolling to produce a steel material having a thickness of 25 mm.
  • the steel material was reheated at a temperature of 820 DEG C and then water-cooled to perform austenite single phase reverse heat treatment.
  • the steel was water-cooled at the cooling rate shown in Table 2 below and subjected to an anomalous reverse heat treatment.
  • the steel material subjected to the above-described anomalous reverse treatment was reheated at a temperature as shown in Table 2 and then cooled to 1.9 t (t: steel thickness, mm) + 60 minutes, followed by air cooling.
  • Example No. 2 Steel grade Sowing temperature (°C) Reversed heat treatment Cooling rate (°C / sec) Lower bainite fraction (%) Upper bainite fraction (%) Yield strength (MPa) Residual austenite fraction @ -196 DEG C (%) EBSD Measurement Particle Size ( ⁇ m) Average CVN Energy @ -196 ° C (J) Shock Transition Temperature (°C) Inventory 1 Inventive Steel 1 579 17.6 22.3 2.7 635 5.9 7.5 203 -196 °C or less Inventory 2 Invention river 2 585 13.5 29.1 3.1 649 6.3 6.8 215 -196 °C or less Inventory 3 Invention steel 3 579 25.1 19.3 2.6 665 4.9 6.7 -196 °C or less Honorable 4 Inventive Steel 4 587 37.9 13.5 0 655 7.3 7.2 216 -196 °C or less Comparative Example 1 Invention river 2 591 6.2 11.1 23.5 615 2.8 15.6 68 -164 Comparative Example
  • the cooling rate of the quenching after the anomalous reverse treatment is slower than 10 to 40 ° C / sec, and the coarse upper bainite is generated in a large amount of 23.5%
  • the grain size of the high boundary angle of 15 degrees or more measured by EBSD is 10 ⁇ m (micrometer) or more, and the retained austenite stabilized at -196 ° C. after the bake is less than 3%, the impact transition temperature is -196 ° C. Or more.
  • the coarse upper bayite was produced in an amount of 10% or more due to insufficient hardening ability.
  • the grain size of the high boundary angle 10 ⁇ (micrometer) or more, and the retained austenite stabilized at -196 ⁇ after the bake is less than 3%, so that the impact transition temperature is higher than -196 ⁇ .
  • the yield strength is less than 585 MPa as the yield strength after shrinkage is excessively decreased due to insufficient hardening ability.
  • the fraction of the lower bainite after the anomalous reverse heat treatment is 10% or more
  • the fraction of the upper bainite is less than 5%
  • the retained austenite fraction at -196 ⁇ after sintering is not less than 3%
  • the grain size of the high boundary angle of not less than 15 degrees measured by the EBSD method is not more than 10 ⁇ (micrometer)
  • the yield strength is not less than 585 MPa and the impact transition temperature -196 ° C or lower.

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Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로, 10~35%의 소려 베이나이트, 3~15%의 잔류 오스테나이트 및 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하인 충격인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

충격인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법
본 발명은 저온 탱크용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 하부 베이나이트를 활용한 충격인성이 우수한 저온용 니켈(Ni) 함유 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구 온난화 등에 따른 세계적인 환경규제 강화에 따라 친환경 연료에 대한 관심이 증폭되고 있다.
대표적 친환경 연료인 LNG (Liquefied Natural Gas)는 관련 기술발전을 통한 비용저감 및 효율성 증가로 인해 세계 LNG 소비가 꾸준하게 증가하고 있으며, 1980년에는 6개국 2,300 만톤에 불과하던 LNG 소비는 대략 10년마다 그 규모가 두 배씩 증가해오고 있는 추세이다.
이러한 LNG 시장의 확대 및 성장에 따라서 LNG 생산국가들 간에 기존 운영되고 있는 설비를 개조 또는 증설하고 있으며, 또한 천연가스가 생산되는 국가들이 신규로 LNG 시장에 진입하기 위해서 생산 설비를 건설하려는 추세이다.
LNG 저장용기는 설비의 목적(저장용 탱크, 수송용 탱크), 설치위치, 내외부 탱크 형식 등 여러 가지 기준에 의해 분류된다. 이 중, 내부탱크의 형식, 즉 재료 및 형상에 따라 9% Ni 강재 내부탱크, 멤브레인 내부탱크, 콘크리트 내부탱크로 나뉘어지는데, 최근 LNG 캐리어(carrier)의 안정성 향상을 위해 9% Ni 강재를 이용한 형식의 LNG 저장용기의 사용이 육상 저장용 탱크에서 수송용 탱크 분야까지 확대됨에 따라 9% Ni 강재에 대한 세계적인 수요가 증가하는 추세이다.
일반적으로, LNG 저장용기의 재료로 사용되기 위해서는 극저온에서 우수한 충격인성을 가져야 하며, 구조물의 안정성을 위해 높은 강도수준 및 연성이 필요하다. 9% Ni 강재는 일반적으로 압연 후 QT(Quenching-Tempering) 혹은 QLT(Quenching-Lamellarizing-Tempeing) 의 공정을 통해 생산되며, 이러한 공정을 통해 미세한 결정립을 가지는 마르텐사이트 기지에 연질상의 잔류 오스테나이트를 이차상으로 가짐으로써 극저온에서의 좋은 충격인성을 나타낸다.
그러나, 9% Ni 강재의 경우 인성을 확보하기 위해 높은 Ni함량을 가짐에 따라서, 고 원가 원소인 Ni의 가격변동에 따라 강재가격이 상승하게 되며, 이는 강재 사용자에게 부담으로 작용하는 문제점이 있다.
또한, Q(Quenching) 혹은 L(Lamellarizing) 공정 시, 매우 빠른 냉각속도로 인한 박물 판재의 형상 확보 어려움과 함께 잔류 오스테나이트 확보와 함께 잔류 응력 제거를 위한 장 시간의 템퍼링 공정을 거쳐야 하므로, 철강사 열처리/교정 설비의 과부하를 유발하는 문제점을 가지고 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위해 9% Ni강재의 경우, 제조공정에서 소입 공정을 생략한 직접소입 및 소려법(DQT: Direct Quenching-Tempering) 기술이 개발되었으며, 재가열 및 소입 공정이 생략됨으로써 제조비용 저감 및 열처리 부하 감소가 가능하였다.
그러나, 일반 소입 공정에 비해서 직접소입(DQ: Direct Quenching) 공정의 빠른 냉각속도로 인해 소입성이 증가함으로써 소려(Tempering) 공정 시 열처리 시간을 증가시켜야 하는 문제점이 있으며, 이와 더불어 입도 미세화를 위해 압연 시 극저온 압연을 실시함에 따라서 형상 확보의 어려움 및 압연 생산성 저하로 인한 원가 상승의 문제점이 발생하게 된다.
한편, 기존 9% Ni 강재의 대비 낮은 Ni함량을 가지는 7% Ni강재의 개발 및 규격 제정 등이 일부 철강사의 주도로 진행되었으며, Ni저감에 따른 인성저하 문제를 해결하기 위해서 QLT 혹은 DQLT(Direct Quenching-Lamellarizing-Tempering) 공정을 활용하여 인성향상에 큰 영향을 미치는 L(Lamellarizing)공정을 포함하도록 함으로써, 기존 9% Ni강 대비 2% Ni을 저감할 수 있었다.
그러나, 2%의 Ni을 저감하는 대신 경화능 확보를 위해 타 합금원소를 첨가해야 하기 때문에 합금원가 저감량이 크지 않으며, 또한 일부 철강사의 경우에는 QLT 공정 대신 DQLT 공정을 도입하여 입도 미세화를 위해 열처리 전 압연 시 극저온 압연을 적용함에 따라 압연 생산성이 현저히 떨어지는 문제점을 여전히 가지고 있다.
또한, Q(Quenching) 혹은 L(Lamellarizing)공정 시에 빠른 냉각속도를 적용함에 따라서 소려(Tempering) 온도를 올리거나 장시간의 소려처리(Tempering)를 적용해야 하며, 박물재의 형상확보가 어려움에 따라 여러 번의 교정을 거쳐야 하는 문제점을 가지고 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 저온에서의 충격인성이 우수한 저온용 강재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 저온에서의 충격인성이 우수한 저온용 강재를 슬라브 재가열 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 후 공냉의 단계를 포함하는 방법으로 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로 10~35%의 소려 베이나이트, 3~15%의 잔류 오스테나이트 및 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하인 충격인성이 우수한 저온용 강재가 제공된다.
상기 강재는 -196℃에서의 잔류 오스테나이트 분율이 면적%로 3% 이상일 수 있다.
상기 강재는 슬라브 재가열 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 후 공냉의 단계를 포함하는 방법으로 제조되는 저온용 강재로서, 이상역 열처리 소입 단계 후 소려단계 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10%이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함할 수 있다.
상기 강재는 상기 하부 베이나이트의 분율이 면적%로 10~30%일 수 있다.
상기 강재는 585MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
상기 강재는 -196℃이하의 충격천이 온도를 가질 수 있다.
상기 강재의 두께는 5~50 mm일 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 슬라브 재가열 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 후 공냉의 단계를 포함하는 방법으로 제조되는 저온용 강재로서, 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 이상역 열처리 소입 단계 후 소려단계 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10%이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함하고, 상기 소려 단계 후의 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로 10~35%의 소려 베이나이트, 3~15%의 잔류 오스테나이트 및 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하인 충격인성이 우수한 저온용 강재가 제공된다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1100℃의 온도로 재가열하는 단계;
상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 강재를 얻은 후 강재를 공냉하는 단계;
상기 강재를 800~950℃의 온도로 재가열한 후 수냉하는 오스테나이트 단상역 열처리 소입단계;
상기와 같이 오스테나이트 단상역 열처리 소입된 강재를 680~710℃의 페라이트와 오스테나이트의 이상역 온도구간으로 재가열한 후, 10~40℃/sec의 냉각속도로 수냉하는 이상역 열처리 소입단계;
상기와 같이 이상역 열처리 소입된 강재를 570~600℃의 온도로 재가열한 후 소려한 다음 공냉하는 단계를 포함하고,
상기 이상역 열처리 소입 단계 후 소려단계 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10%이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함하는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법이 제공된다.
상기 소려는 1.9t(t는 강재두께, mm) + 40~80분의 시간 동안 실시될 수 있다.
상기 강재의 상기 하부 베이나이트의 분율은 면적%로 10~30%일 수 있다.
상기 강재의 두께는 5~ 50mm일 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 저온에서의 충격인성이 우수한 저온용 강재를 슬라브 재가열 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 후 공냉의 단계를 포함하는 방법으로 제조할 수 있다.
본 발명은 슬라브 재가열 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 후 공냉의 단계를 포함하는 방법으로 저온용 강재를 제조하는 방법에 바람직하게 적용될 수 있다.
본 발명은 특히, 이상역 열처리 소입(Lamellarizing) 시 냉각속도를 제어한 것이다. 이를 통해, 하부 베이나이트(Lower bainite)를 일부 생성시키고 조대한 상부 베이나이트 생성을 억제할 수 있다.
상기와 같이 하부 베이나이트(Lower bainite)를 일부 생성시키고 조대한 상부 베이나이트 생성을 억제함으로써 최소화된 소려(Tempering)시간에서도 충분한 잔류 오스테나이트가 생성될 수 있으며, 이로 인해 -196℃에서도 우수한 충격인성을 확보할 수 있고, 항복강도가 585MPa 이상이고 충격천이 온도가 -196℃ 이하인 저온 탱크용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격인성이 우수한 저온용 강재에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격인성이 우수한 저온용 강재는 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로 10~35%의 소려 베이나이트, 3~15%의 잔류 오스테나이트 및 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하이다.
C: 0.02~0.08 중량%(이하,"%"라고도 함)
C은 마르텐사이트 변태생성을 촉진하고 Ms 온도(마르텐사이트 변태온도)를 낮추어 입도를 미세화시키며, 소려 시 입계 및 상경계로 확산하여 잔류 오스테나이트를 안정화시키는데 중요한 원소이므로 0.02% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 C함량이 증가할수록 인성이 감소하며, 잔류 오스테나이트의 크기를 증가시켜 변태 안정도를 하락시키는 문제가 발생하므로 그 함량의 상한은 0.08%로 한정하는 것이 바람직하다.
Ni: 6.0~7.5%
Ni은 마르텐사이트/베이나이트 변태를 촉진하여 강의 강도를 향상시키고, 소려 시 입계 및 상경계로 확산하여 잔류 오스테나이트를 안정시키는데 가장 중요한 역할을 하는 원소이므로, 본 발명에서 제안하는 마르텐사이트/베이나이트의 분율을 확보하기 위해서 6.0% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 Ni이 7.5%를 초과하여 첨가될 경우 높은 경화능으로 인한 베이나이트 생성이 어려우며, 강도 상승으로 인해 장시간의 소려가 필요하므로, 상기 Ni함량은 6.0~7.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn : 0.5~0.9%
Mn은 C/Ni과 마르텐사이트/베이나이트 변태를 촉진하여 강의 강도를 향상시키고, 소려 시 입계 및 상경계로 확산하여 잔류 오스테나이트를 안정시키는 원소이므로 0.5% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 Mn 함량이 0.9%를 초과할 경우 기지조직의 강도가 증가되어 인성이 저하될 수 있으므로, 상기 망간 함량은 0.5~0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.03~0.15%
Si은 탈산제로서 역할을 하며 또한 소려 시에 탄화물 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시키므로 0.03% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 하지만 Si 함량이 높을수록 강도를 증가시켜 충격인성이 저하되므로, 상기 Si 함량은 0.03~0.15% 로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.02~0.3%
Mo은 경화능 원소로써 냉각 시 마르텐사이트/베이나이트 생성을 촉진하는 원소로써, 0.02% 이상 첨가 시 실제로 경화능을 향상시키는 역할을 할 수 있다. 하지만 0.3% 초과로 첨가될 경우 경화능이 과다하게 상승하여 베이나이트 미생성 및 강도 상승에 따른 인성저하가 발생할 수 있으며, 소려 시 Mo카바이드 석출에 의한 인성저하가 추가적으로 발생할 수 있으므로, 상기 Mo 함량은 0.02~0.3% 로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1~0.3%,
Cr은 경화능 원소로써 냉각 시 마르텐사이트/베이나이트 생성을 촉진하는 원소이며, 고용강화를 통한 강도 확보에 도움을 줌으로 0.1% 이상 첨가가 필요하다. 하지만 0.3%를 초과하여 첨가될 경우 경화능이 과다하게 상승하여 베이나이트 미생성 및 강도 상승에 따른 인성저하가 발생할 수 있으며, Cr 카바이드 석출로 인성저하가 발생할 수 있으므로, 상기 Mo 함량은 0.1~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 50ppm 이하 및 S: 10ppm 이하
P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 소려 시 충격인성을 저하시키는 문제점을 발생시킬 수 있으므로, 본 발명에서는 P: 50ppm 이하 및 S: 10ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별이 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 충격인성이 우수한 저온용 강재는 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로, 10~35%의 소려 베이나이트, 3~15%의 잔류 오스테나이트 및 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하이다.
상기 잔류 오스테나이트 분율이 3% 미만인 경우에는 충격인성이 저하될 우려가 있고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터)를 초과하는 경우에는 또한 유효결정립도 저하에 따른 충격인성 저하의 우려가 있다.
상기 강재는 -196℃에서의 잔류 오스테나이트 분율이 면적%로 3% 이상일 수 있다.
상기 강재는 슬라브 재가열 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 후 공냉의 단계를 포함하는 방법으로 제조되는 저온용 강재로서, 이상역 열처리 소입 단계 후 소려단계 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10%이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함하는 것일 수 있다.
이상역 열처리 소입 후 소려처리 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10% 미만의 하부 베이나이트를 포함하는 경우에는 잔류 오스테나이트가 3%미만으로 생성되어 충격인성이 저하될 우려가 있으므로, 10% 이상의 하부 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 하부 베이나이트의 분율의 상한은 30%로 한정될 수 있다.
이상역 열처리 소입 후 소려처리 전의 강재의 미세조직이 상부 베이나이트를 면적%로, 5%를 초과하여 포함하는 경우에는 입도 조대화에 따른 충격인성이 저하될 우려가 있으므로, 5% 미만의 상부 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강재는 585MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
본 발명의 강재는 -196℃이하의 충격천이 온도를 가질 수 있다.
본 발명의 강재는 5~ 50 mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법은 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1100℃의 온도로 재가열하는 단계;
상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 강재를 얻은 후 강재를 공냉하는 단계;
상기 강재를 800~950℃의 온도로 재가열한 후 수냉하는 오스테나이트 단상역 열처리 소입단계;
상기와 같이 오스테나이트 단상역 열처리 소입된 강재를 680~710℃의 페라이트와 오스테나이트의 이상역 온도구간으로 재가열한 후, 10~40℃/sec의 냉각속도로 수냉하는 이상역 열처리 소입단계;
상기와 같이 이상역 열처리 소입된 강재를 570~600℃의 온도로 재가열한 후소려한 다음 공냉하는 단계를 포함하고,
상기 이상역 열처리 소입 단계 후 소려단계 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10%이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함한다.
강 슬라브의 재가열, 열간압연 및 공냉 단계
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 재가열한다.
상기 강 슬라브의 재가열 시 가열온도는 1100~1200℃로 설정하는 것이 바람직한데, 이는 주조조직 제거 및 성분 균질화를 위함이다.
상기와 같이 가열된 강 슬라브를 그 형상의 조정을 위해 가열한 후에 열간압연(조압연 및 사상압연)하여 강재를 얻는다. 열간압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트의 재결정을 통해 입도를 작게 하는 효과도 얻을 수 있다. 여기서, 열간압연은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상적인 열간압연공정에 의해 수행될 수 있다. 예를 들면, 통상의 압연공정을 통해 강재 두께를 맞추기 위하여 수행될 수 있다.
열간압연 종료 후, 상기 강재를 상온까지 공냉시킨다.
오스테나이트 단상역 열처리 소입단계
상기와 같이 공냉된 강재를 오스테나이트 단상역까지 가열하여 열처리한 후 수냉하는 소입을 실시한다.
본 소입의 목적은 열처리에 따른 오스테나이트 입도 미세화 및 냉각 시 미세한 패킷을 가지는 마르텐사이트/베이나이트 조직을 얻기 위함이다.
오스테나이트 단상역에서 충분한 재결정을 일으키고 미세한 입도를 유지하기 위해서 본 소입의 열처리 온도는 800~950℃로 설정하는 것이 바람직하다.
이상역 열처리 소입단계
상기와 같이 오스테나이트 단상역 열처리 소입처리된 강재를 오스테나이트와 페라이트 이상역으로 재가열하여 열처리 후 소입을 실시한다.
본 소입의 목적은 기존 이상역 열처리 시 미세화된 조직을 추가적으로 미세화하여 EBSD를 통해 측정된 15도 이상의 고경계각을 가지는 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하로 얻기 위함이며, 소입 시 냉각속도를 제한하여 마르텐사이트 외 10% 이상의 하부 베이나이트 및 5% 미만의 상부 베이나이트를 포함하는 미세조직을 얻기 위함이다.
소입 시 10%이상의 하부 베이나이트가 생성될 경우, 하부 베이나이트 조직 내부에 포함된 탄화물로 인해 소려 시 잔류 오스테나이트의 핵생성을 촉진하여 소려 시간을 줄여주며, 이로 인해 안정한 잔류 오스테나이트의 생성이 촉진되어 극저온에서의 충격인성을 향상시킨다.
소입시 냉각속도가 매우 빠른 경우 하부 베이나이트 생성대신 마르텐사이트 단상조직이 생성되므로, 하부베이나이트를 활용한 충격인성 향상을 기대할 수 없게 된다.
소입시 냉각속도가 느린 경우 조대한 상부 베이나이트가 다량 생성되어 입도를 증가시키며, 이로 인해 극저온 충격인성이 저하되는 문제가 있으므로, 냉각속도를 제어하여 상부 베이나이트의 생성을 5% 미만으로 제어해야 한다.
오스테나이트 입도를 미세화하여 EBSD를 통해 측정된 15도 이상의 고경계각을 가지는 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하로 얻어지기 위해서, 본 이상역 열처리 온도는 680~710℃로 설정하는 것이 바람직하다.
또한, 소입 시 하부 베이나이트 생성을 촉진하고 상부 베이나이트 생성을 억제하기 위하여, 소입 시 냉각속도는 10~40℃/sec로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 냉각속도가 40℃/sec를 초과하면, 마르텐사이트가 과도하게 생성되어 소려 시 잔류오스테나이트 확보에 시간이 많이 걸리게 되고 이로 인해 인성이 저하되고, 10℃/sec 미만인 경우에는 조대 상부 베이나이트가 생성되기 때문에 인성이 저하된다.
상기 이상역 열처리 소입 단계 후의 강재의 미세조직은 10% 이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함한다.
소려 및 공냉단계
상기와 같이 이상역 열처리 소입된 강재를 570~600℃의 온도로 재가열한 후 소려한 다음 공냉한다.
상기 소려는 1.9t(t는 강재두께, mm) + 40~80분의 시간 동안 실시될 수 있다.
본 발명의 극저온용강은 소려 시 기지조직의 연화를 통한 충격인성 향상과 더불어 -196℃에서도 안정한 3% 이상의 오스테나이트를 생성시켜 충격인성을 향상시킨다. 소입 시의 빠른 냉각속도로 인한 잔류 응력이 조직 내부에 많이 남아있기 때문에, 이를 제거하고 기지조직을 연화시키기 위해서는 570℃ 이상의 소려 온도가 바람직하다.
600℃를 초과하는 온도로 소려할 경우, 미세조직 내에 생성되는 오스테나이트의 안정도가 떨어지게 되며, 이로 인해 극저온에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 쉽게 변태하여 충격인성이 저하될 수 있으므로, 소려 온도는 570~600℃로 설정하는 것이 바람직하다. 또한 생산성 향상을 위해 1.9t(t는 강재두께, mm) + 40~80분의 시간 동안 소려를 실시하는 것이 바람직하다.
상기 소려 단계 후의 -196℃에서의 잔류 오스테나이트 분율이 3% 이상이고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도는 10㎛(마이크로미터) 이하이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법에 의하면, 이상역 열처리 소입 후 하부 베이나이트의 분율이 10% 이상이고, 상부 베이나이트의 분율이 5% 미만이며, 소려 후 -196℃에서의 잔류 오스테나이트 분율이 3% 이상이며, EBSD 방법으로 측정한 15도이상의 고경계각의 입도가 10마이크로미터 이하인, 항복강도가 585MPa 이상이고 충격천이 온도가 -196℃ 이하인 저온 탱크용 강재를 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1의 조성을 갖는 두께 250mm 강 슬라브를 1150℃의 온도로 재가열한 후, 조압연 및 사상압연을 실시하여 두께 25mm의 강재를 제조하였다.
상기 강재를 820℃의 온도로 재가열한 후 수냉하여 오스테나이트 단상역 열처리 소입을 실시하였다.
상기와 같이 오스테나이트 단상역 열처리 소입된 강재를 710℃의 페라이트와 오스테나이트의 이상역 온도구간으로 재가열한 후, 하기 표 2의 냉각속도로 수냉하여 이상역 열처리 소입을 실시하였다.
상기와 같이 이상역 열처리 소입된 강재를 하기 표 2의 소려온도로 재가열한 후, 1.9t(t:강재두께,mm) + 60분 동안 소려한 다음, 공냉하였다.
상기와 같이 제조된 강재에 대하여 이상역 열처리 소입 후의 강재의 하부 베이나이트 및 상부 베이나이트의 분율(면적%), 소려 후의 강재의 -196℃에서의 잔류 오스테나이트 분율(면적%), 항복강도(MPa), 평균 CVN Energy @-196℃ (J), 및 충격천이온도(℃)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
강종 화학조성(중량%)
C Ni Mn Si P S Mo Cr
발명강1 0.04 6.82 0.55 0.06 0.0024 0.0006 0.23 0.22
발명강2 0.03 7.23 0.67 0.08 0.0037 0.0005 0.07 0.21
발명강3 0.05 7.02 0.71 0.11 0.0029 0.0004 0.15 0.19
발명강4 0.07 6.29 0.85 0.13 0.0037 0.0006 0.28 0.23
비교강1 0.12 7.02 0.65 0.09 0.0024 0.0007 0.19 0.23
비교강2 0.04 5.75 0.59 0.07 0.0037 0.0005 0.18 0.25
비교강3 0.06 7.22 1.34 0.05 0.0028 0.0005 0.23 0.16
비교강4 0.05 7.34 0.72 0.45 0.0024 0.0007 0.22 0.14
비교강5 0.03 6.45 0.89 0.09 0.0037 0.0005 0.48 0.23
비교강6 0.05 6.79 0.71 0.11 0.0024 0.0007 0.11 0.53
비교강7 0.06 7.11 0.54 0.13 0.0079 0.0023 0.19 0.15
실시예 No. 강종 소려온도(℃) 이상역열처리소입 냉각속도(℃/sec) 하부베이나이트분율(%) 상부베이나이트 분율(%) 항복강도(MPa) 잔류오스테나이트 분율@-196℃ (%) EBSD 측정 입도(μm) 평균 CVN Energy @-196℃ (J) 충격천이온도(℃)
발명예1 발명강1 579 17.6 22.3 2.7 635 5.9 7.5 203 -196℃ 이하
발명예2 발명강2 585 13.5 29.1 3.1 649 6.3 6.8 215 -196℃ 이하
발명예3 발명강3 579 25.1 19.3 2.6 665 4.9 6.7 198 -196℃ 이하
발명예4 발명강4 587 37.9 13.5 0 655 7.3 7.2 216 -196℃ 이하
비교예1 발명강2 591 6.2 11.1 23.5 615 2.8 15.6 68 -164
비교예2 발명강3 568 59.3 0 0 701 1.6 7.6 88 -181
비교예3 발명강4 615 19.8 16.8 3.6 581 0.8 8.2 97 -190
비교예4 비교강1 588 18.6 0 0 721 1.3 6.8 98 -191
비교예5 비교강2 579 15.7 12.6 28.7 577 0.7 14.9 49 -153
비교예6 비교강3 591 31.1 0 0 698 2.5 7.6 73 -169
비교예7 비교강4 568 17.6 18.9 3.6 638 2.1 8.3 64 -171
비교예8 비교강5 574 24.6 0 0 716 1.3 6.8 54 -162
비교예9 비교강6 586 31.9 0 0 702 1.4 7.2 67 -159
비교예10 비교강7 573 17.2 20.2 2.7 667 4.5 7.9 21 -141
상기 표 1 및 표 2에 나타난 바와 같이, 비교예 1의 경우에는 본 발명에서 제시하는 이상역 열처리 후 소입 냉각속도가 10~40℃/sec 보다 느림에 따라서 조대한 상부 베이나이트가 23.5% 다량 생성되었고, 이로 인해 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이상이며, 소려 후 -196℃에서 안정화된 잔류 오스테나이트가 3% 미만이기 때문에 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다.
비교예 2의 경우에는 본 발명에서 제시하는 이상역 열처리 후 소입 냉각속도 가 10~40℃/sec 보다 빠름에 따라서 하부 베이나트가 생성되지 않았고. 이로 인해 소려 시 잔류오스테나이트가 충분히 생성되지 못해서 소려 후 -196℃에서 안정화된 잔류 오스테나이트가 3% 미만이기 때문에 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다.
비교예 3의 경우에는 본 발명에서 제시하는 소려온도 범위인 570~600℃를 초과한 온도에서 열처리 되었으며, 이로 인해 항복강도가 과도하게 하락하게 됨에 따라 항복강도가 585Mpa 이하이며, 소려 시 잔류 오스테나이트가 충분히 안정화되지 못해 조대하게 생성됨에 따라, 소려 후 -196℃에서 생성된 잔류 오스테나이트가 3% 미만이며, 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다.
비교예 4의 경우에는 C 함량이 본 발명에서 제시하는 C 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 하부 베이나이트 조직이 생성되지 않았고, 이로 인해 소려 시 잔류 오스테나이트가 충분히 안정화되지 못하고 조대하게 생성됨에 따라, 소려 후 -196℃에서 생성된 잔류 오스테나이트가 3% 미만이며, 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다.
비교예 5의 경우에는 Ni 함량이 본 발명에서 제시하는 Ni 함량의 하한보다 낮은 값을 가짐으로써, 경화능 부족으로 인해 조대한 상부 베이나이트가 10% 이상 다량 생성되었고, 이로 인해 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이상이며, 소려 후 -196℃에서 안정화된 잔류 오스테나이트가 3% 미만이기 때문에 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다. 또한, 경화능 부족으로 인해 소려 후 항복강도가 과도하게 하락하게 됨에 따라 항복강도가 585Mpa 이하임을 알 수 있다.
비교예 6의 경우에는 Mn의 함량이 본 발명에서 제시하는 Mn 함량의 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 하부 베이나이트 조직이 생성되지 않았고, 이로 인해 소려 시 잔류 오스테나이트가 충분히 안정화되지 못하고 조대하게 생성됨에 따라, 소려 후 -196℃에서 생성된 잔류 오스테나이트가 3% 미만이며, 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다
비교예 7의 경우에는 Si 함량이 본 발명에서 제시하는 Si 함량의 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 이로 인해 Si의 오스테나이트 안정화 효과가 과도하게 발생하여 소려 시 잔류 오스테나이트가 충분히 안정화되지 못하고 조대하게 생성됨에 따라, 소려 후 -196℃에서 생성된 잔류 오스테나이트가 3% 미만이며, 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다
비교예 8 및 9의 경우에는 각각 Mo 및 Cr의 함량이 본 발명에서 제시하는 Mo 및 Cr 함량의 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 하부 베이나이트 조직이 생성되지 않았고, 이로 인해 소려 시 잔류 오스테나이트가 충분히 안정화되지 못하고 조대하게 생성됨에 따라, 소려 후 -196℃에서 생성된 잔류오스테나이트가 3% 미만이며, 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다.
비교예 10의 경우에는 P 및 S의 함량이 본 발명에서 제시하는 P 및 S 함량의 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 소려 후 입계 편석 및 MnS 개재물 생성으로 인해 타 미세조직적 요건을 모두 만족함에도 불구하고, 충격천이온도가 -196℃ 이상임을 알 수 있다.
한편, 본 발명에서 제시한 강 조성 및 제조조건을 만족시키는 발명예 1 내지 4의 경우에는 이상역 열처리 소입 후 하부 베이나이트의 분율이 10% 이상이고, 상부 베이나이트의 분율이 5% 미만이며, 소려 후 -196℃에서의 잔류 오스테나이트 분율이 3% 이상이며, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하이고, 항복강도가 585MPa 이상 및 충격천이 온도가 -196℃ 이하임을 알 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로, 10~35%의 소려 베이나이트, 3~15%의 잔류 오스테나이트 및 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하고, EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경계각의 입도가 10㎛(마이크로미터) 이하인 충격인성이 우수한 저온용 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강재는 -196℃에서의 잔류 오스테나이트 분율이 면적%로 3% 이상인 것을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 강재는 슬라브 재가열 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 후 공냉의 단계를 포함하는 방법으로 제조되는 저온용 강재로서, 이상역 열처리 소입 단계 후 소려단계 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10%이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함하는 것임을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재.
  4. 제3항에 있어서, 상기 하부 베이나이트의 분율이 면적%로 10~30%인 것을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재.
  5. 제1항에 있어서, 상기 강재는 585MPa 이상의 항복강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재.
  6. 제1항에 있어서, 상기 강재는 -196℃이하의 충격천이 온도를 갖는 것임을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재.
  7. 제1항에 있어서, 상기 강재는 5~50mm의 두께를 갖는 것임을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재.
  8. 중량%로, C: 0.02~0.08%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.5~0.9%, Si: 0.03~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1100℃의 온도로 재가열하는 단계;
    상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 강재를 얻은 후 강재를 공냉하는 단계;
    상기 강재를 800~950℃의 온도로 재가열한 후 수냉하는 오스테나이트 단상역 열처리 소입단계;
    상기와 같이 오스테나이트 단상역 열처리 소입된 강재를 680~710℃의 페라이트와 오스테나이트의 이상역 온도구간으로 재가열한 후, 10~40℃/sec의 냉각속도로 수냉하는 이상역 열처리 소입단계;
    상기와 같이 이상역 열처리 소입된 강재를 570~600℃의 온도로 재가열한 후 소려한 다음 공냉하는 단계를 포함하고,
    상기 이상역 열처리 소입 단계 후 소려단계 전의 강재의 미세조직이 면적%로, 10%이상의 하부 베이나이트, 5% 미만의 상부 베이나이트 및 나머지 마르텐사이트를 포함하는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서, 상기 소려는 1.9t(t는 강재두께, mm) + 40~80분의 시간 동안 실시되는 것을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서, 상기 하부 베이나이트의 분율이 면적%로 10~30%인 것을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서, 상기 강재의 두께가 5~50mm인 것을 특징으로 하는 충격인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.
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JP2020527087A JP7157808B2 (ja) 2017-11-17 2018-06-26 衝撃靭性に優れた低温用鋼材及びその製造方法
CN201880073593.0A CN111433383B (zh) 2017-11-17 2018-06-26 冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法

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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113969379A (zh) * 2020-11-27 2022-01-25 纽威工业材料（苏州）有限公司 一种ca15钢的制备方法
EP4026927A4 (en) * 2019-09-03 2023-05-10 Posco STEEL SHEET FOR A PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT CRYOGENIC LATERAL EXPANSION AND METHOD OF MANUFACTURING IT

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111485083B (zh) * 2019-01-25 2021-09-10 南京理工大学 一种超高强度纳米异构低碳钢的制备方法
JP7156500B2 (ja) * 2019-12-12 2022-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
KR20210078691A (ko) * 2019-12-19 2021-06-29 주식회사 포스코 극저온에서의 변형시효충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR102427046B1 (ko) * 2020-12-10 2022-07-28 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 압력용기용 강판 및 이의 제조방법
CN114086072B (zh) * 2021-11-23 2022-06-14 燕山大学 无硼中低镍高强度高淬透性海工钢厚板及其制备方法
CN115287418B (zh) * 2022-08-16 2023-07-25 新余钢铁股份有限公司 一种低温韧性及Z向性能性能优良的690MPa级特厚海工钢及其热处理方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008081776A (ja) * 2006-09-27 2008-04-10 Jfe Steel Kk Ｎｉ含有鋼板の製造方法
KR20080038226A (ko) * 2005-09-21 2008-05-02 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 저온용 강재 및 그 제조 방법
KR100957929B1 (ko) * 2002-12-18 2010-05-13 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법
KR20130103422A (ko) * 2012-03-09 2013-09-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 극저온 인성이 우수한 후강판
JP2015086403A (ja) * 2013-10-28 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温用鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06179909A (ja) 1992-12-14 1994-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 極低温用鋼材の製造方法
JPH09256039A (ja) * 1996-03-25 1997-09-30 Kawasaki Steel Corp 高降伏強さ、高靱性含Ｎｉ厚鋼板の製造方法
JP5494166B2 (ja) * 2010-04-14 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 極低温用厚鋼板およびその製造方法
JP5673399B2 (ja) 2011-07-06 2015-02-18 新日鐵住金株式会社 極低温用鋼材およびその製造方法
JP6018453B2 (ja) * 2012-03-09 2016-11-02 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP6018454B2 (ja) 2012-04-13 2016-11-02 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP5594329B2 (ja) 2012-07-23 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板
JP5880344B2 (ja) 2012-08-09 2016-03-09 新日鐵住金株式会社 極低温用厚鋼板とその製造方法
JP5833991B2 (ja) 2012-08-23 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 極低温靱性に優れた厚鋼板
EP3190201A1 (en) 2012-12-13 2017-07-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Thick steel plate having excellent cryogenic toughness
JP5973902B2 (ja) * 2012-12-13 2016-08-23 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた厚鋼板
JP6196929B2 (ja) 2014-04-08 2017-09-13 株式会社神戸製鋼所 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板
JP6256489B2 (ja) 2015-03-18 2018-01-10 Ｊｆｅスチール株式会社 低温用鋼材およびその製造方法
JP2017115239A (ja) 2015-12-18 2017-06-29 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた厚鋼板

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100957929B1 (ko) * 2002-12-18 2010-05-13 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법
KR20080038226A (ko) * 2005-09-21 2008-05-02 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 저온용 강재 및 그 제조 방법
JP2008081776A (ja) * 2006-09-27 2008-04-10 Jfe Steel Kk Ｎｉ含有鋼板の製造方法
KR20130103422A (ko) * 2012-03-09 2013-09-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 극저온 인성이 우수한 후강판
JP2015086403A (ja) * 2013-10-28 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温用鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3712291A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4026927A4 (en) * 2019-09-03 2023-05-10 Posco STEEL SHEET FOR A PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT CRYOGENIC LATERAL EXPANSION AND METHOD OF MANUFACTURING IT
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