WO2022139204A1 - 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material that can be used in petrochemical power plants and boilers, and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an ultra-thick steel material for a steam drum with excellent surface quality and lamellar tearing resistance and a method for manufacturing the same it's about
  • a boiler steam drum used in power generation facilities is a container that separates steam and water by storing the steam evaporated from the boiler under a constant pressure.
  • Waste heat boilers are often used to utilize heat generated from chemical reactions or combustion reactions, and a steam drum is always required when a waste heat boiler is installed.
  • the thickening of steel materials used for large-scale and large-capacity storage is continuously increasing. As the thickness of the steel increases, the total rolling reduction decreases, so the microstructure increases, and the material tends to deteriorate due to defects in the material such as inclusions or segregation. Therefore, in order to improve the internal and external soundness of steel, there is a trend to reduce the concentration of impurities such as non-metallic inclusions or segregation, or to limit cracks and voids in the surface and inside the material.
  • Patent Document 1 related to this is a technology for applying a drop-down in the roughing process of thick plates. From the reduction ratio for each pass set to be close to the design allowable values (load and torque) of the rolling mill, the limit reduction ratio for each thickness at which plate engagement occurs is determined. The technology to determine the thickness of the roughing mill and to distribute the reduction ratio by adjusting the index of the thickness ratio for each pass in order to secure the target thickness of the roughing mill This provides a manufacturing method that can apply an average reduction ratio of about 27.5% in the final 3 passes of rough rolling based on 80mmt.
  • the average reduction ratio of the entire thickness of the product is measured, and in the case of an extremely thick material having a maximum thickness of 233 mmt or more, it is technically difficult to apply a high strain to the center where the residual voids exist.
  • One of the other methods of manufacturing ultra-thick products is to utilize a forging machine with a higher effective deformation amount per pass than a rolling mill.
  • the casting slab extracted from the heating furnace is erected vertically to give the overall width forging reduction of 400mm or more, and the width forging pass is performed with the reduction amount within 2 passes, which is the condition within the buckling limit reduction amount of the width forging pass.
  • surface defects may occur due to local strain concentration in the blast forging process.
  • the defect propagates during the forging process and the surface quality in the product state after rolling may be further deteriorated.
  • Patent Document 3 a material provided with a predetermined alloy composition is heated to 1200 to 1350° C., hot forging is performed with a cumulative rolling reduction of 25% or more, and heated to an Ac3 point or higher and 1200° C. or lower, and the cumulative rolling reduction is Hot-rolling to 40% or more, reheating to an Ac3 point or higher and 1050 °C or lower, quenching from a temperature of an Ac3 point or higher to a lower temperature of 350 °C or lower or an Ar3 point or lower, and tempering at a temperature of 450 °C to 700 °C It is disclosed that a thick high-strength steel sheet of 100 mmt or more having a yield strength of 620 MPa or more can be manufactured through the process of performing the
  • the carbon equivalent (Ceq) and hardenability index (DI) are high, so it is not only vulnerable to surface cracks during casting, but also in the case of a steam drum steel manufactured by normalizing heat treatment The process conditions cannot be easily applied.
  • the carbon equivalent (Ceq) and hardenability index (DI) are high, cracks in the surface layer of the cast slab are easily generated due to the generation of the hard structure in the surface layer during the secondary cooling process of steelmaking, and the cracks propagate during the forging process, so that the final product may deteriorate the surface quality of
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-2012-0075246 (published on July 6, 2012)
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 10-2012-0074039 (published on Jul. 5, 2012)
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 10-2017-0095307 (published on August 22, 2017)
  • an extremely thick steel material for a steam drum having excellent surface quality and lamellar tearing resistance and a method for manufacturing the same can be provided.
  • the ultra-thick steel material according to an aspect of the present invention, by weight%, C: 0.2 to 0.3%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.1%, P: 0.01% or less, S: 0.015% or less, Nb: 0.001 to 0.02%, V: 0.001 to 0.03%, Ti: 0.001 to 0.03%, Cr: 0.01 to 0.3%, Mo: 0.01 to 0.12%, Cu: 0.01 to 0.4%, Ni: 0.05 to 0.4%, Ca: 0.0005 to 0.004%, the remaining Fe and other unavoidable impurities, Ceq according to the following relation 1 satisfies the range of 0.5 to 0.6, and an average particle size of 20 ⁇ m or less.
  • the hard tissue fraction in the surface layer which is a region from the surface to 10 mm in the thickness direction, is 5 area% or less, and 3/8t to 5/8t (here, t means the thickness of the steel material (mm))
  • the porosity of the central region, which is the region, is 0.1 mm 3 /g or less, and among the precipitates observed in the steel cross section after the post-welding heat treatment (PWHT), there may be more than 5 fine VC precipitates with a diameter of 5 to 15 nm per 1 ⁇ m 2 .
  • [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] and [Cu] are respectively C, Mn, Cr, Mo, V, Ni and It means the content (wt%) of Cu, and 0 is substituted if these components are not intentionally added.
  • the thickness of the steel may be 133 ⁇ 250mm.
  • the tensile strength of the steel may be 550 ⁇ 690 MPa.
  • the thickness direction cross-sectional shrinkage (ZRA) of the steel material may be 35% or more.
  • the maximum surface crack depth of the steel may be 0.1 mm or less (including 0).
  • the method of manufacturing an ultra-thick steel material according to an aspect of the present invention in weight%, C: 0.2 to 0.3%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.1%, P: 0.01 % or less, S: 0.015% or less, Nb: 0.001 to 0.02%, V: 0.001 to 0.03%, Ti: 0.001 to 0.03%, Cr: 0.01 to 0.3%, Mo: 0.01 to 0.12%, Cu: 0.01 to 0.4% , Ni: 0.05 to 0.4%, Ca: 0.0005 to 0.004%, including the remaining Fe and other unavoidable impurities, Ceq according to the following relation 1 satisfies the range of 0.5 to 0.6, and the average particle size of prior austenite is 500 ⁇ m or less, preparing a slab having a thickness of 650 mm or more; First heating the slab in a temperature range of 1100 ⁇ 1300 °C; providing a primary intermediate material having a thickness of 450 to
  • the central porosity of the secondary intermediate material may be 0.1mm 3 /g or less.
  • the maximum surface crack depth of the hot rolled material may be 2 ⁇ m or less (including 0).
  • an ultra-thick steel material for a steam drum having excellent surface quality and lamellar tearing resistance and a method for manufacturing the same can be provided.
  • the present invention relates to an ultra-thick steel material for a steam drum having excellent surface quality and lamellar tearing resistance and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. The present embodiments are provided in order to further detailed the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • the ultra-thick steel material for a steam drum is, by weight, C: 0.2 to 0.3%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.1%, P: 0.01 % or less, S: 0.015% or less, Nb: 0.001 to 0.02%, V: 0.001 to 0.03%, Ti: 0.001 to 0.03%, Cr: 0.01 to 0.3%, Mo: 0.01 to 0.12%, Cu: 0.01 to 0.4% , Ni: 0.05 to 0.4%, Ca: 0.0005 to 0.004%, remaining Fe and other unavoidable impurities, Ceq according to the following relation 1 satisfies the range of 0.5 to 0.6, and ferrite and pearlite having an average particle size of 20 ⁇ m or less It has a composite structure as a matrix, and the hard tissue fraction in the surface layer, which is a region from the surface to 10 mm in the thickness direction, is 5 area% or less, 3/8t to 5/8
  • [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] and [Cu] are respectively C, Mn, Cr, Mo, V, Ni and It means the content (wt%) of Cu, and 0 is substituted if these components are not intentionally added.
  • alloy composition of the present invention will be described in more detail.
  • % and ppm described in relation to the alloy composition are based on weight.
  • carbon (C) is the most important element for securing basic strength, it needs to be contained in steel within an appropriate range, and 0.20% or more of carbon (C) may be added to obtain this additive effect. Preferably, 0.22% or more of carbon (C) may be added.
  • the present invention can limit the carbon (C) content to 0.30%. More preferably, the upper limit of the carbon (C) content may be 0.26%.
  • Silicon (Si) is a substitutional element that improves the strength of steel through solid solution strengthening and has a strong deoxidation effect, so it is an essential element in the manufacture of clean steel. Therefore, silicon (Si) may be added in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.20% or more.
  • Si silicon
  • MA Martensite-Austenite
  • the upper limit of the content is 0.50% can be limited to More preferably, the upper limit of the content of silicon (Si) may be 0.40%.
  • Manganese (Mn) is a useful element for improving strength by solid solution strengthening and improving hardenability to generate a low-temperature transformation phase. Therefore, in order to secure a tensile strength of 550 MPa or more, it is preferable to add 1.0% or more of manganese (Mn). More preferably, the manganese (Mn) content may be 1.1% or more. On the other hand, manganese (Mn) forms MnS, a non-metallic inclusion elongated together with sulfur (S), which reduces toughness and acts as a factor for lowering elongation when tensile in the thickness direction. can be Therefore, it is preferable to manage the manganese (Mn) content to 2.0% or less, and more preferably, the manganese (Mn) content may be 1.5% or less.
  • Aluminum (Al) is one of the strong deoxidizers in the steelmaking process together with silicon (Si), and in order to obtain this effect, it is preferable to be added in an amount of 0.005% or more. More preferably, the lower limit of the aluminum (Al) content may be 0.01%.
  • the aluminum (Al) content is excessive, the fraction of Al 2 O 3 in the oxidative inclusions generated as a result of deoxidation is excessively increased and the size becomes coarse, and there is a problem that it becomes difficult to remove the inclusions during refining, It may be a factor that deteriorates the lamellar tearing resistance. Therefore, it is preferable to manage the aluminum (Al) content to 0.1% or less. More preferably, the aluminum (Al) content may be 0.07% or less.
  • Phosphorus (P) and sulfur (S) are elements that induce embrittlement at grain boundaries or form coarse inclusions. Therefore, in order to improve the brittle crack propagation resistance, it is preferable to limit the phosphorus (P) to 0.010% or less, and to limit the sulfur (S) to 0.0015% or less.
  • Niobium (Nb) is an element that improves the strength of the base material by precipitating it in the form of NbC or NbCN.
  • niobium (Nb) dissolved in high-temperature reheating is very finely precipitated in the form of NbC during rolling to suppress recrystallization of austenite, and thus has an effect of refining the structure. Accordingly, niobium (Nb) is preferably added in an amount of 0.001% or more, and more preferably, the niobium (Nb) content may be 0.005% or more.
  • the upper limit of the niobium (Nb) content It is preferable to limit it to 0.02%. More preferably, the niobium (Nb) content may be 0.017% or less.
  • vanadium (V) Since vanadium (V) is almost completely re-dissolved during reheating, the reinforcing effect by precipitation or solid solution during subsequent rolling is insignificant, but it has an effect of improving strength by precipitating as very fine carbonitrides in the subsequent heat treatment process such as PWHT. In order to sufficiently obtain this effect, it is necessary to add 0.001% or more of vanadium (V). More preferably, the lower limit of the vanadium (V) content may be 0.01%. On the other hand, if the content is excessive, the strength and hardness of the base material and welded portion are excessively increased, which may act as factors such as surface cracks during steam drum processing, and the manufacturing cost is rapidly increased, which is not commercially advantageous. Accordingly, the vanadium (V) content may be limited to 0.03% or less. More preferably, the vanadium (V) content may be 0.02% or less.
  • Titanium (Ti) is a component that significantly improves low-temperature toughness by precipitating as TiN during reheating to suppress the growth of crystal grains in the base material and in the heat-affected zone of welding. In order to obtain such an effect, it is preferable that 0.001% or more of titanium (Ti) is added. On the other hand, when titanium (Ti) is excessively added, the low-temperature toughness may be reduced due to clogging of the playing nozzle or crystallization of the center. In addition, since titanium (Ti) is combined with nitrogen (N) to form a coarse TiN precipitate in the center of the thickness, thereby reducing the elongation of the product, the lamellar tearing resistance of the final material may be deteriorated. Accordingly, the titanium (Ti) content may be 0.03% or less. A preferred titanium (Ti) content may be 0.025% or less, and a more preferred titanium (Ti) content may be 0.018% or less.
  • Chromium (Cr) is a component that increases the hardenability and forms a low-temperature transformation structure, thereby increasing the yield yield and tensile strength. In addition, it is also a component effective in preventing a decrease in strength by slowing the decomposition rate of cementite during tempering after quenching or heat treatment after welding. For this effect, 0.01% or more of chromium (Cr) may be added.
  • the present invention may limit the upper limit of the chromium (Cr) content to 0.30%.
  • the upper limit of the preferred chromium (Cr) content may be 0.25%.
  • Molybdenum (Mo) is an element that increases grain boundary strength and has a large solid solution strengthening effect in ferrite, and effectively contributes to increase the strength and ductility of the product.
  • molybdenum (Mo) has an effect of preventing a decrease in toughness due to grain boundary segregation of an impurity element such as phosphorus (P). For this effect, 0.10% or more of molybdenum (Mo) may be added.
  • Molybdenum (Mo) is an expensive element and if excessively added, manufacturing cost may greatly increase, so the upper limit of the molybdenum (Mo) content may be limited to 0.12%.
  • Copper (Cu) is an element advantageous in the present invention because it can significantly improve the strength of the matrix phase by solid solution strengthening in ferrite, and has an effect of suppressing corrosion in a wet hydrogen sulfide atmosphere. For this effect, 0.01% or more of copper (Cu) may be included. More preferably, the copper (Cu) content may be 0.03% or more. However, when the content of copper (Cu) is excessive, the possibility of causing star cracks on the surface of the steel sheet increases, and copper (Cu) is an expensive element, and there may be a problem in that the manufacturing cost is greatly increased. Accordingly, the present invention may limit the upper limit of the copper (Cu) content to 0.40%. The upper limit of the preferable copper (Cu) content may be 0.35%.
  • Nickel (Ni) is an element that effectively contributes to improving the strength by increasing the stacking defects at low temperatures to facilitate the cross slip of dislocations, improving the impact toughness, and improving the hardenability. For this effect, 0.05% or more of Nikek (Ni) may be added. A preferred nickel (Ni) content may be 0.10% or more. On the other hand, when nickel (Ni) is excessively added, the manufacturing cost may also increase due to high cost, so that the upper limit of the nickel (Ni) content may be limited to 0.40%. A preferable upper limit of the nickel (Ni) content may be 0.35%.
  • the ultra-thick steel material for a steam drum of the present invention may include the remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-described components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be entirely excluded. Since these impurities are known to those of ordinary skill in the art, all contents thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • additional addition of effective ingredients other than the above-mentioned ingredients is not entirely excluded.
  • Ceq according to Relation 1 below may satisfy the range of 0.5 to 0.6.
  • [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] and [Cu] are respectively C, Mn, Cr, Mo, V, Ni and It means the content (wt%) of Cu, and 0 is substituted if these components are not intentionally added.
  • the ultra-thick steel material for a steam drum according to an aspect of the present invention has a thickness of 133 to 250 mm, it can effectively respond to the trend of enlargement of the steam drum.
  • the surface layer portion of the ultra-thick steel material for a steam drum according to an aspect of the present invention may be formed of a ferrite and pearlite composite structure having an average particle size of 20 ⁇ m or less. Since the steel material for an ultra-thick steam drum according to an aspect of the present invention limits the introduction of hard tissue into the surface layer of the steel, it is possible to suppress the maximum surface crack depth of the final product to 0.1 mm or less. That is, the steel for ultra-thick steam drum according to one aspect of the present invention actively suppresses the formation of hard structures such as martensite and bainite in the surface layer of the steel, and even if these hard structures are unavoidably formed, the fraction can be actively suppressed to 5 area% or less (including 0%). Preferably, the hard tissue fraction of the surface layer portion of the steel may be 3% or less (including 0%).
  • the surface layer portion of the steel may mean a region up to 10 mm in the thickness direction from the surface of the steel.
  • the ultra-thick steel material for a steam drum may contain at least five fine VC precipitates having a diameter of 5 to 15 nm per 1 ⁇ m 2 when the cross-section of the steel material that has undergone post-welding heat treatment (PWHT) is observed.
  • VC is formed in the form of carbides or carbonitrides in the temperature range of 600 to 700 ° C, causing precipitation strengthening. Therefore, the present invention can maintain an appropriate strength of 550 MPa or more even after heat treatment of the specimen at a high temperature.
  • the ultra-thick steel material for a steam drum according to an aspect of the present invention may have a porosity of 0.1mm 3 /g or less at the center of the steel material. Therefore, the ultra-thick steel material for a steam drum according to an aspect of the present invention can effectively secure lamellar tearing resistance.
  • the steel core means 3/8t to 5/8t (t: steel thickness, mm), and the central porosity can be confirmed by measuring the density and taking the reciprocal number.
  • the ultra-thick steel material for a steam drum according to one aspect of the present invention may have a tensile strength of 550 to 690 MPa and a cross-sectional shrinkage ratio (ZRA) in the thickness direction of 35% or more.
  • ZRA cross-sectional shrinkage ratio
  • the maximum depth of surface cracks in the final product state may be 0.1 mm or less.
  • the depth of the surface crack is determined by visual inspection of the existence of the surface crack, and if there is a crack, grinding is performed until the crack disappears at the corresponding point, and the depth from the surface layer to the place removed through grinding can be found by measuring
  • Another ultra-thick steel material for steam drums in one aspect of the present invention is, by weight, C: 0.2 to 0.3%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.1%, P: 0.01 % or less, S: 0.015% or less, Nb: 0.001 to 0.02%, V: 0.001 to 0.03%, Ti: 0.001 to 0.03%, Cr: 0.01 to 0.3%, Mo: 0.01 to 0.12%, Cu: 0.01 to 0.4% , Ni: 0.05 to 0.4%, Ca: 0.0005 to 0.004%, including the remaining Fe and other unavoidable impurities, Ceq according to the following relation 1 satisfies the range of 0.5 to 0.6, and the average particle size of prior austenite is 500 ⁇ m or less, preparing a slab having a thickness of 650 mm or more; First heating the slab in a temperature range of 1100 ⁇ 1300 °C; providing a primary intermediate material having a thickness of 450 to
  • the inventor of the present invention has conducted an in-depth study on a method for manufacturing an ultra-thick steel material having excellent surface quality while having suitable properties for a steam drum, especially in a slab manufactured to a thickness of 650 mm or more,
  • the slab of the present invention is provided with an alloy composition corresponding to the steel material described above, the description of the alloy composition of the slab is replaced with a description of the alloy composition of the steel material described above.
  • the alloy composition of the slab used in the present invention corresponds to the necessary conditions for securing a tensile strength of 550 to 690 MPa and a section shrinkage ratio (ZRA) of 35% or more.
  • the casting speed of the large face casting machine for producing slabs with a thickness of 650 mm or more is 0.06 to 0.1 m/min, it is significantly slower than a general casting machine (casting speed: 0.4 to 1.5 m/min) for manufacturing slabs with a thickness of 250 to 400 mm. Casting is carried out at high speed. Therefore, when manufacturing a slab having a thickness of 650 mm or more, since the time maintained in the mold is relatively long, it is placed in an environment where austenite can be grown more coarsely.
  • the manganese (Mn) segregation index at the austenite grain boundary increases, and the grain boundary strength decreases and hardenability increases at the same time. And the fraction of martensite is increased. Since the hard tissue has a low uniform elongation, intergranular cracking may easily occur when thermal deformation or external deformation or stress is applied. Therefore, when the grain size of the prior austenite (Prior Austenite) in the surface layer of the slab is large, the grain boundary cracks on the surface of the slab may occur more actively, and the depth of inflow of cracks may be further increased in the high deformation process such as forging and rolling thereafter. . Therefore, it is very important to control the grain size of prior austenite to an appropriate level or less in order to suppress surface cracks in the final product.
  • Prior austenite Prior austenite
  • the average prior austenite grain size of the slab can be derived from the following relation 2, the present invention can effectively suppress grain boundary cracks by limiting the average prior austenite grain size of the slab to 500 ⁇ m or less.
  • the average prior austenite grain size of the slab may be 400 ⁇ m or less, and more preferably, the average prior austenite grain size of the slab may be 350 ⁇ m or less.
  • [C], [Ni], [Cr] and [Mo] mean the contents (% by weight) of C, Ni, Cr and Mo contained in the steel slab, respectively, and R is 8.314 J/mol /K , T is the casting temperature (K), t is the casting time (s).
  • the present invention can reduce the carbon equivalent (Ceq) of the steel slab according to the following relation 1 to 0.6 or less.
  • a preferred carbon equivalent (Ceq) may be 0.5 to 0.6.
  • the prepared slab can be heated in the temperature range of 1100 ⁇ 1300 °C.
  • the thickness of the slab may be 650 mm or more, and a preferred thickness may be 700 mm or more.
  • the slab primary heating of the present invention is preferably carried out in a temperature range of 1100 °C or more.
  • the primary heating of the slab of the present invention is preferably carried out in the range of 1300 °C or less.
  • the primary intermediate material can be provided by performing primary forging processing of the primary heated slab at a cumulative rolling reduction of 3 to 15% and a deformation rate of 1/s to 4/s.
  • 1/s means that the deformation section per second is deformed by 100%.
  • Primary forging is a step of forging the first heated slab to a thickness of 450 to 550 mm and processing it to the width of the final secondary intermediate material. Since low-speed forging with high deformation is essential in order to sufficiently compress the voids, the primary forging can be performed under the conditions of a cumulative rolling reduction of 3 to 15% and a deformation rate of 1/s to 4/s.
  • the cumulative reduction in the primary forging may be 5% or more, and more preferably, the cumulative reduction in the primary forging may be 7% or more.
  • the cumulative rolling reduction at or below the non-recrystallization temperature, which is not recovered or canceled by recrystallization exceeds 15%, the uniform elongation of the surface is extremely reduced due to work hardening of the overlapped dislocations, and in the forging process Surface cracks may occur.
  • the cumulative reduction in the primary forging may be 13% or less, and more preferably, the cumulative reduction in the primary forging may be 11% or less.
  • Secondary intermediate material with a thickness of 300 to 340 mm by second heating the primary intermediate material to a temperature range of 1000 to 1200 ° C, and secondary forging at a cumulative rolling reduction of 3 to 30% and a deformation rate of 1/s to 4/s can provide
  • the maximum surface crack depth of the secondary intermediate material may be 5 ⁇ m or less.
  • Secondary forging is a step of processing the primary intermediate material to the desired thickness and length of the final secondary intermediate material by forging by heating it to a temperature range of 1000 ⁇ 1200 °C.
  • the secondary forging can be performed by applying a cumulative reduction amount of 3 to 30% and a deformation rate of 1/s to 4/s.
  • the central porosity of the secondary intermediate material may be 0.1 mm 3 /g or less.
  • the cumulative reduction in the secondary forging is not sufficient, it may not be possible to completely compress the micropores remaining after the primary forging.
  • the physical properties may be deteriorated compared to the case of the circular void shape due to the notch effect. Therefore, it is necessary to sufficiently compress the voids with a cumulative reduction of 3% or more during secondary forging.
  • the cumulative reduction amount is excessive, surface cracks may occur due to surface layer work hardening, so the upper limit of the cumulative reduction amount may be limited to 30%.
  • the deformation rate of the second forging may be 1/s to 4/s as in the first forging. At a deformation rate of less than 1/s, the temperature of the finish forging may drop and surface cracks may occur. On the other hand, when a high strain rate of more than 4/s is applied in the non-recrystallization region, elongation may decrease and surface cracks may occur.
  • the secondary intermediate material after the forging operation is completed can be heated for the third time in the temperature range of 1000 ⁇ 1200°C.
  • the structure is homogenized by re-dissolving titanium (Ti) or niobium (Nb) complex carbonitrides or TiNb (C,N) coarse crystals formed during casting, and heating and maintaining the secondary intermediate material up to the recrystallization temperature or higher before hot rolling. , to ensure that the rolling end temperature is sufficiently high to minimize crushing of inclusions during the rolling process, tertiary heating can be performed in a temperature range of 1000°C or higher.
  • the oxidation scale at high temperature may be a problem, and the manufacturing cost increase due to high temperature heating and maintenance may be a problem.
  • the present invention provides an upper limit of the tertiary heating temperature can be limited to 1200 °C.
  • hot rolled material having a thickness of 133 to 233 mm by hot rolling the tertiary heated secondary intermediate material in a temperature range of 900 to 1100 °C.
  • the maximum surface crack depth of the hot rolled material may be 2 ⁇ m or less.
  • the hot rolling temperature is preferably 900 ⁇ 1100 °C.
  • Normalizing heat treatment in which the hot-rolled hot-rolled material is heated to a temperature range of 820 to 900° C. and maintained for 10 to 40 minutes, followed by air cooling to room temperature may be performed.
  • the heating temperature is less than 820 ° C or the holding time is less than 10 minutes, re-dissolution of carbides generated during cooling after rolling or impurity elements segregated at grain boundaries does not occur smoothly, so the thickness direction elongation (ZRA) of the steel after heat treatment ) and low-temperature toughness may be greatly reduced.
  • ZRA thickness direction elongation
  • the heating temperature exceeds 900°C or the holding time exceeds 40 minutes, austenite coarsens and a group of precipitated phases such as Nb(C,N), V(C,N), etc. Dialogue may degrade my lamellar tearing quality.
  • additional heat treatment (ASME section VIII-Division 1. Table UCS-56) can be performed to weld normalized products and remove residual stress.
  • heat treatment after welding at 635° C. and 370 minutes may be performed.
  • a cast steel having a thickness of 700 mm having the alloy components shown in Table 1 was prepared.
  • Primary forging, secondary forging, hot rolling and normalizing heat treatment were performed according to the process conditions in Table 2.
  • the primary heating temperature of 1200 °C, the secondary heating temperature of 1100 °C, and the tertiary heating temperature of 1050 °C were commonly applied, and the normalizing time of 30 minutes was commonly applied.
  • each specimen was measured and described in Table 3.
  • the microstructure of each specimen was observed using SEM, and it was confirmed that all specimens had ferrite and pearlite composite structures with an average particle size of 20 ⁇ m or less as matrix structures.
  • the superficial hard tissue fraction was measured by using an automatic image analyzer after the MA was raised from the superficial tissue specimen through LePera etching, and the central porosity was determined by measuring the density of the center of the specimen.
  • the tensile strength and thickness direction cross-sectional shrinkage (ZRA) of each specimen were measured using a tensile tester.
  • VC precipitates were analyzed using TEM-Replica, and the diffraction pattern was first measured to confirm the crystal structure of VC. Since the (001) plane of the VC precipitate is parallel to the (001) plane of the ferrite, and the [110] direction of the VC precipitate forms a Baker-Nutting orientation relationship parallel to the [100] direction of the ferrite, the TEM image (TEM Image) can be easily found. For statistical processing, multiple images of 200nm 2 x 200nm 2 were used, and the number of VC precipitates per 1 ⁇ m 2 was counted.
  • Comparative Examples 5 to 7 the manufacturing conditions proposed by the present invention are satisfied, but the alloy composition is not satisfied. As the conditions such as the microstructure type and fraction and the central porosity suggested by the present invention are not satisfied, the strength, ZRA, and surface quality are low. level can be seen. Since Comparative Example 8 does not satisfy the number of VC precipitates proposed by the present invention, it can be seen that the tensile strength is relatively low.

Abstract

본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.

Description

표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법
본 발명은 석유화학 발전설비 및 보일런 등에 사용 가능한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼(Steam Drum)용 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
발전설비에 사용되는 보일러 스팀드럼(Steam Drum)은 보일러에서 증발된 수증기를 일정한 압력하에서 저장하여 수증기(Steam)과 물(Water)을 분리하는 역할을 하는 용기이다. 화학반응이나 연소반응에서 발생하는 열을 활용하기 위해 폐열 보일러를 많이 사용하며, 폐열 보일러가 설치되는 경우 반드시 스팀드럼(Steam Drum)을 필요로 한다. 스팀(Steam) 보일러의 효율성 증대 요구에 부응하여 대형화, 대용량 저장목적으로 사용되는 강재의 후물화가 지속적으로 증대되고 있는 실정이다. 강재의 두께가 증대될수록 총 압연 압하량이 줄어들기 때문에 미세조직이 커지며, 개재물이나 편석 등 재료 내 결함으로 인해 재질이 열화되는 경향성을 나타내게 된다. 따라서 강재의 내 외부 건전성(Soundness)를 향상시키기 위하여 비금속 개재물이나 편석 등 불순물 농도를 줄이거나 표면 및 재료 내부의 크랙, 공극 등을 극한으로 제어하는 추세이다.
특히 두께가 100mmt를 초과하는 극후물재의 경우, 박물재와 비교하였을 때 압연 압하비가 높지 않기 때문에 연주 또는 주조 시 발생하는 미응고 수축공이 조압연 과정에서 충분히 압착되지 않고 제품중심부에 잔류 공극의 형태로 남아 있게 된다.
이러한 잔류공극은 구조물에 있어서 두께 축방향 응력 받았을 때, 크랙의 개시점으로 작용을 하게 되며, 결국 라멜라티어링 형태로 설비 전체에 파손을 일으킬 수 있다. 따라서 압연 이전 단계에서 반드시 잔류공극이 존재하지 않도록 중심 공극을 충분히 압착해주는 공정이 필요하다.
이와 관련된 특허문헌 1은 후판 조압연 공정에서 강압하를 적용하는 기술로서, 압연기의 설계 허용치(하중 및 토크)에 근접하도록 설정된 패스별 강압하율로부터 두께별 판물림이 발생하는 두께별 한계 압하율을 결정하는 기술, 조압연기의 목표두께를 확보하기 위하여 패스별 두께비의 지수를 조정하여 압하율을 분배하는 기술, 그리고 두께별 한계 압하율에 근거하여 판물림이 발생하지 않도록 압하율을 수정하는 기술을 활용한 것으로, 80mmt기준 조압연 최종 3패스에서의 평균압하율을 약 27.5%로 인가할 수 있는 제조방법을 제공한다. 하지만 상기 압연방법의 경우 제품두께 전체의 평균압하율을 측정한 것으로, 최대두께가 233mmt 이상인 극후물재의 경우, 잔류공극이 존재하는 중심부까지는 고변형을 인가시키기에는 기술적 어려움이 따른다.
극후물을 제조하는 다른 방법 중 하나는 압연기보다 패스당 유효 변형량이 높은 단조기를 활용하는 방법이다. 특허문헌 2는 가열로에서 추출된 연주 슬라브를 수직으로 세워서 전체 폭 단조 압하량을 400mm이상 부여하고 폭단조 패스를 좌굴 한계 압하량 이내 조건인 2패스 이내의 압하량으로 폭단조 패스를 실시하여 폭방향 엣지부와 중심부 기공을 없애고 중심부 변형율을 증가시키는 방법을 제안하며, 특허문헌 1에서 문제되었던 중심부 잔류공극을 효과적으로 압착시킬 수 있으므로 제품의 내 라멜라티어링 품질을 향상시킬 수 있다.
하지만, 폭단조 과정에서의 국부적인 변형집중으로 인하여 표면결함이 발생할 수 있다. 특히 단조 이전에 주편상태에서 표층 또는 표층하 결함이 존재하는 경우, 단조과정에서 결함이 전파되어 압연 후 제품상태에서 표면품질이 더욱 열위해 질 수 있다.
한편 특허문헌 3에서는 소정의 합금조성으로 제공되는 소재를 1200∼1350℃로 가열하고, 누적 압하량을 25％ 이상으로 하는 열간 단조를 행하고, Ac3점 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 누적 압하량을 40％ 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, Ac3점 이상 1050℃ 이하로 재가열하고, Ac3점 이상의 온도에서 350℃ 이하 또는 Ar3점 이하의 낮은 쪽의 온도까지 급냉하고, 450℃∼700℃의 온도로 템퍼링을 행하는 공정을 통하여 항복강도가 620MPa 이상인 100mmt이상의 후육 고강도 강판을 제조할 수 있다고 개시하고 있다.
하지만 상술된 초고강도 강판의 경우, 탄소당량(Ceq) 및 경화능 지수(DI)가 높아 주조 중 표면크랙에 취약할 뿐만 아니라 노말라이징(Normalizing) 열처리로 제조되는 스팀드럼(Steam Drum)용 강재 경우 해당 공정조건을 용이하게 적용할 수 없다. 또한 탄소당량(Ceq)과 경화능 지수(DI)가 높을 경우, 제강 2차 냉각 과정에서 표층 경질조직의 생성으로 인해, 주편 표층의 크랙이 쉽게 발생하며, 단조과정에서 크랙이 전파됨으로써, 최종 제품의 표면품질을 열화시킬 수 있다.
따라서, 중심부 공극을 압착하여 최종 제품의 내부 건전성을 향상시키기 위해서 단조를 실시하는 방안이 제안되었으나, 스팀드럼(Steam Drum)용 강재의 적절한 재질과 우수한 표면품질을 함께 확보하기 위한 실질적인 방안을 제시하지는 못하고 있다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2012-0075246호(2012.07.06. 공개)
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제10-2012-0074039호(2012.07.05. 공개)
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제10-2017-0095307호(2017.08.22. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 극후물 강재는, 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.001~0.02%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.4%, Ni: 0.05~0.4%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의한 Ceq가 0.5 내지 0.6의 범위를 만족하며, 평균 입도가 20㎛ 이하인 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 기지조직으로 가지고, 표면으로부터 두께방향으로 10mm까지의 영역인 표층부에서의 경질조직 분율이 5면적% 이하이며, 3/8t 내지 5/8t(여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)의 영역인 중심부의 공극율이 0.1mm3/g 이하이고, 용접후 열처리(PWHT) 이후의 강재 단면에서 관찰되는 석출물 중 직경이 5~15nm인 미세 VC 석출물이 1㎛2 당 5개 이상일수 있다.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강재에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
상기 강재의 두께는 133~250mm일 수 있다.
상기 강재의 인장강도는 550~690MPa일 수 있다.
상기 강재의 두께방향 단면 수축률(ZRA)은 35% 이상일 수 있다.
상기 강재의 최대 표면 크랙 깊이는 0.1mm 이하(0 포함)일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 극후물 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.001~0.02%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.4%, Ni: 0.05~0.4%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1에 의한 Ceq가 0.5 내지 0.6의 범위를 만족하며, 구오스테나이트의 평균 입도가 500㎛ 이하이고, 두께가 650mm 이상인 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 1차 가열하는 단계; 상기 1차 가열된 슬라브를 3~15%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 1차 단조 가공하여 450~550mm 두께의 1차 중간재를 제공하는 단계; 상기 1차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 2차 가열하는 단계; 상기 2차 가열된 1차 중간재를 3~30%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 2차 단조 가공하여 300~340mm 두께의 2차 중간재를 제공하는 단계; 상기 2차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 3차 가열하는 단계; 상기 3차 가열된 2차 중간재를 900~1100℃의 온도범위에서 열간압연하여 두께가 133~233mm인 열연재를 제공하는 단계; 및 상기 열간압연이 완료된 열연재를 820~900℃의 온도범위로 가열하여 10~40분간 유지한 후 상온까지 공냉하는 노말라이징 열처리 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강 슬라브에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
상기 2차 중간재의 중심부 공극률을 0.1mm3/g 이하일 수 있다.
상기 열연재의 최대 표면크랙 깊이는 2㎛ 이하(0 포함)일 수 있다.
상기 노말라이징 열처리된 강재를 용접하는 단계; 및 상기 용접된 강재의 잔류응력을 제거하기 위해 추가적인 열처리(PWHT)를 실시하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 구현예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 효과는 전술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 아래에 기재된 사항으로부터 유추 가능한 기술적 효과를 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
본 발명은 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는, 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.001~0.02%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.4%, Ni: 0.05~0.4%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의한 Ceq가 0.5 내지 0.6의 범위를 만족하며, 평균 입도가 20㎛ 이하인 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 기지조직으로 가지고, 표면으로부터 두께방향으로 10mm까지의 영역인 표층부에서의 경질조직 분율이 5면적% 이하이며, 3/8t 내지 5/8t(여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)의 영역인 중심부의 공극율이 0.1mm3/g 이하이고, 용접후 열처리(PWHT) 이후의 강재 단면에서 관찰되는 석출물 중 직경이 5~15nm인 미세 VC 석출물이 1㎛2 당 5개 이상일수 있다.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강재에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
이하, 본 발명의 합금조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 합금조성과 관련하여 기재된 % 및 ppm은 중량을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.20~0.30%
탄소(C)는 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있으며, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서 0.20% 이상의 탄소(C)가 첨가될 수 있다. 바람직하게는 0.22% 이상의 탄소(C)가 첨가될 수 있다. 반면, 탄소(C)의 함량이 일정 수준을 초과하게 되면, 노말라이징 열처리 시 펄라이트의 분율이 증대되어 모재 강도 및 경도가 과다하게 초과될 수 있으며, 이로 인하여 단조 가공 중 표면크랙이 발생하고, 최종 제품에서의 내 라멜라티어링 특성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 탄소(C) 함량을 0.30%로 제한 할 수 있으며. 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 상한은 0.26%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.05~0.50%
실리콘(Si)은 치환형 원소로써 고용강화를 통해 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산효과를 가지고 있으므로 청정강 제조에 필수적인 원소이다. 따라서, 실리콘(Si)은 0.05% 이상 첨가될 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.20% 이상 첨가될 수 있다. 반면, 실리콘(Si)이 다량 첨가되는 경우, MA(Martensite-Austenite)상을 생성시키고, 페라이트 기지 강도를 지나치게 증대시켜 극후물 제품의 표면품질에 열화를 가져올 수 있으므로, 그 함량의 상한을 0.50%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.40%일 수 있다.
망간(Mn): 1.0~2.0%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이다. 따라서, 550MPa이상의 인장강도를 확보하기 위해, 1.0% 이상의 망간(Mn)이 첨가되는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.1% 이상일 수 있다. 반면, 망간(Mn)은 황(S)과 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 인성을 저하시키고, 두께방향 인장 시 연신률을 저하시키는 요인으로 작용하므로, 내 라멜라티어링 품질이 급격히 저하시키는 요인일 될 수 있다. 따라서, 망간(Mn) 함량은 2.0% 이하로 관리하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.5% 이하일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.005~0.1%
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 더불어 제강공정에서의 강력한 탈산제 중 하나로서, 이러한 효과를 얻기 위해 0.005% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 반면, 알루미늄(Al) 함량이 과다한 경우, 탈산의 결과물로 생성되는 산화성 개재물 중의 Al2O3의 분률이 과다하게 증대되어 그 크기가 조대해지고, 정련 중에 해당 개재물의 제거가 어려워 지는 문제가 있어, 내 라멜라티어링 특성을 저하시키는 요인이 될 수 있다. 따라서, 알루미늄(Al) 함량은 0.1% 이하로 관리하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.07% 이하일 수 있다.
인(P): 0.010% 이하(0% 포함), 황(S): 0.0015% 이하(0% 포함)
인(P) 및 황(S)은 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소이다. 따라서, 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해, 인(P)을 0.010% 이하로 제한하고, 황(S)을 0.0015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.001~0.02%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, 고온 재가열시에 고용된 니오븀(Nb)은 압연시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하므로, 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 따라서, 니오븀(Nb)은 0.001% 이상 첨가되는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.005% 이상일 수 있다. 반면, 니오븀(Nb)이 과다하게 첨가될 경우, 미용해된 니오븀(Nb)이 TiNb(C,N)형태로 생성되며, 내 라멜라티어링 특성을 저해시키는 요인이 되므로, 니오븀(Nb) 함량의 상한은 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.017% 이하일 수 있다.
바나듐(V): 0.001~0.03%
바나듐(V)은 재가열 시 거의 모두 재고용되므로 후속하는 압연 시 석출이나 고용에 의한 강화효과는 미비하지만, 이후의 PWHT 등의 열처리 과정에서 매우 미세한 탄질화물로 석출하여 강도를 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001%이상의 바나듐(V)을 첨가할 필요가 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 반면, 그 함량이 과다한 경우, 모재 및 용접부의 강도 및 경도를 지나치게 증대되어 스팀드럼 가공시 표면 크랙 등의 요인으로 작용할 수 있을 뿐만 아니라, 제조원가가 급격히 상승하여 상업적으로 이롭지 않다. 따라서, 바나듐(V) 함량은 0.03% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.02% 이하일 수 있다.
티타늄 (Ti): 0.001~0.03%
티타늄(Ti)은 재가열 시 TiN 으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 성분이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해 0.001% 이상의 티타늄(Ti)이 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 티타늄(Ti)이 과다하게 첨가되는 경우, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소될 수 있다. 또한, 티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합하여 두께 중심부에 조대한 TiN 석출물을 형성하여 제품의 연신률을 저하시키기므로, 최종재의 내 라멜라티어링 특성이 저하될 수 있다. 따라서, 티타늄(Ti) 함량은 0.03% 이하일 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.025% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.018% 이하일 수 있다.
크롬(Cr): 0.01~0.30%
크롬(Cr)은 소입성을 증대시켜 저온변태조직을 형성함으로써 항복항도 및 인장강도를 증대시키는 성분이다. 또한, 급냉 이후의 템퍼링이나 용접 후 열처리 동안 시멘타이트의 분해 속도를 늦춤으로써 강도의 하락을 방지하는 효과가 있는 성분이기도 하다. 이와 같은 효과를 위해 0.01% 이상의 크롬(Cr)이 첨가될 수 있다. 반면, 크롬(Cr) 함량이 과다한 경우, M23C6등과 같은 Cr-Rich 조대 탄화물의 크기 및 분률이 증대되어 제품의 충격인성이 저하되며, 제품 내 니오븀(Nb)의 고용도 및 NbC와 같은 미세 석출물의 분율이 줄어들게 되므로, 제품의 강도 저하가 문제될 수 있다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.30%로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.12%
몰리브덴(Mo)은 입계 강도를 증대시키고 페라이트 내 고용강화 효과가 큰 원소로써, 제품의 강도와 연성을 증대에 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 인(P) 등의 불순물 원소의 입계 편석에 의한 인성 저하를 방지하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 위해 0.10% 이상의 몰리브덴(Mo)이 첨가될 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)은 고가의 원소로서 과도하게 첨가하는 경우 제조비용이 크게 상승할 수 있으므로, 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 0.12%로 제한할 수 있다.
구리(Cu): 0.01~0.40%
구리(Cu)는 페라이트 내 고용강화에 의해 기지상의 강도를 크게 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 습윤 황화수소 분위기에서의 부식을 억제하는 효과가 있어, 본 발명에서 유리한 원소이다. 이와 같은 효과를 위해 0.01% 이상의 구리(Cu)를 포함할 수 있다. 보다 바람직한 구리(Cu) 함량은 0.03% 이상일 수 있다. 다만, 구리(Cu)의 함량이 과다한 경우 강판의 표면에 스타크랙을 유발할 가능성이 커지며, 구리(Cu)는 고가의 원소로서 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있을 수 있다. 따라서, 본 발명은 구리(Cu) 함량의 상한을 0.40%로 제한할 수 있다. 바람직한 구리(Cu) 함량의 상한은 0.35%일 수 있다.
니켈(Ni): 0.05~0.40%
니켈(Ni)은 저온에서 적층결함을 증대시켜 전위의 교차슬립(Cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고, 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 효과적으로 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 위해 0.05% 이상의 니켁(Ni)이 첨가될 수 있다. 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.10% 이상일 수 있다. 반면, 니켈(Ni)이 과다하게 첨가되는 경우, 비싼 원가로 인해　제조원가도 상승시킬 수 있으므로, 니켈(Ni) 함량의 상한을 0.40%로 제한할 수 있다. 바람직한 니켈(Ni) 함량의 상한은 0.35%일 수 있다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%,
알루미늄(Al)에 의한 탈산 후 칼슘(Ca)을 첨가하게 되면 MnS 개재물을 형성하는 황(S)과 결합하여 MnS의 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 수소유기균열에 의한 크랙의 발생을 억제하는 효과가 있다. 불순물로 함유되는 황(S) CaS로 충분히 형성시키기 위해서는 0.0005% 이상의 칼슘(Ca)을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 첨가량이 과다해지면 CaS를 형성하고 남은 칼슘(Ca)이 산소(O)와 결합하여 조대한 산화성 개재물을 생성하게 되며, 이는 압연 시 연신 및 파괴되어 내 라멜라티어링 특성을 저하시키는 요인이 될 수 있다. 따라서, 칼슘(Ca) 함량의 상한을 0.0040%로 제한할 수 있다.
본 발명의 스팀드럼용 극후물 강재는 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는 아래의 관계식 1에 의한 Ceq가 0.5 내지 0.6의 범위를 만족할 수 있다.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강재에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는 133~250mm의 두께를 가지므로, 스팀드럼의 대형화 추세에 효과적으로 대응할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재의 표층부는 평균 입도가 20㎛ 이하인 페라이트 및 펄라이트 복합조직으로 이루어질 수 있다. 본 발명의 일 측면에 따른 극후물 스팀드럼용 강재는 강재의 표층부에 경질조직이 도입되는 것을 제한하므로, 최종 제품의 최대 표면크랙 깊이를 0.1mm 이하로 억제할 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 극후물 스팀드럼용 강재는 강재의 표층부에 마르텐사이트 및 베이나이트 등의 경질 조직이 형성되는 것을 적극 억제하며, 이들 경질 조직이 불가피하게 형성되는 경우라도, 그 분율을 5면적% 이하(0% 포함)로 적극 억제할 수 있다. 바람직한 강재 표층부의 경질조직 분율은 3% 이하(0% 포함)일 수 있다. 여기서, 강재의 표층부는 강재 표면으로부터 두께방향으로 10mm까지의 영역을 의미할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는 용접후 열처리(PWHT)를 거친 강재의 단면 관찰 시, 직경 5~15nm인 미세한 VC 석출물을 1㎛2 당 최소 5개 이상 포함할 수 있다. VC는 600~700℃온도 영역에서 탄화물 또는 탄질화물 형태로 형성되어 석출강화를 일으킨다. 따라서, 본 발명은 고온에서 시편열처리 후에도 550MPa이상의 적절한 강도를 유지할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는, 강재 중심부의 공극율이 0.1mm3/g 이하일 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는 내 라멜라티어링 품질을 효과적으로 확보할 수 있다. 여기서, 강재 중심부는 3/8t 내지 5/8t(t: 강재 두께, mm)를 의미하며, 중심부 공극률은 밀도를 측정하여 역수를 취함으로써 확인할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는, 550~690MPa의 인장강도 및 35% 이상의 두께방향 단면 수축률(ZRA)을 가질 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재는 최종 제품 상태에서의 표면크랙 최대 깊이가 0.1mm 이하일 수 있다. 여기서, 표면 크랙의 깊이는, 육안으로 표면 크랙의 존재 여부를 판단 한 후 크랙이 존재하는 경우 해당 지점에 크랙이 없어질 때 까지 그라인딩을 실시하며, 표층으로부터 그라이딩을 통해 제거된 곳 까지의 깊이를 측정하여 알 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 스팀드럼용 극후물 강재의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 다른 스팀드럼용 극후물 강재는, 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.001~0.02%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.4%, Ni: 0.05~0.4%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1에 의한 Ceq가 0.5 내지 0.6의 범위를 만족하며, 구오스테나이트의 평균 입도가 500㎛ 이하이고, 두께가 650mm 이상인 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 1차 가열하는 단계; 상기 1차 가열된 슬라브를 3~15%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 1차 단조 가공하여 450~550mm 두께의 1차 중간재를 제공하는 단계; 상기 1차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 2차 가열하는 단계; 상기 2차 가열된 1차 중간재를 3~30%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 2차 단조 가공하여 300~340mm 두께의 2차 중간재를 제공하는 단계; 상기 2차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 3차 가열하는 단계; 상기 3차 가열된 2차 중간재를 900~1100℃의 온도범위에서 열간압연하여 두께가 133~233mm인 열연재를 제공하는 단계; 및 상기 열간압연이 완료된 열연재를 820~900℃의 온도범위로 가열하여 10~40분간 유지한 후 상온까지 공냉하는 노말라이징 열처리 단계를 통해 제조될 수 있다.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강 슬라브에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
슬라브 준비
본 발명의 발명자는 스팀드럼용으로 적합한 물성을 가지면서도 우수한 표면 품질을 가지는 극후물 강재를 제조하기 위한 방안에 대해 심도 있는 연구를 수행하였으며, 특히 650mm 이상의 두께로 제작되는 슬라브에 있어서, 최종 강재의 강도 및 표면 품질을 확보하기 위해서는 슬라브의 탄소 당량(Ceq)을 일정 범위로 제어해야 할 뿐만 아니라, 슬라브의 구오스테나이트(Prior Austenite) 결정립 크기가 유효한 조건임을 인지하고 본 발명을 도출하게 되었다.
본 발명의 슬라브는 전술한 강재와 대응하는 합금조성을 구비되므로, 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 강재의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다. 본 발명에 이용되는 슬라브의 합금조성은 550~690MPa의 인장강도 및 35% 이상의 단면 수축율(ZRA)을 확보하기 위한 필요 조건에 해당한다.
두께가 650mm 이상인 슬라브를 제조하는 대단면 주조기의 주조속도는 0.06~0.1m/min이므로, 두께가 250~400mm인 슬라브를 제조하는 일반적인 주조기(주조속도: 0.4~1.5m/min)에 비해 현저히 느린 속도로 주조작업을 실시한다. 따라서, 두께가 650mm 이상인 슬라브를 제작하는 경우, 몰드(Mold) 내에서 유지되는 시간이 상대적으로 길어지므로, 오스테나이트(Austenite)가 더욱 조대하게 성장될 수 있는 환경에 놓여진다.
초기 오스테나이트 결정립 크기가 증가될수록 오스테나이트 입계의 망간(Mn) 편석지수가 증가되며, 입계강도가 낮아지고 동시에 소입성이 증가되기 때문에, 슬라브의 표층부에는 연질의 페라이트 및 펄라이트가 아닌 경질의 베이나이트 및 마르텐사이트의 분율이 증가하게 된다. 경질조직은 균일 연신율이 낮으므로, 열변형이나 외부 변형 또는 응력이 인가되는 경우, 입계크랙(Intergranular cracking)이 용이하게 발생할 수 있다. 따라서, 슬라브 표층의 구오스테나이트(Prior Austenite) 결정립 크기가 큰 경우, 슬라브 표면의 입계크랙이 보다 활발히 발생할 수 있으며, 이후의 단조 및 압연 등 고변형 과정에서 크랙의 유입 깊이가 더욱 증대될 수 있다. 따라서, 최종 제품의 표면 크랙을 억제하기 위해서는 구오스테나이트의 결정립 크기를 적정 수준 이하로 제어하는 것이 매우 중요하다.
슬라브의 평균 구오스테나이트 결정립 크기는 아래의 관계식 2를 도출될 수 있으며, 본 발명은 슬라브의 평균 구오스테나이트 결정립 크기를 500㎛ 이하로 제한하여 입계크랙을 효과적으로 억제할 수 있다. 바람직한 슬라브의 평균 구오스테나이트 결정립 크기는 400㎛ 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 슬라브의 평균 구오스테나이트 결정립 크기는 350㎛ 이하일 수 있다.
[관계식 2]
D (주조 후 슬라브의 구오스테나이트 결정립도) = 3600 * exp {-(89098 + 3581*[C] + 1211*[Ni] + 1443*[Cr] + 4043*[Mo])/(RT)} * t0.18
상기 관계식 2에서, [C], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 강 슬라브에 포함되는 C, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미하며, R은 8.314 J/mol/K , T는 주조 온도(K), t는 주조 시간(s)을 의미한다.
구오스테나이트의 결정립 크기를 줄이는 방안으로는 용질 견인(solute dragging) 효과나 피닝(Pinning) 효과가 있는 탄소(C), 니켈(Ni), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 성분을 높게 설계하는 방안이 있다. 하지만 이들 탄소(C), 니켈(Ni), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 성분이 높아지는 경우 탄소 당량(Ceq) 역시 증대되어 슬라브의 냉각 과정에서 저온변태조직이 생성될 수 있다. 따라서, 본 발명은 아래의 관계식 1에 의한 강 슬라브의 탄소 당량(Ceq)을 0.6 이하로 제할 수 있다. 바람직한 탄소 당량(Ceq)은 0.5 내지 0.6일 수 있다.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강 슬라브에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
슬라브 1차 가열
준비된 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열할 수 있다. 전술한 바와 같이, 슬라브의 두께는 650mm 이상일 수 있으며, 바람직한 두께는 700mm 이상일 수 있다.
주조 중에 형성된 티타늄(Ti)이나 니오븀(Nb)의 복합 탄질화물 또는 TiNb(C,N) 조대 정출물 등을 재고용 시키기 위해 일정 온도범위 이상에서 슬라브를 가열할 필요가 있다. 또한, 1차 단조 전 슬라브를 재결정 온도 이상까지 가열시켜 유지함으로써 조직을 균질화시키고, 단조 종료 온도를 충분히 높게 확보하여 단조과정에서 발생할 수 있는 표층 크랙을 최소화 하기 위해 일정 온도범위 이상에서 슬라브를 가열하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 슬라브 1차 가열은 1100℃ 이상의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
반면, 슬라브 가열 온도가 과다하게 높은 경우, 고온 산화스케일이 과도하게 발생할 수 있으며, 고온 가열 및 유지에 의해 제조원가의 증가가 과도할 수 있다. 따라서, 본 발명의 슬라브 1차 가열은 1300℃ 이하의 범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
1차 단조
1차 가열된 슬라브를 3~15%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 1차 단조 가공하여 1차 중간재를 제공할 수 있다. 여기서, 1/s는 초당 변형구간이 100% 변형되었다는 것을 의미한다.
1차 단조는 1차 가열된 가열된 슬라브를 450~550mm 두께로 단조하여 최종 2차 중간재의 폭으로 가공하는 단계이다. 공극을 충분히 압착시키기 위해서는 고변형의 저속 단조가 필수적이므로, 1차 단조는 3~15%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 조건에서 행해질 수 있다.
1차 단조의 누적 압하량이 3% 미만일 경우, 슬라브에서 잔류한 공극을 충분히 압착시키지 못하여 잔류공극이 발생하므로, 최종 제품에서의 내라멜라티어링 특성이 저하될 수 있다. 바람직한 1차 단조의 누적 압하량은 5% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 1차 단조의 누적 압하량은 7% 이상일 수 있다. 하지만, 전위밀도가 회복되거나 또는 재결정에 의해 상쇄되지 않는 미재결정 온도 이하에서의 누적압하량이 15%를 초과하는 경우, 중첩된 전위의 가공경화로 인해 표면의 균일 연신률이 극히 저하되며, 단조과정에서 표면 크랙이 발생할 수 있다. 바람직한 1차 단조의 누적 압하량은 13% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 1차 단조의 누적 압하량은 11% 이하일 수 있다.
2차 가열 및 2차 단조
1차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 2차 가열하고, 3~30%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 2차 단조 가공하여 300~340mm 두께의 2차 중간재를 제공할 수 있다. 2차 중간재의 최대 표면크랙 깊이는 5㎛ 이하일 수 있다.
2차 단조는 1차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 가열하여 단조함으로써, 목적하는 최종 2차 중간재의 두께와 길이로 가공하는 단계이다. 1차 단조와 마찬가지로, 2차 중간재의 중심부 공극율을 충분히 낮추기 위해, 2차 단조에서도 고변형 저속단조가 필수적이다. 따라서, 2차 단조는 3~30%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도를 적용하여 실시될 수 있다. 2차 중간재의 중심부 공극율을 0.1mm3/g이하일 수 있다.
2차 단조의 누적 압하량이 충분하지 못한 경우, 1차 단조 후 잔류된 미세공극을 완전 압착 시키지 못할 수 있다. 또한, 타원형으로 압착된 공극의 끝점에 변형이 인가 되는 경우, 노치효과(Notch Effect)로 인해 오히려 원형 공극 형태일 때 보다 물성이 열위해 질 수 있다. 따라서 2차 단조 시 3% 이상의 누적 압하량으로 공극을 충분히 압착시켜줄 필요가 있다. 하지만 누적 압하량이 과도한 경우, 표층 가공경화로 인하여 표면 크랙이 발생할 수 있으므로, 누적 압하량의 상한을 30%로 제한할 수 있다.
2차 단조의 변형속도는 1차 단조와 마찬가지로 1/s~4/s일 수 있다. 1/s 미만의 변형 속도에서는 마무리 단조의 온도가 하락하여 표층크랙이 발생할 여지가 있다. 반면, 미재결정역에서 4/s 초과의 고변형속를 적용하는 경우, 연신률 저하 및 표면크랙을 유발할 수 있다.
3차 가열 및 열간압연
단조작업이 완료된 2차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 3차 가열 할 수 있다.
주조 중에 형성된 티타늄(Ti) 또는 니오븀(Nb)의 복합 탄질화물 또는 TiNb(C,N) 조대 정출물 등을 재고용 시키고, 열간압연 전 2차 중간재를 재결정 온도 이상까지 가열시켜 유지함으로써 조직을 균질화시키며, 압연 종료 온도를 충분히 높게 확보하여 압연과정에서 개재물 파쇄를 최소화 하기 위해 1000℃ 이상의 온도범위에서 3차 가열을 실시할 수 있다.
반면, 과다하게 높은 온도로 2차 중간재를 가열하는 경우, 고온에서의 산화스케일이 문제될 수 있으며, 고온 가열 및 유지에 따른 제조원가 상승이 문제될 수 있는바, 본 발명은 3차 가열온도의 상한을 1200℃로 제한할 수 있다.
3차 가열된 2차 중간재를 900~1100℃의 온도범위에서 열간압연하여 두께가 133~233mm인 열연재를 제공할 수 있다. 열연재의 최대 표면크랙 깊이는 2㎛ 이하일 수 있다.
마무리 열간압연 온도가 900℃ 미만일 경우, 온도하락에 따라 변형 저항값이 지나치게 증대되므로 제품 두께방향 중심부의 오스테나이트 결정립을 충분히 미세화 하기 어려우며, 그에 따라 최종 제품의 내 라멜라티어링 특성이 열위해 질 수 있다. 반면, 열간압연 온도가 1100℃를 초과하는 경우, 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대해 지기 때문에 강도 및 충격인성이 열위해 질 우려가 있다. 따라서 열간압연 온도는 900~1100℃인 것이 바람직하다.
노말라이징 열처리
열간압연이 완료된 열연재를 820~900℃의 온도범위로 가열하여 10~40분간 유지한 후 상온까지 공냉하는 노말라이징 열처리를 실시할 수 있다.
노멀라이징 열처리 시, 가열온도가 820℃ 미만이거나, 유지시간이 10분 미만인 경우, 압연 후 냉각 중에서 생성된 탄화물이나 입계에 편석된 불순 원소들의 재고용이 원활히 일어나지 않아, 열처리 이후 강재의 두께방향 연신율(ZRA) 및 저온 인성이 크게 저하될 수 있다. 반면, 노말라이징 열처리 시, 가열온도가 900℃를 초과하거나, 유지시간이 40분을 초과하는 경우, 오스테나이트 조대화 및 Nb(C,N), V(C,N) 등의 석출상들의 조대화로 인하여 내 라멜라티어링 품질이 저하될 수 있다.
용접후 열처리 (PWHT)
용접후 열처리는 노멀라이징이 완료된 제품을 용접하고 잔류응력을 제거해 주기 위해 추가적인 열처리(ASME section VIII-Division 1. Table UCS-56)를 진행할 수 있다. 일 예로서, 180mm 두께의 강재에 대해, 635℃ 및 370분 조건의 용접후 열처리가 실시될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
표 1의 합금성분을 가지는 700mm 두께의 주편을 제작하였다. 표 2의 공정조건에 의해 1차 단조, 2차 단조, 열간압연 및 노말라이징 열처리를 실시하였다. 이 때, 1200℃의 1차 가열 온도, 1100℃의 2차 가열 온도 및 1050℃의 3차 가열 온도를 공통적으로 적용하였으며, 노말라이징 시간은 30분을 공통적으로 적용하였다. 1차 중간재의 두께는 550mm 조건을 적용하고, 2차 중간재의 두께는 400mm 조건을 적용하였다. 표 2에 기재된 공정 조건 이외에는 본 발명의 범위를 만족하는 공정 조건을 적용하였다.
Figure PCTKR2021017415-appb-img-000001
Figure PCTKR2021017415-appb-img-000002
이후 각 시편의 물성값을 측정하여 표 3에 기재하였다. SEM을 이용하여 각 시편의 미세조직을 관찰하였으며, 모든 시편은 평균입도가 20㎛ 이하인 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 기지조직으로 가지는 것을 확인할 수 있었다. 표층부 경질조직 분율은 레페라 에칭(LePera etching)을 통해 표층부 조직시편에서 MA를 현출시킨 다음, 이미지 자동 분석기를 이용하여 크기를 측정하였으며, 중심부 공극률은 시편 중심부의 밀도를 측정하여 판단하였다. 또한, 인장시험기를 이용하여 각 시편의 인장강도 및 두께방향 단면 수축률(ZRA)을 측정하였다. 아울러, 각 시편의 표면을 육안으로 관찰할 후 표면크랙이 형성된 지점에 그라인딩을 실시하였으며, 크랙이 없어질 때까지의 그라인딩 깊이를 표면 크랙 깊이로 측정하였다. VC 석출물은 TEM-Replica를 활용하여 분석하였으며, 회절패턴을 먼저 측정하여 VC의 결정구조를 확인하였다. VC 석출물은 (001)면이 페라이트의 (001)면과 평행하여, VC 석출물의 [110] 방향이 페라이트의 [100] 방향과 평행한 Baker-Nutting 방위관계를 형성하고 있기 때문에, TEM 이미지(TEM Image) 상에서 용이하게 찾아낼 수 있다. 통계적인 처리를 위해 200nm2 x 200nm2의 이미지를 여러 장 활용하여, 1㎛2 당 VC 석출물의 개수를 카운팅하였다.
Figure PCTKR2021017415-appb-img-000003
표1 내지 표 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우 우수한 인장강도, 내 라멜라티어링 특성 (ZRA품질) 및 표면품질을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
그러나 비교예 1 내지 4의 경우 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건을 만족하지 않아 본 발명이 제안하는 표층 미세조직 종류 및 분율, 또는 중심부 공극률 특성을 만족하지 않음에 따라 강도 및 ZRA, 표면품질 특성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 5 내지 7의 경우 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나 합금조성을 만족하지 본 발명이 제안하는 미세조직 종류 및 분율, 중심부 공극률 등 조건을 만족하지 않음에 따라 강도 및 ZRA, 표면품질이 낮은 수준임을 알 수 있다. 비교예 8의 경우 본 발명이 제안하는 VC 석출물 개수를 만족하지 않으므로, 인장강도가 상대적으로 낮은 수준인 것을 알 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.001~0.02%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.4%, Ni: 0.05~0.4%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에 의한 Ceq가 0.5 내지 0.6의 범위를 만족하며,
    평균 입도가 20㎛ 이하인 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 기지조직으로 가지고, 표면으로부터 두께방향으로 10mm까지의 영역인 표층부에서의 경질조직 분율이 5면적% 이하이며,
    3/8t 내지 5/8t(여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)의 영역인 중심부의 공극율이 0.1mm3/g 이하이고,
    용접후 열처리(PWHT) 이후의 강재 단면에서 관찰되는 석출물 중 직경이 5~15nm인 미세 VC 석출물이 1㎛2 당 5개 이상인, 극후물 강재.
    [관계식 1]
    Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
    상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강재에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 두께는 133~250mm인, 극후물 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 인장강도는 550~690MPa인, 극후물 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 두께방향 단면 수축률(ZRA)은 35% 이상인, 극후물 강재..
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 최대 표면 크랙 깊이는 0.1mm 이하(0 포함)인, 극후물 강재.
  6. 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.015% 이하, Nb: 0.001~0.02%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.01~0.12%, Cu: 0.01~0.4%, Ni: 0.05~0.4%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1에 의한 Ceq가 0.5 내지 0.6의 범위를 만족하며, 구오스테나이트의 평균 입도가 500㎛ 이하이고, 두께가 650mm 이상인 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 1차 가열하는 단계;
    상기 1차 가열된 슬라브를 3~15%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 1차 단조 가공하여 450~550mm 두께의 1차 중간재를 제공하는 단계;
    상기 1차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 2차 가열하는 단계;
    상기 2차 가열된 1차 중간재를 3~30%의 누적 압하량 및 1/s~4/s의 변형속도로 2차 단조 가공하여 300~340mm 두께의 2차 중간재를 제공하는 단계;
    상기 2차 중간재를 1000~1200℃의 온도범위로 3차 가열하는 단계;
    상기 3차 가열된 2차 중간재를 900~1100℃의 온도범위에서 열간압연하여 두께가 133~233mm인 열연재를 제공하는 단계; 및
    상기 열간압연이 완료된 열연재를 820~900℃의 온도범위로 가열하여 10~40분간 유지한 후 상온까지 공냉하는 노말라이징 열처리 단계를 포함하는, 극후물 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15
    상기 관계식 1에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각각 강 슬라브에 포함되는 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu의 함량(중량%)을 의미하며, 이들 성분이 의도적을 첨가되지 않는 경우 0을 대입한다.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 2차 중간재의 중심부 공극률을 0.1mm3/g 이하인, 극후물 강재의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 열연재의 최대 표면크랙 깊이는 2㎛ 이하(0 포함)인, 극후물 강재의 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 노말라이징 열처리된 강재를 용접하는 단계; 및
    상기 용접된 강재의 잔류응력을 제거하기 위해 추가적인 열처리(PWHT)를 실시하는 단계를 더 포함하는, 극후물 강재의 제조방법.
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