KR102475606B1 - 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%, 망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%, 니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 250 J ~ 350 J 을 만족하고, 페라이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직을 가진다.

Description

저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법{Steel having excellent low-temperature fracture toughness and method of manufacturing the same}

본 발명의 기술적 사상은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

선박, 해양 구조물 등의 구조용 강재나, 이산화탄소, 암모니아, LNG 등의 다종 액화가스를 혼재하는 다목적 탱크용 후강판은 그 사용환경이 매우 가혹하다. 따라서 이러한 해양 구조용 강재나 탱크용 강재는 강도뿐만 아니라 저온에서의 충격인성이 매우 중요시된다. 해양구조용 강재는 온난지역에서의 자원 고갈로 인해 해상석유가스 자원이 풍부한 북극과 같은 한랭지역으로 그 사용환경이 점차 이동하고 있어 기존의 저온 충격인성용 강재만으로는 상기와 같이 가혹해지는 극저온 환경을 견디기가 어려워지고 있다. 강재의 강도를 향상시키기 위하여 탄소 및 합금 원소의 함량을 증가하면, 저온에서의 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

종래에 45kg급 저온 충격인성 보증 배관용 압력용기 강재는 일반적으로 노말라이징 열처리 강재(A516-60-N)를 사용한다. 이러한 경우, 노말라이징 열처리 조건은 0.05 ~ 0.10℃/초의 승온속도, 890 ~ 910℃의 노말라이징 온도, 1 hr의 노말라이징 시간 및 ~0.5℃/s의 냉각속도 등이다. 최근에는, 압력용기 강재에 대하여 장시간의 용접후 열처리 이후에도 저온 충격인성이 우수할 것을 요구하고 있다. 따라서, 종래의 노말라이징 열처리 제조 방법에 제한이 생기며, 저온 충격인성을 향상시킬 목적으로 첨가되는 합금원소를 감소시키게 되어, 강도가 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 강도의 감소 없이 저온 충격인성이 향상된 강재가 요구되고 있다.

한국특허출원번호 제10-2014-0051850호

본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 일 관점에 의하면, 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%, 망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%, 니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 250 J ~ 350 J 을 만족할 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 페라이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는, 0.293 내지 0.383 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가질 수 있다. (여기에서, Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 임)

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재의 제조 방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%, 망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%, 니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,100℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 1,050℃ ~ 1,150℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 20℃ ~ 30℃의 온도로 냉각하는 단계; 상기 압연된 강재를 10℃/초 ~ 100℃/초의 승온속도로 가열하여, 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계; 및 상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계는, 0.1℃/초 ~ 0.5℃/초의 냉각속도로 20℃ ~ 30℃의 온도까지 냉각할 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계를 수행한 후에, 상기 강재는, 인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 250 J ~ 350 J 을 만족할 수 있다.

본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 노말라이징 온도로 강재를 급속하게 가열함으로써, 오스테나이트 상변태를 빠르게 하여, 오스테나이트의 결정립을 미세화한다. 미세화된 오스테나이트로부터 생성되는 페라이트와 펄라이트가 또한 미세화되어, 장도 증가 및 저온 충격인성을 확보할 수 있다.

상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 실시예와 비교예의 강재의 미세조직을 나타낸 현미경 사진이다.
도 3는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 샤르피 충격시험을 실시한 후의 파면 형상을 나타내는 현미경 사진이다.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.

본 발명은 강재의 합금 조성 및 열처리 조건의 제어를 통해 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법을 제시한다.

종래의 50kg급 저온 충격인성 보증 압력용기용 강재는 일반적으로 노말라이징 후 템퍼링한 열처리 강재(A516-70-N/A537-C1)가 사용되어왔다. 압력용기 환경 가혹화 및 대형화에 따른 고강도 및 저온 충격인성 향상의 요구에 맞춰 고강도 목적의 탄소 및 합금 원소 첨가할 경우, 강도 향상은 구현할 수 있으나 저온 충격인성 저하가 초래되는 문제가 있었다. 특히 -40℃ 이하에서의 저온 충격인성이 매우 취약하였다.

노말라이징 열처리된 강재의 강도 및 물성의 변화는 미세조직의 상변태 및 생성과 밀접한 관계를 가진다. 노말라이징 열처리 전에 승온속도를 증가시켜, 저온 충격인성을 저하시키는 원인인 펄라이트 밴드의 생성을 억제하고, 결정립 크기를 감소시킴으로써 강도를 보상받을 수 있다. 또한, 탄소 및 합금 원소 저감에 따른 강도 보상은 노말라이징 열처리 방법을 변경하여, 가속냉각에 따른 미세조직 미세화 강도 보상 및 저온 충격인성을 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 일 측면인 저온 충격인성이 우수한 강재에 대하여 설명한다.

저온 충격인성이 우수한 강재

본 발명의 일 측면인 우수한 저온 충격인성이 우수한 노말라이징 열처리 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%, 망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%, 니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재는 0.293 내지 0.383 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가질 수 있다.

상기 탄소 당량(Ceq)은 하기의 식으로 산출될 수 있다.

Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5

이하, 본 발명에 따른 저온 충격인성이 우수한 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

탄소(C): 0.11% ~ 0.14%

탄소(C)는 강도를 확보하기 위해 첨가된다. 탄소(C)의 함량이 0.11% 미만인 경우에는, 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.14%를 초과하는 경우에는, 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 탄소(C)는 강재 전체 중량의 0.11% ~ 0.14%로 첨가하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%

실리콘(Si)은 제강공정에서 강재 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과도 갖는다. 실리콘(Si)의 함량이 0.2% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.4%를 초과하는 경우에는, 인성 및 용접성이 저하되고, 강 중 산화개재물이 증가하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘(Si)은 강재 전체 중량의 0.2% ~ 0.3%로 첨가하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%

망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소로서, 망간(Mn)의 첨가는 탄소(C)의 첨가보다도 강도 상승 시, 연성의 저하가 적다. 망간(Mn)의 함량이 1.0% 미만인 경우에는. 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 망간(Mn)의 함량이 1.2%를 초과하는 경우에는, MnS계 비금속개재물의 양이 증가하는 데 기인하여 용접 시 크랙 발생 등의 결함을 유발할 수 있다. 따라서, 망간(Mn)은 강재 전체 중량의 1.0% ~ 1.2%로 첨가하는 것이 바람직하다.

가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%

가용성 알루미늄(S_Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.15% 미만인 경우에는, 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 슬라브 표면 품질 저하를 야기할 수 있다. 따라서, 가용성 알루미늄(S_Al)은 강재 전체 중량의 0.015% ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%

크롬(Cr)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 크롬의 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는, 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 크롬(Cr)은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.1%로 첨가하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%

니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 니켈(Ni)의 함량이 0.25% 미만인 경우에는, 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 니켈(Ni)의 함량이 0.35%를 초과하는 경우에는, 적열취성을 유발할 수 있다. 따라서, 니켈(Ni)은 강재 전체 중량의 0.25% ~ 0.35%로 첨가하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 재가열 단계에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방해하여 강재의 인성을 향상시킬 수 있다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만인 경우에는, 티타늄 첨가 효과가 불충분하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.015%를 초과하는 경우에는, 조대한 석출물을 생성시킴으로써 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 오히려 저하되고 강재의 인성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 티타늄(Ti)은 강재 전체 중량의 0.005% ~ 0.015%로 첨가하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%

니오븀(Nb)은 고온에서 강에 포함되는 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성하고, 이러한 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 인성을 모두 향상시킨다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 니오븀(Nb) 첨가 효과가 미미하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는, 강재의 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 니오븀(Nb)은 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.02%로 첨가하는 것이 바람직하다.

인(P): 0% 초과 ~ 0.012%

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 용접부 인성 및 저온 충격인성을 저하시키고, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 줄 수 있다. 따라서, 인(P)은 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.012%로 제한하였다.

황(S): 0% 초과 ~ 0.003%

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하고, 저융점 원소로서 입계 편석 가능성이 높아 인성을 저하시킨다. 황의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 모재 및 용접부 인성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.003%로 제한하였다.

상기 강재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.

전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 본 발명의 기술적 사상에 따른 강재의 제조 방법을 통해 형성된 강재는, 인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 250 J ~ 350 J 을 만족할 수 있다.

상기 강재의 최종 미세조직은 페라이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직일 수 있다.

상기 합금 조성의 강재는 강도 및 인성이 우수하고, 저온 충격 특성이 우수하여 중고온용 압력 용기용 강재 용도 등으로 사용하기 적합할 수 있다.

본 발명의 다른 측면은 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법이 제공된다. 이에 따르면 전술한 합금 조성으로 이루어지는 강재를 1,100℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 1,050℃ ~ 1,150℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 20℃ ~ 30℃의 온도로 냉각하는 단계; 상기 압연된 강재를 10℃/초 ~ 100℃/초의 승온속도로 가열하여, 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계; 및 상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계;를 포함한다.

상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계는, 0.1℃/초 ~ 0.5℃/초의 냉각속도로 20℃ ~ 30℃의 온도까지 냉각할 수 있다.

상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계를 수행한 후에, 상기 강재는, 인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 250 J ~ 350 J 을 만족할 수 있다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법에 관하여 설명한다.

강재의 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.

본 발명에 따른 강재 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.

상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%, 망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%, 니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 강재의 제조방법은 재가열단계(S110), 열간압연 단계(S120), 열간압연 후 냉각 단계(S130), 노말라이징 단계(S140), 및 노말라이징 후 냉각 단계(S150)를 포함한다.

재가열 단계(S110)

재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 1,100℃ ~ 1,200℃의 SRT(Slab Reheating Temperature)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다.

재가열 온도가 1,100℃ 미만일 경우에는 가열온도가 충분하지 않아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물이 고용 온도에 이르지 못해 열간압연시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 또한, 반대로, 재가열 온도가 1,200℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 제조되는 강의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

강재 가열 후, 강재를 압연하는 과정을 거치게 되는데, 강재가 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다. 본 발명의 압연 단계는 두 가지 온도 영역에서 실시한다. 또한, 각각의 온도 영역에서의 재결정 거동은 서로 상이하므로 그 조건도 다르게 설정한다.

열간압연 단계(S120)

상기 가열된 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 일회로 이루어지거나 복수회로 이루어질 수 있다. 하기에는 상기 열간압연을 1차 및 2차로 2회 수행하는 경우를 예시적으로 설명하기로 한다.

1차 열간압연은 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상에서 이루어지는 것이 바람직하다. 열간압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조 조직을 파괴하며 오스테나이트 재결정을 통하여 결정립을 작게 하는 효과가 있다. 이러한 결정립 미세화는 강재의 강도 및 인성 향상에 중요한 영향을 미치게 된다. 이어서, 1차 열간압연된 상기 강재의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위해 2차 열간압연을 실시한다. 2차 열간압연은 결정립을 더욱 변형시키고 이러한 결정립 내부의 변형에 의해 전위를 발달시켜 냉각시에 침상 페라이트로의 변태를 용이하게 하기 위함이다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 2차 열간압연에서 패스당 압하율을 20% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 2차 열간압연은 오스테나이트 미재결정영역에서 진행될 수 있다. 이 경우, 오스테나이트 결정립을 더욱 미세화할 수 있으며, 오스테나이트 재결정역에서 마무리 압연을 수행하는 경우에 비하여 더욱 우수한 충격인성을 구현할 수 있다.

상기 열간압연은 1,050℃ ~ 1,150℃의 온도에서 종료될 수 있다. 상기 열간압연 온도가 1,150℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태 후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 상기 열간압연 온도가 1,050℃ 미만으로 실시될 경우에는 압연 부하를 유발하여 생산성을 저하시키고 열처리 효과를 저감시킬 수 있다.

열간압연 후 냉각 단계(S130)

상기 열간압연 강재를 상온 예를 들어 20℃ ~ 30℃의 온도로 냉각한다. 상기 냉각은 다양한 냉각 방법을 사용할 수 있으며, 예를 들어 공냉할 수 있다.

노말라이징 단계(S140)

열간압연 후 냉각된 강재를 10℃/초 ~ 100℃/초의 승온속도로 빠르게 가열하여, 900℃ ~ 950℃의 온도에서 30분 ~ 2시간 범위로 노말라이징한다. 상기 노말라이징은 재료의 성질을 변화시키지 않고 압연에 가공 변화된 결정립의 회복, 조직의 균일화, 내부 응력을 제거하여 가공성을 향상시킬 수 있다. 노말라이징 온도가 900℃ 미만인 경우, 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노말라이징 온도가 950℃를 초과하는 경우, 과도한 열이 소요되어 생산성 측면에서 좋지 못하다.

노말라이징 후 냉각 단계(S150)

상기 노말라이징된 강재를 0.1℃/초 ~ 0.5℃/초의 냉각속도로 20℃ ~ 30℃의 온도까지 냉각한다.

상기 단계(S110 ~ S150)로 제조되는 강재는 열처리 조건의 적절한 제어로 인하여, 인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 샤르피 충격 흡수에너지: 250 J ~ 350 J 을 만족하는 강종으로 개선될 수 있다.

상기 노말라이징 단계에서, 상기 10℃/초 ~ 100℃/초의 승온속도는 통상적인 0.05℃/초 ~ 0.1℃/초의 승온속도에 비하여 매우 빠르다. 이와 같이 빠른 승온 속도에 의하여, 템퍼링 공정을 수행하지 않고도, 오스테나이트 상변태를 빠르게 할 수 있고, 결정립을 미세화할 수 있다. 또한, 페라이트와 펄라이트가 함께 분해되어 오스테나이트를 형성하는 역변태 축적에너지를 증가시켜, 역변태 핵생성 위치를 증가시키고 역변태 속도를 빠르게 함으로서, 미세화된 오스테나이트를 형성할 수 있다. 이와 같이, 미세화된 오스테나이트를 공냉함으로써 최종 조직은 페라이트와 펄라이트가 미세화되고 이에 따라 강도와 저온인성을 동시에 보장할 수 있다.

실험예

이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.

표 1 및 표 2는 비교예들과 실시예들의 강재들의 조성을 나타낸다. 표 1 및 표 2에서 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다. 단위는 중량%이다.

구분	C	Si	Mn	S_Al	Cr	Ni
비교예1	0.133	0.22	1.19	0.020	0.05	0.29
비교예2	0.133	0.25	1.10	0.025	0.02	0.28
비교예3	0.131	0.25	1.11	0.023	0.05	0.28
비교예4	0.130	0.25	1.11	0.021	0.04	0.26
실시예1	0.132	0.22	1.11	0.020	0.06	0.26
실시예2	0.133	0.25	1.11	0.025	0.06	0.29

구분	Ti	Nb	P	S	H (ppm)	Ceq
비교예1	0.008	0.017	0.007	0.001	2.0	0.361
비교예2	0.007	0.018	0.007	0.001	2.1	0.339
비교예3	0.009	0.018	0.007	0.001	2.1	0.345
비교예4	0.009	0.017	0.008	0.001	2.2	0.340
실시예1	0.008	0.016	0.008	0.001	2.3	0.346
실시예2	0.007	0.019	0.007	0.001	2.2	0.349

표 1 및 표 2를 참조하면, 비교예들과 실시예들은 본 발명에서 제안한 조성 범위를 만족하고 있다.

표 3은 비교예들과 실시예들의 강재들을 형성하는 공정 조건 값들을 나타낸다.

구분	재가열온도 (℃)	열간압연 종료온도 (℃)	승온속도 (℃/초)	노말라이징 온도 (℃)	냉각속도 (℃/초)
비교예1	1100	1085	0.07	920	0.5
비교예2	1100	1090	0.08	915	0.5
비교예3	1141	1115	0.08	920	0.5
비교예4	1144	1121	0.07	913	0.5
실시예1	1100	1077	51	915	0.5
실시예2	1143	1113	74	915	0.5

표 3을 참조하면, 비교예들과 실시예들은 본 발명에서 제안한 공정 조건을 만족하고 있으며, 다만 노말라이징을 위한 승온 속도가 비교예들은 0.05 ~ 0.1 ℃/초 범위인 반면, 실시예들은 10 ~ 100 ℃/초 범위로서 상이점이 있다.

표 4는 상기 제조된 강재에 대하여, 기계적 물성으로서, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지(CVN)를 각각 측정하여 그 결과를 나타낸다.

구분	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	연신율 (%)	-40℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지 (J)
				1회	2회	3회	4회	5회	평균
비교예1	357	486	28	380	384	367	385	210	345
비교예2	331	465	29	378	132	373	388	372	329
비교예3	355	451	29	383	215	372	218	367	311
비교예4	343	450	30	-	-	-	-	-	-
실시예1	398	513	22	299	375	374	245	278	314
실시예2	402	524	23	279	369	357	344	345	339

표 4를 참조하면, 실시예들은 비교예들에 비하여 인장강도와 항복강도가 증가되었고, 연신율은 저하되었으며, 샤르피 충격 흡수에너지는 거의 유사한 값을 나타내었다. 따라서, 실시예는 강도를 증가시킴에도 저온 충격인성이 저하되지 않는 강재를 제공할 수 있다.

도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 실시예와 비교예의 강재의 미세조직을 나타낸 현미경 사진이다.

도 2를 참조하면, 비교예의 강재에 비하여 실시예의 강재가 미세한 구조를 가짐을 알 수 있다, 이는 노말라이징을 수행하기 전에 약 920℃까지 약 51℃/초의 승온 속도로 급속 가열하여, 오스테나이트 상변태를 빠르게 하고, 따라서 오스테나이트 결정립을 미세화하였기 때문이다. 이러한, 페라이트와 펄라이트가 분해 및 결합하는 오스테나이트로의 역변태 축적에너지가 증가되어, 역변태 핵생성 위치가 증가되고 속도가 높아져, 결과적으로 미세조직이 더 미세화될 수 있다. 또한, 비교예에서는 펄라이트 밴드가 형성되어 있으나, 실시예에서는 상기 펄라이트 밴드가 관찰되지 않았다. 이와 같이 미세화된 오스테나이트를 공냉함으로써, 최종 조직인 페라이트 + 펄라이트가 미세화되고, 또한 펄라이트 밴드 형성이 억제되므로, 강도가 증가되고 또는 저온 충격인성의 저하를 방지할 수 있다.

도 3는 본 발명의 일실시예에 따른 강재의 샤르피 충격시험을 실시한 후의 파면 형상을 나타내는 현미경 사진이다.

도 3을 참조하면, 실시예의 강재와 비교예의 강재를 -40℃에서 시험한 결과이다. 실시예의 강재의 경우 비교예의 강재에 비해 연성파면 발생시 보이는 딤플(dimple)의 형성이 상대적으로 많은 것을 알 수 있는데, 이로 인해 충격시험에서 더 많은 에너지를 흡수할 수 있으므로, 더 우수한 저온충격인성을 나타낼 수 있다.

이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (6)

1. 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%, 망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%, 니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
   인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 평균 샤르피 충격 흡수에너지: 300 J ~ 350 J 을 만족하고,
   페라이트와 펄라이트가 혼합된 혼합 조직을 가지고,
   열간압연후 10℃/초 ~ 100℃/초의 승온속도로 가열하여, 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징을 수행하여 구현된,
   강재.
2. 삭제
3. 제 1 항에 있어서,
   상기 강재는, 0.293 내지 0.383 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가지는,
   (여기에서, Ceq = C + Mn/6 + Ni/15 + Cr/5 임)
   강재.
4. 중량%로, 탄소(C): 0.11% ~ 0.14%, 실리콘(Si): 0.2% ~ 0.3%, 망간(Mn): 1.0% ~ 1.2%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.1%, 니켈(Ni): 0.25% ~ 0.35%, 티타늄(Ti): 0.005% ~ 0.015%, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.012%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,100℃ ~ 1,200℃의 온도에서 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 강재를 1,050℃ ~ 1,150℃의 온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계;
   상기 열간압연된 강재를 20℃ ~ 30℃의 온도로 냉각하는 단계;
   상기 압연된 강재를 10℃/초 ~ 100℃/초의 승온속도로 가열하여, 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징하는 단계; 및
   상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는,강재의 제조 방법으로서,
   상기 강재의 제조방법을 이용하여 제조된 강재는,
   인장강도(TS): 415 MPa ~ 550 MPa, 항복강도(YS): 220 MPa ~ 410 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 25%, 및 -40℃ 에서의 평균 샤르피 충격 흡수에너지: 300 J ~ 350 J 을 만족하고,
   상기 노말라이징 단계에서, 상기 강재를 10℃/초 ~ 100℃/초의 상기 승온속도로 가열하여 900℃ ~ 950℃의 온도에서 노말라이징을 수행하는,
   강재의 제조 방법.
5. 제 4 항에 있어서,
   상기 노말라이징된 강재를 냉각하는 단계는,
   0.1℃/초 ~ 0.5℃/초의 냉각속도로 20℃ ~ 30℃의 온도까지 냉각하는,
   강재의 제조방법.
6. 삭제

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