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KR102075205B1 - 극저온용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

극저온용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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KR102075205B1
KR102075205B1 KR1020170154083A KR20170154083A KR102075205B1 KR 102075205 B1 KR102075205 B1 KR 102075205B1 KR 1020170154083 A KR1020170154083 A KR 1020170154083A KR 20170154083 A KR20170154083 A KR 20170154083A KR 102075205 B1 KR102075205 B1 KR 102075205B1
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Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세조직이 면적%로, 10% 이상의 소려 베이나이트, 10% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하는 극저온용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

극저온용 강재 및 그 제조방법{CRYOGENIC STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 LNG(Liquefied Natural Gas) 등의 극저온용 저장용기 등의 구조재 등에 사용되는 극저온용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 베이나이트를 이용한 직접소입형 극저온용 니켈(Ni)함유 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
LNG의 친환경성과 기술 발전을 통한 비용 저감 및 효율성증가로 인해 세계 LNG 소비가 꾸준하게 증가함에 따라 1980년 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 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 오스테나이트를 이차상으로 가짐으로써 극저온에서의 좋은 충격인성을 나타낸다. 그러나, 9% Ni 강재의 경우 여러 번의 열처리 과정을 거치면서 일반 열처리재 대비 생산 비용 증가 및 열처리 설비의 과부화를 유발하는 단점을 가지고 있다.
이러한 단점을 해결하기 위해 기존 9% Ni 강재의 제조공정에서 소입 공정을 생략한 직접소입 및 소려법(DQT: Direct Quenching-Tempering) 기술이 개발되었으며, 이를 통해 기존 공정에서 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 직접 소입 후 미세조직 내부의 잔류 응력 증가로 인해 제품의 형상 제어가 어려워지는 문제점 또한 발생하게 된다.
대한민국 공개특허공보 제2015-0029754호 대한민국 공개특허공보 제2015-0023724호
본 발명의 바람직한 일 측면은 높은 강도 및 우수한 연성을 가질 뿐만 아니라 극저온에서의 충격인성 및 평탄도가 우수한 극저온용 강재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 높은 강도 및 우수한 연성을 가질 뿐만 아니라 극저온에서의 충격인성 및 평탄도가 우수한 극저온용 강재를 직접소입 및 소려법으로 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세조직이 면적%로, 10% 이상의 소려 베이나이트, 10% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하는 극저온용 강재가 제공된다.
상기 강재의 두께는 10~45mm일 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 강재를 직접소입한 후 소려처리하여 제조되는 극저온용 강재로, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 직접소입한 후 소려처리 전의 강재의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 면적%로, 10% 이상의 베이나이트를 포함하고, 소려처리 후의 강재의 미세조직이 면적%로, 10% 이상의 소려 베이나이트, 10%이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하는 극저온용 강재가 제공된다.
상기 직접소입한 후 강재의 미세조직의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기는 30㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열한 후 900℃이하의 온도에서 마무리 열간압연하여 강재를 얻는 단계;
상기 강재를 10~40℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 직접 소입단계; 및
상기와 같이 직접 소입된 강재를 580~600℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함하고, 상기 직접 소입단계 후 소려처리 단계 전의 강재의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 면적%로, 10% 이상의 베이나이트를 포함하는 극저온용 강재의 제조방법이 제공된다.
상기 강재의 두께는 10~45mm일 수 있다.
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 높은 강도 및 우수한 연성을 가질 뿐만 아니라 극저온에서의 충격인성 및 평탄도가 우수한 극저온용 강재를 직접소입 및 소려법으로 제조할 수 있다.
도 1은 발명강 1의 직접 소입 후의 베이나이트를 포함한 강재의 미세조직 사진이다.
9% Ni 강재는 국가에 따라서 ASTM A553 type-1, JIS SL9N590, BS 1501-2 에 부합하는 type 510 등의 성분 규정을 가지고 있으며, 중량 %로 Ni 9% 외에 C, Mn, Si 등을 함유하며 충격인성 저하 등의 문제를 제어하기 위하여, P, S 의 양을 규제하고 있다. 본 발명은 상술한 ASTM 및 각국의 9% Ni 강의 성분 규정을 만족하는 성분계(중량 %)를 기준으로 한 극저온용 강재와 관련되는 것이다.
본 발명자들은 직접소입 및 소려를 이용한 극저온용 니켈(Ni)함유 강재의 제조방법의 문제점을 해결하기 위해 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 기초하여 본 발명을 완성하게 이른 것이다.
본 발명은 강 조성의 제어와 함께, 제조조건, 특히, 직접소입 시 냉각속도를 제어함으로써, 직접소입 후 미세조직을 기존의 마르텐사이트 단상 조직이 아닌 마르텐사이트와 베이나이트의 이상조직으로 제어하고, 후속 소려 공정 시 베이나이트 조직을 통해 오스테나이트가 쉽게 핵 생성 됨으로써 소려 시간을 단축시켜주는 것과 함께 충격인성 또한 향상시킬 수 있다.
본 발명에서는 제어냉각을 통하여 미세조직 내부의 잔류 응력을 감소시킴으로써 강재의 형상, 특히 강재의 평탄도 또한 향상시킬 수 있었다. 강재의 형상, 특히 강재의 평탄도가 나빠지는 것은 냉각 시 각 부위의 냉각속도 편차에 의해서 변태 시점이 달라지면서 국부 잔류응력 발생으로 발생하게 된다. 냉각속도를 제어하면, 즉 냉각속도를 줄이면 부위별 냉각속도 편차가 줄게 되고 이로 인해서 마르텐사이트 변태 시점의 차이가 줄어들게 되어 상변태로 인한 국부 잔류 응력 발생이 낮아지고, 강재의 형상, 특히 강재의 평탄도도 좋아지게 된다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 극저온용 강재에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 극저온용 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로, 10% 이상의 소려 베이나이트, 10% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함한다.
탄소(C): 0.04~0.08중량%(이하,"%"라고도 함)
탄소는 마르텐사이트 변태온도를 낮추고 오스테나이트를 안정화시키는데 중요한 원소이다. 그러나, 탄소 함량이 증가할수록 강도는 증가하지만, 인성이 감소한다. 탄소의 함량은 하기 Ni 조성범위 내에서 본 발명이 요구하는 물성을 확보하기 위해서 0.04% 이상 포함되는 것이 바람직하며, 연성 확보를 위해서 그 상한을 0.08%로 한정하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 8.9~9.3%
니켈은 강의 강도를 향상시키고 오스테나이트를 안정시키는데 가장 중요한 역할을 하는 원소이다. 니켈의 함유량이 증가함에 따라 마르텐사이트 및 베이나이트 조직이 주 조직으로 형성될 수 있다. 하지만, 상기 탄소 범위 내에서 니켈의 함량이 8.9% 미만인 경우 상부 베이나이트 등의 미세조직 생성으로 인해 기계적 물성이 열화될 가능성이 있으며, 9.3%를 초과할 경우에는 높은 강도로 인해 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 니켈의 함량은 8.9~9.3% 로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.6~0.7%
망간은 마르텐사이트 변태 온도를 낮춰 마르텐사이트 조직을 안정화시키며, 오스테나이트의 안정성을 향상시키는 원소이다. 하지만 망간 함유량이 증가할수록 기지조직의 강도가 증가되어 인성이 저하될 수 있으므로, 상기 망간 의 함량은 0.6~0.7% 로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.2~0.3%
실리콘은 탈산제로서 역할을 하고 고용강화에 따라 강도를 향상시킨다. 또한 소려 시에 탄화물 생성을 억제하여 오스테나이트의 안정성을 향상시킨다. 하지만 실리콘 함량이 높을수록 인성이 저하되므로 상기 실리콘의 함량은 0.2~0.3% 로 제한하는 것이 바람직하다
P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하
P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 소려 시 충격인성을 저하시키는 문제점을 발생시킬 수 있으므로, 본발명에서는 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 극저온용 강재는 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로, 10% 이상의 소려 베이나이트, 10% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함한다.
상기 강재의 미세조직이 잔류 오스테나이트를 10%를 초과하여 포함하는 경우에는 잔류 오스테나이트 안정도 저하에 따른 충격인성 저하의 우려가 있으므로, 10% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트 분율은 3~10%일 수 있다.
상기 소려 베이나이트의 분율은 10~30%일 수 있다.
상기 강재는 강재를 직접소입한 후 소려처리하여 제조되는 극저온용 강재로, 직접소입한 후 소려처리 전의 강재의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 면적%로, 10% 이상의 베이나이트를 포함하는 것일 수 있다.
직접소입한 후 소려처리 전의 강재의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 10% 미만의 베이나이트를 포함하는 경우에는 3% 이상의 잔류 오스테나이트를 확보하지 못해 충격인성이 저하될 우려가 있으므로, 마르텐사이트 기지에 10% 이상의 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트 분율은 10~30%일 수 있다.
상기 직접소입한 후 강재의 미세조직의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기는 30㎛ 이하일 수 있다.
상기 강재는 490Mpa이상의 항복강도, 640Mpa이상의 인장강도, 18%이상의 연신율 및 -196℃에서 41J이상의 충격인성(충격에너지)을 가질 수 있다.
상기 강재의 두께는 10~45mm일 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 극저온용 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 극저온용 강재의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열한 후 900℃이하의 온도에서 마무리 열간압연하여 강재를 얻는 단계;
상기 강재를 10~40℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 직접 소입단계; 및
상기와 같이 직접 소입된 강재를 580~600℃의 온도에서 소려처리하는 소려단계를 포함하고, 상기 직접 소입단계 후 소려처리 단계 전의 강재의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 10% 이상의 베이나이트를 포함한다.
강재를 얻는 단계
상기한 조성을 갖는 강 슬라브를 가열한 후, 900℃이하의 온도에서 마무리 열간압연하여 강재를 얻는다.
상기 강 슬라브의 가열 시, 가열온도는 특별히 한정되는 것은 아니며, 예를 들면, 1100~1200℃ 일 수 있다.
상기 마무리 열간압연 온도가 900℃보다 높은 경우에는 오스테나이트의 결정립이 조대하게 되어 인성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 마무리 열간압연 온도는 900℃이하로 한정하는 것이 바람직하다. 제조 환경 등을 고려하여 상기 마무리 열간압연 온도는 700~900℃로 한정될 수 있다.
상기 강재의 두께는 10~45mm일 수 있다.
직접 소입단계
상기와 같이 얻은 강재를 10~40℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 직접 소입을 실시한다.
상술한 극저온용강의 성분 범위에서는, 연속냉각변태곡선(Continuous Cooling Transformation Diagram) 상에서 베이나이트 또는 페라이트 생성 곡선이 후방으로 급격하게 이동하기 때문에 열간압연 또는 용체화 처리 후 직접소입 시에 탄소강에 비해 낮은 냉각속도에서도 베이나이트 및 마르텐사이트를 안정적으로 얻을 수 있으며, 냉각속도 제어를 통해서 미세조직 내부의 상분율 제어가 가능하다.
직접소입 시 생성된 베이나이트는 조직 내부에 포함된 탄화물(carbide)을 포함하고 있으며, 소려 시 이 탄화물에서 오스테나이트가 쉽게 핵 생성됨으로써 소려 시간을 줄여주는 것과 함께 충격인성 또한 향상시킬 수 있다.
열연강재의 직접 소입 시, 냉각속도가 40℃/sec를 초과하는 경우 미세조직 내의 베이나이트의 분율이 10% 이하로 떨어지기 때문에, 베이나이트를 이용한 충격인성 향상을 기대할 수 없으며 제품의 형상 제어 또한 어려워진다.
냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 조대한 상부 베이나이트가 생성되어 인성의 저하가 생길 수 있다. 따라서, 직접소입 시 냉각속도는 10~40℃/sec 로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 직접소입 후의 강재의 미세조직은 마르텐사이트 기지에 면적%로, 10% 이상의 베이나이트를 포함한다.
직접소입한 후의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 10% 미만의 베이나이트를 포함하는 경우에는 3% 이상의 잔류 오스테나이트를 확보하지 못해 충격인성이 저하될 우려가 있으므로, 마르텐사이트 기지에 10% 이상의 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트 분율은 10~30%일 수 있다.
직접 소입 후 미세조직의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기는 30㎛ 이하일 수 있다.
저온에서의 충격인성은 미세조직의 유효결정립 크기가 감소할수록 증가하게 된다. 본 발명의 극저온용강은 미세조직으로 베이나이트와 마르텐사이트를 가지며, 두 조직 모두 유효결정립의 크기가 평균 구 오스테나이트 결정립 크기로 결정되게 되므로, 미세조직의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기가 30㎛ 이하 일 경우 조직 미세화로 인해 충격인성이 향상될 수 있다.
소려단계
상기와 같이 직접 소입된 강재를 580~600℃의 온도에서 소려처리한다.
본 발명의 극저온용강은 소려 시 기지조직의 연화를 통한 충격인성 향상과 더불어 10% 내외의 오스테나이트를 생성시켜 충격인성을 향상시킨다.
일반적인 소입법과 달리 직접소입 시의 빠른 냉각속도로 인한 잔류 응력이 조직 내부에 많이 남아있기 때문에, 이를 제거하고 기지조직을 연화시키기 위해서는 580℃ 이상의 소려 온도가 바람직하다.
한편, 소려온도가 600℃를 초과하는 경우, 미세조직 내에 생성되는 오스테나이트의 안정도가 떨어지게 되며, 이로 인해 극저온에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 쉽게 변태하여 충격인성을 저하할 수 있으므로, 소려 온도는 580~600℃의 범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
상기 소려는 1.9t(t는 강재두께, mm) + 40~80분의 시간 동안 실시될 수 있다.
상기 소려처리 후의 열연강재의 미세조직은 10%이상의 소려 베이나이트, 10%이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함한다.
소려처리 후의 강재의 미세조직이 잔류 오스테나이트를 10%를 초과하여 포함하는 경우에는 잔류 오스테나이트 안정도 저하에 따른 충격인성 저하의 우려가 있으므로, 10% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트 분율은 3~10%일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 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 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표1에 기재된 성분계를 만족하는 슬라브를 2차에 걸쳐 제강 및 연주하여 생산한 뒤, 하기 표 2의 열간 마무리압연온도 조건으로 열간압연한 후(최종두께 10~45mm), 하기 표 2의 냉각속도 및 소려온도 조건으로 직접소입 및 소려 공정을 실시하여 강재(발명강 1 내지6 및 비교강1 내지 4)를 제조하였다.
발명강과 비교강 모두 본 발명에 부합되는 성분 범위를 만족한다.
모든 강재는 [1.9t(t:강재두께(mm))+40분]의 소려시간으로 소려처리되었다.
상기와 같이 제조된 강재에 대하여 항복강도, 인장강도, 연신율, 충격인성, 직접소입 후(소려 전) 강재의 미세조직, 소려 후 강재의 미세조직 및 구 오스테나이트 결정립 크기를 관찰하고, 그 결과를 하기 표3에 나타내었다. 직접소입 후(소려 전) 강재의 미세조직 중 베이나이트 이외의 조직은 마르텐사이트이다. 소려 후 강재의 미세조직 중 소려 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직은 소려 마르텐사이트이며, 상기 소려 베이나이트의 분율은 직접소입 후(소려 전) 강재의 베이나이트의 분율과 동일하다.
한편, 발명강 1에 대해서는 직접소입 후의 강재의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다. 도 1은 전체가 베이나이트인 부분을 확대해서 찍은 TEM 사진이며, 하부 베이나이트를 나타낸다.
강종
 화학조성(중량%)
C Ni Mn Si P S
발명강 1
0.066
9.1
0.65
0.24
0.0024
0.001
발명강 2
발명강 3
발명강 4
0.062
8.93
0.64
0.23
0.0037
0.001
발명강 5
발명강 6
비교강 1 0.066 9.1 0.65 0.24
 0.0024
 0.001
비교강 2
비교강 3 0.062
 8.93
 0.64
 0.23
 0.0037
 0.001
비교강 4
강종 마무리압연온도(℃) 강재두께(mm) 직접소입냉각속도(℃/sec) 소려온도(℃)
발명강 1 758 15 38.1 590
발명강 2 801 13 39.3 590
발명강 3 771 17 36.5 590
발명강 4 760 35 11.5 590
발명강 5 791 40 12.9 590
발명강 6 831 35 15.4 590
비교강 1 802 10 75.5 590
비교강 2 816 20 35.6 610
비교강 3 807 45 4.5 590
비교강 4 957 18 39.5 590
강종 항복강도
(Mpa)		 인장강도
(Mpa)		 연신율
(%)		 충격인성(-196℃) (J) 소려 전의 베이나이트 분율(면적%) 소려 후 잔류오스테나이트 분율(면적%) 구 오스테나이트 결정립크기
(㎛)
발명강 1 715 778 28.3 151 14.5 7.2 24.3
발명강 2 723 790 27.9 145 16.3 6.5 26.7
발명강 3 703 775 28.2 160 17.2 5.8 23.2
발명강 4 680 736 28.6 151 26.1 9.3 28.6
발명강 5 685 755 29.3 160 23.7 8.7 20.5
발명강 6 720 761 28.1 134 23.6 6.9 29.7
비교강 1 760 805 24.3 103 0 2.1 26.2
비교강 2 630 742 29.3 75 16.3 13.8 27.3
비교강 3 687 760 28.3 43 39.5 8.9 39.3
비교강 4 755 790 26.1 105 13.2 4.5 37.5
상기 표 1 내지 표 3에 나타난 바와 같이, 비교강 1은 본 발명의 요구 구 오스테나이트 결정립 크기는 만족시킴에도 불구하고, 직접소입 시 본 발명의 요구 냉각조건을 벗어나는 빠른 냉각속도로 인해 마르텐사이트 단상 조직이 생성되었으며, 이로 인해 발명강에 비해 소려 후 높은 강도수준을 가지며 충격인성 또한 저하되었음을 알 수 있다.
또한, 비교강 1 의 경우, 빠른 냉각속도로 인하여 일부 판에서 냉각 후 사이드 웨이브(side wave) 및 에지 웨이브(edge wave)가 발생하여 판 형상 확보에 어려움을 나타냈다.
비교강 2는 직접소입 시 냉각조건과 구 오스테나이트 결정립 크기 등은 모두 본 발명의 범위를 만족시킨다. 하지만 높은 온도(610℃)에서 소려함으로 다른 강재들에 비해 기지조직에 연화가 많이 일어나 강도가 낮으며, 590℃ 소려 대비 안정도가 낮은 오스테나이트가 다량 생성되어 저온에서 마르텐사이트로 변태하기 때문에 다른 강종 대비 가장 낮은 충격인성을 나타낸다.
비교강 3은 직접 소입 시 본 발명에서 제시하는 냉각속도 하한보다 느린 속도로 냉각됨에 따라, 다량의 상부 베이나이트가 생성됨에 따라서 조대한 구 오스테나이트 결정립을 가지며 이로인해 100J 이하의 낮은 충격인성을 나타내었다.
비교강 4는 발명강 1 및 2와 동일한 직접소입 냉각조건에서 생성되었으나, 높은 온도에서 압연이 종료됨에 따라 조대한 구 오스테나이트 결정립 크기를 가지게 되었으며, 이로 인해 충격인성이 저하되었다.
한편, 발명강 1 내지 6은 미세조직 내에 베이나이트가 10% 이상 포함되고 평균 구 오스테나이트 결정립 크기가 30㎛ 이하임을 알 수 있다. 이로 인해, 소려 후에 항복강도, 인장강도, 연신율 등의 기본 물성을 만족시키면서 우수한 충격인성을 확보할 수 있었다.
한편, 직접소입 후의 발명강 1의 미세조직을 나타내는 도 1에서 알 수 있는 바와 같이, 발명강 1은 베이나이트를 포함하고 있음을 알 수 있다.

Claims (16)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강재의 1/4t(t: 강재두께) 영역의 미세 조직이 면적%로, 10% 이상의 소려 베이나이트, 10% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하고,
    상기 강재의 두께가 10~20mm 이며,
    상기 소려 베이나이트는 하부 베이나이트가 소려된 조직이고,
    상기 잔류 오스테나이트는 상기 하부 베이나이트 내 포함된 탄화물에서 핵 생성되어 형성된 조직인 극저온용 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 분율이 3~10%인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 소려 베이나이트 분율이 10~30%인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재.
  4. 삭제
  5. 제1항에 있어서, 상기 강재는 강재를 직접소입한 후 소려처리하여 제조되는 극저온용 강재로, 직접소입한 후 소려처리 전의 강재의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 면적%로, 10% 이상의 하부 베이나이트를 포함하고, 상기 직접소입한 후 강재의 미세조직의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기가 30㎛ 이하인 것임을 특징으로 하는 극저온용 강재.
  6. 제5항에 있어서, 상기 하부 베이나이트 분율이 10~30%인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 니켈(Ni): 8.9~9.3%, 망간(Mn): 0.6~0.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도로 가열한 후 900℃이하의 온도에서 마무리 열간압연하여 두께가 10~20mm 인 강재를 얻는 단계;
    상기 강재를 35.6~40℃/sec의 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트와 하부 베이나이트의 이상조직을 형성하는 직접 소입단계; 및
    상기와 같이 직접 소입된 강재를 580~600℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함하고, 상기 직접 소입단계 후 소려처리 단계 전의 강재의 미세조직이 마르텐사이트 기지에 면적%로, 10% 이상의 하부 베이나이트를 포함하는 극저온용 강재의 제조방법.
  8. 삭제
  9. 제7항에 있어서, 상기 마무리 열간압연 온도가 700~900℃인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서, 상기 소려는 1.9t(t는 강재두께, mm) + 40~80분의 시간 동안 실시되는 것을 특징으로 하는 극저온용 강재의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서, 상기 하부 베이나이트 분율이 10~30%인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재의 제조방법.
  12. 제7항에 있어서, 상기 미세조직의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기는 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재의 제조방법.
  13. 제7항에 있어서, 상기 소려처리 단계 후의 강재의 미세조직이 면적%로, 10% 이상의 소려 베이나이트, 10% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트를 포함하는 것임을 특징으로 하는 극저온용 강재의 제조방법.
  14. 제13항에 있어서, 상기 소려 베이나이트의 분율이 10~30%인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재의 제조방법.
  15. 제13항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 분율이 3~10%인 것을 특징으로 하는 극저온용 강재의 제조방법.
  16. 삭제
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