KR102275814B1

KR102275814B1 - 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102275814B1
Application number: KR1020140195405A
Authority: KR
Inventors: 이현진; 김병훈; 김동영
Original assignee: 두산중공업 주식회사
Priority date: 2014-12-31
Filing date: 2014-12-31
Publication date: 2021-07-09
Anticipated expiration: 2034-12-31
Also published as: KR20160081488A

Abstract

본 발명은 해양 구조물용 초강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 원유, 가스등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있으며, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에서 제공하는 강판은 인장강도가 690MPa 이상, 항복 강도가 770MPa 이상으로 높은 강도를 가지며, -60℃의 저온에서 69J 이상의 높은 인성을 나타내어, 원유나 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 대형 해양 구조물에 적용하더라도 파도나 폭풍 등의 험한 환경에서 장시간 안정성을 유지할 수 있다.

Description

해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법{ULTRA THICK STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD FOR OFFSHORE STRUCTURE HAVING ULTRA-HIGH STRENGTH AND HIGH TOUGHNESS}

본 발명은 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 원유, 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있으며, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수한 극후 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

해양 구조물은 원유, 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 대형 구조물로서 파도, 폭풍 등의 험한 환경에서 장시간 안정성을 유지하여야 하므로 이러한 해양 구조물에 적용되는 강재로서는 고강도 및 저온인성이 우수한 극후 강판이 요구되고 있다.

특히, 최근에는 구조물의 다목적화로 인한 대형화의 추세, 고정식 구조물에서 부유식 구조물로의 전환으로 인한 경량화를 위한 고강도화가 중요시 되고 있다.

이러한 해양 구조물에 적용될 수 있는 강재에 관한 기술로는 일본 특허 공개 제2009-149950호에서 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제안하고 있다.

구체적으로, 상기 일본 특허에서는 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강판 (인장강도: 580MPa)을 제조하기 위하여 압연종료 온도 750℃이상, 냉각정지온도 300~600℃까지 가속냉각을 행한 후, 0.5℃/초 이상의 승온 속도로 570~700℃까지 재가열을 행하고, 또한 이러한 가속냉각 후 급속가열을 통해 Nb와 V, Ti의 1종 또는 2종을 함유하는 미세한 복합 탄화물의 분산석출로 고강도를 구현하고 있다.

그러나, 상기한 일본 특허에서 제안하고 있는 기술은 합금원소를 다량으로 첨가하여야 하므로, 경제성이 떨어지는 문제점이 있다.

본 발명은 강 성분과 제조 조건을 최적화함으로써, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수하여 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있는 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 구현 예에 따르면, 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강판으로서,

미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하, 레스 형태의 마르텐사이트 0 초과 10 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며,

상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판을 제공한다.

상기 강판에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유될 수 있다.

상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5 ㎛이하일 수 있다.

상기 강판은 150~210mm의 두께를 가질 수 있다.

상기 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격흡수에너지를 가질 수 있다.

본 발명의 다른 구현 예에 따르면, 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09%; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강괴를 제조하는 단계;

상기 강괴를 1150~1250℃로 가열하는 단계;

가열된 강괴를 3S ~ 7S의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계;

상기 강 슬라브를 가열하여 850~1200℃의 온도에서 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계; 및

상기 열연 강판을 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 포함하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법을 제공한다.

상기 강괴에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유될 수 있다.

상기 열간 압연은 열연 강판의 두께가 150~210mm를 갖도록 수행될 수 있다.

상기 급냉하는 단계에 후속적으로 620~660℃의 온도 하에서 템퍼링하는 단계를 더 포함할 수 있다.

상기 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며,

상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있을 수 있다.

상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5㎛ 이하일 수 있다.

상기 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격 흡수 에너지를 가질 수 있다.

본 발명에서 제공하는 강판은 항복강도가 690MPa 이상, 인장강도가 770MPa 이상으로 높은 강도를 가지며, -60℃의 저온에서 69J 이상의 높은 인성을 나타내어, 원유나 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 대형 해양 구조물에 적용하더라도 파도나 폭풍 등의 험한 환경에서 장시간 안정성을 유지할 수 있다.

도 1의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 표면부의 미세조직을 관찰하기 위하여, 강판의 표면을 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것이다.
도 2의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 중심부의 미세조직을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것이다.
도 3의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 미세조직 내 석출물을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 2000배, 5000배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것이다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

본 발명은 원유, 가스등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있으며, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 강의 조성과 그 제조 공정을 적절히 제어함으로써, 강판의 미세조직이 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며, 상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있도록 함으로써, 강판의 항복강도가 690MPa 이상, 인장강도는 770MPa이상으로 초고강도의 특성을 가지며, -60℃ 이하에서 69J 이상의 충격흡수에너지를 가져 저온 인성 또한 우수하다.

구체적으로, 본 발명의 일 구현 예에 따르면, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판에 관한 것으로, 조성은 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함할 수 있다.

C:0.09~0.16중량%

C는 강의 강도와 미세조직 형성에 있어 가장 중요한 성분으로서, 적절한 범위 내에서 강 중에 함유되어야 한다. 그러나 C 함량이 0.16중량%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키고, MA 형성을 조장하여 용접 HAZ부 인성저하를 초래할 수 있다. 반면에, 0.09중량% 미만이 되면 필요 최소한의 모재 강도가 얻어지지 않는다.

따라서, C 함량은 0.09~0.16중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Si:0.05~0.4중량%

Si는 탈산제로 첨가되는 원소로 강도를 증가시키기 위하여 0.05중량%이상 첨가하고 다량 첨가시 인성을 저하시키고 용접성을 악화시키므로, 0.4중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, Si 함량은 0.05~0.4중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Mn:0.8~1.3중량%

Mn은 고용 강화에 의해 강도를 향상시키고, 결정립 미세화 및 모재 인성을 개선하는 효과를 가진다. 따라서, 0.8중량%이상으로 포함하는 것이 바람직하고, 1.3중량%를 초과하는 경우 중심편석에 의한 기계적 성질의 불균일을 조장하고, 경화능의 증가로 용접부의 인성을 저하시킬 수 있으므로, 1.3중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, Mn 함량은 0.8~1.3중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Cr:0.2~0.8중량%

Cr은 저탄소계에서 템퍼링을 통해 석출강화가 나타나는 원소로서 강도 향상에 유효하므로, 0.2중량% 이상으로 포함하는 것이 바람직하나, 0.8중량%를 초과하여 함유될 경우 용접성 및 인성의 저하를 초래할 수 있다.

따라서, Cr 함량은 0.2~0.8중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Mo:0.05~0.6중량%

Mo는 Cr과 마찬가지로 저탄소계에서 템퍼링을 통해 석출 강화가 나타나는 원소로서 강도 향상에 유효한 원소에 해당한다. 따라서, 이를 0.05중량% 이상으로 포함하는 것이 바람직하나, 0.6중량%를 초과하여 함유될 경우 용접성 및 인성의 저하를 초래할 수 있다.

따라서, Mo 함량은 0.05~0.6중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Cu:0.05~0.3중량%;

Cu는 고용강화 및 석출강화에 의하여 모재의 인성 저하를 최소화하면서 강도를 증가시킬 수 있는 원소이고, 충분한 강도향상의 효과를 달성하기 위해서는 0.05중량%이상이 함유되어야 하지만, 과도한 첨가는 표면의 불량을 야기할 수 있으므로 0.3중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, Cu 함량은 0.05~0.3중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Ni:2.5~3.5중량%

Ni은 후육소재의 경화능을 향상시키기 위해 첨가하며, 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로, 2.5중량%이상 함유되는 것이 바람직하지만, 고가의 원소이므로 경제성을 고려할 때 3.5중량%이하로 첨가하는 것이 유리하고, 다량이 첨가될 경우 용접성이 열화될 수 있다.

따라서, Ni 함량은 2.5~3.5중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Nb:0.005~0.02중량%

Nb는 NbC, Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재의 강도를 크게 향상시키고 마르텐사이트 및 베이나이트의 변태를 억제하여 결정립을 미세화한다. 이러한 Nb의 첨가 효과를 유효하게 발휘하기 위해서 Nb은 0.005중량%이상이 첨가되어야 한다. 하지만 0.02중량%를 초과하여 첨가되는 경우에는 HAZ 인성의 저하를 초래할 수 있다.

따라서, Nb 함량은 0.005~0.02중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Al:0.02~0.09중량%

Al는 강력한 탈산제이며, AlN 형태로 미세 석출하여 강의 결정립 성장을 억제하여 결정립 미세화에 효과적이다. 또한 고온 산화 방지 및 내황화성 향상을 위해 Al은 0.02중량% 이상 첨가되어야 한다 하지만 0.09중량%를 초과하면 강의 저온인성 저하를 초래할 수 있다.

따라서, Al 함량은 0.02~0.09중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

P:0.01중량% 이하

P는 강도향상과 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 제어 및 관리 하는 것이 유리하므로 그 상한은 0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

S:0.005중량%이하

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한은 0.005중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은 상기 성분들 외에도 필요에 따라 V:0.005~0.5중량% Ti:0.005~0.018중량%; 및 B:0.002중량% 이하를 추가로 함유할 수 있다.

V:0.005~0.5중량%

V은 Cr, Mo 등과 같이 강도를 향상시키는데 효과적인 원소로, 목표로 하는 강도를 얻기 위해서는 0.005중량% 이상으로 함유되어야 하지만, 고가인 관계로 다량 첨가 시 경제적인 점에서 문제가 될 수 있고, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 저융점 화합물을 생성시켜 열간 가공성을 해치게 되므로 0.5중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, V 함량은 0.005~0.5중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

Ti:0.005~0.018중량%

Ti는 산소, 질소, 탄소, 황, 수소 등과 친화력이 강하며 탈산, 탈질 및 탈황을 위해 첨가되며, 탄화물 형성능은 Cr보다 강하며 결정립 미세화에 효과적이다. 또한 타 금속 원소와 화합물을 쉽게 형성하여 석출 강화 효과에 의한 강도를 향상 시킨다. 결정립 미세화와 강도 향상을 위해 0.005중량% 이상으로 함유되어야 하지만, 고가인 관계로 다량 첨가 시 경제적인 점에서 문제가 될 수 있고, 0.018중량%를 초과하는 경우에는 산소 및 질소 등과의 화합물을 생성시켜 물성값의 저하를 야기시키므로 0.018중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, Ti 함량은 0.005~0.018중량%로 선정하는 것이 바람직하다.

B:0.002중량% 이하

B는 미량 첨가로도 경화능을 현저히 향상시켜 강의 강도 증가에 효과적이다. 하지만, 0.002중량%를 초과하는 경우에는 Fe₃B 를 형성하여 템퍼링 열처리 시 취성을 야기하며, 입계 보론질화물(BN)의 석출로 인한 저온인성을 감소를 야기하기 때문에 0.002중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, B 함량은 0.002중량% 이하로 선정하는 것이 바람직하다.

상기한 바와 같이, 본 발명은 강의 조성을 적절히 제어함으로써, 본 발명의 강판의 미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며, 상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있도록 함으로써, 우수한 경화능을 확보할 수 있다.

보다 구체적으로, 본 발명은 강의 조성 중 특히 Mn, Cu, Ni 및 V의 함량을 적절한 수준으로 제어함으로써, 페라이트가 생성되는 온도를 높여, 본 발명의 극후 강판의 표면부에는 미세조직 내 레스 형태의 베이나이트와 레스 형태의 마르텐사이트가 주요 상을 이룰 수 있도록 하며, 강판의 중심부에는 레스 형태의 베이나이트가 주요상을 이루고, 레스 형태의 마르텐사이트와 입상 형태의 베이나이트가 각각 10% 이하의 면적분율로 포함될 수 있도록 한다.

여기서, 상기 강판 중심부의 미세조직 중 레스 형태의 마르텐사이트의 면적 분율이 너무 높은 경우 저온 인성이 저하될 수 있고, 입상 형태의 베이나이트 면적 분율이 너무 높은 경우, 강도의 저하와 저온 인성이 저하될 수 있으므로, 강판의 두께의 1/2 깊이에 해당하는 강판의 중심부에는 면적분율로 입상 형태의 베이나이트가 0 초과 10% 이하, 레스 형태의 마르텐사이트가 0 초과 10% 이하, 및 레스 형태의 베이나이트는 10% 이상 100% 미만으로 차지하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 강판 전체적 미세조직 내 MA(Matensitic-austenite) 상이 면적분율로 3% 이하로 제어하고, 전술한 미세조직과 함께 그 내부에 0 초과 5 ㎛ 이하의 입경을 갖는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나가 분산되도록 함으로써, 석출강화와 전위 이동 억제에 의해 초고강도를 확보할 수 있도록 한다.

도 1의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 표면부의 미세조직을 관찰하기 위하여, 강판의 표면을 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것으로, 레스 형태의 베이나이트와 레스 형태의 마르텐사이트가 주요상을 이루는 것을 볼 수 있다.

또한, 도 2의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 중심부의 미세조직을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것으로, 레스 형태의 베이나이트가 주요상을 이루는 것을 볼 수 있다.

또한, 도 3의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 미세조직 내 석출물을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 2000배, 5000배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것으로, 미세조직 내 수 나노미터의 Cr, Mo, Nb, V 석출물이 균일하게 분산되어 있는 것을 볼 수 있다.

본 발명의 다른 구현 예에 따르면, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법에 관한 것으로, 조성은 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09%; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하며, 필요에 따라 V:0.005~0.5중량% Ti:0.005~0.018중량%; 및 B:0.002중량% 이하를 추가로 더 포함하는 강괴를 제조하는 단계; 상기 강괴를 1150~1250℃로 가열하는 단계; 가열된 강괴를 단조비 3S 이상 7S 이하의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 가열하여 850~1200℃의 온도에서 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연 강판을 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 포함한다.

본 발명에서는 우선 상기와 같은 조성을 갖는 강괴를 준비하고, 이를 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계를 수행할 수 있다. 이때, 상기 강괴의 조성은 앞서 강판에서 기재한 바와 동일하므로, 이하 그 기재를 생략한다.

또한, 본 발명에서는 상기와 같은 조성을 갖는 강괴가 제조되면, 단조 공정을 수행하기에 앞서 이를 가열하는 단계를 수행할 수 있다. 이때 그 가열 온도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 1150~1250℃의 온도로 가열하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1150℃ 미만일 경우 소재의 표면 터짐 현상이 발생하며, 압하의 효율이 감소할 수 있고, 가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립의 이상 성장을 초래하여 단조 후 조직이 불균일해 질 수 있다.

본 발명에서 상기와 같이 강괴를 가열한 후에는, 가열된 강괴를 3S 이상 7S 이하의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계를 수행할 수 있다. 본 발명에서는 3S 이상의 단조비로 강괴를 단조함으로써, 강괴 내부에 존재하는 기공을 압하하여 소멸시켜, 최종적으로는 강판의 조직을 미세하게 형성할 수 있다. 다만, 단조비가 7S를 초과하는 경우, 주조 강괴의 제한된 크기와 단조 프레스의 작업 범위에 있어서 문제가 될 수 있으므로, 본 발명에서는 3S 이상 7S 이하의 단조비로 단조 공정을 수행하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기와 같은 단조 공정에 의해 강 슬라브가 제조되면 불균질한 단조 상태의 조직을 균질화하기 위하여, 강 슬라브를 가열 및 유지하는 단계를 수행할 수 있다. 이때 그 가열 온도 및 유지 시간은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 900~980℃로 360~600분 동안 가열 및 유지하는 것이 바람직하다.

상기 가열온도가 900℃ 미만이거나, 유지 시간이 360분 미만인 경우, 첨가된 합금원소의 고용 효과가 작고, 조직의 균질화 효과가 저하될 수 있으며, 가열 온도가 980℃를 초과하거나, 유지 시간이 600분을 초과하는 경우, 일부 오스테나이트 결정립의 성장을 초래하여 조직의 균질화 효과가 저하될 수 있다.

또한, 본 발명에서는 강 슬라브를 가열 및 유지한 후에는 이에 대하여 열간 압연 공정을 수행하기에 앞서 가열하는 단계를 수행할 수 있다. 이때 그 가열 온도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 1000~1200℃로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1000℃ 미만인 경우, 첨가된 합금원소의 고용효과가 작고 압연 압하의 효율을 저하시키며, 1200℃를 초과의 경우 오스테나이트 결정립의 이상 성장을 초래하여 열간 압연 후의 조직이 불균일해질 수 있다.

이후, 본 발명에서는 가열된 강 슬라브를 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계를 수행할 수 있는데, 상기한 열간 압연 공정은 15 패스(Pass) 이하, 바람직하게는 8 ~ 15 패스로 실시하고, 누적 압하율은 15 ~ 40%로 하여 압연을 수행함으로써, 조직을 더욱 미세화시키고, 페라이트 조직의 성장을 억제하여, 최종적으로는 강도 향상의 효과를 거둘 수 있다.

본 발명에서 상기한 열간 압연 공정 시 수행 온도는 850~1200℃가 바람직하며, 보다 바람직하게는 900~1000℃에서 수행될 수 있다. 열간 압연 시 온도가 850℃ 미만인 경우 불성이 저하되어 압연 효율이 현저히 저하될 수 있고, 온도가 1200℃를 초과의 경우 결정립의 이상 성장을 초래하여 열간 압연 후의 조직이 불균일해질 수 있다.

이 때, 본 발명에서는 상기 열간 압연 공정 시 열연 강판이 150~210mm의 두께의 중심부까지 우수한 기계적 특성을 갖도록 수행하여 소입성이 우수한 극후 강판을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명에서는 상기와 같은 열간 압연 공정으로 얻어진 열연 강판을 900℃ 이하의 온도에서 고압의 가속냉각기를 이용하여 0.3℃/s 이상, 바람직하게는 0.3℃/s 이상 2.5℃/s 이하의 냉각속도로 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 수행함으로써, 최종 제조되는 강판의 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.

구체적으로, 상기 급냉하는 단계에서 냉각속도가 0.3℃/s 미만인 경우, 본 발명에서 필요로 하는 미세 조직으로 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 조직을 얻기가 힘들며, 이외의 베이나이트(상부, 입상 형태)의 다량 생성으로 인한 강도의 저하 및 저온 인성의 저하로 인하여 중심부에 목표 강도와 저온 인성을 구현하기가 힘들다. 반면, 냉각속도가 2.5℃/s를 초과하는 경우, 냉각 시 수압과 분사량이 과다하게 적용되어 설비에 악영향을 초래하고, 경제적인 점에서 문제가 될 수 있다.

이 후, 본 발명에서는 냉각된 열연 극후 강판을 템퍼링하는 단계를 수행할 수 있다. 여기서 상기 템퍼링하는 공정을 수행하는 온도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 620~660℃로 하는 것이 바람직하다.

이하, 구체적인 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 예시에 불과하며, 본 발명의 범위가 이에 한정되는 것은 아니다.

실시예

[실험예 1]

하기 표 1과 같은 조성을 갖는 100kg 급 진공유도 용해로(VIM)에서 제조한 소형 강괴를 마련한 후, 하기 표 2에 나타난 조건으로 이를 가열 및 단조한 뒤, 1000℃의 온도에서 열간 압연을 수행하고, 890℃에서 담금질 한 뒤, 0.33℃/sec의 냉각속도로 220℃ 이하의 온도까지 급냉하고, 이를 640℃의 온도에서 템퍼링하여 소형 블럭을 제작하였다.

이렇게 제조된 소형 블록의 중심부의 미세조직 및 기계적 성질을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

구분	조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Cr	Mo	Cu	Ni	Nb	P	S
발명강1	0.13	0.25	1.1	0.6	0.55	0.2	3.3	0.015	0.003	0.001
발명강2	0.12	0.20	1.00	0.6	0.50	0.20	3.0	0.015	0.003	0.001
비교강1	0.11	0.20	1.00	0.50	0.50	0.20	2.4	0.017	0.003	0.002
비교강2	0.12	0.24	1.1	0.50	0.56	0.10	2.1	0.0014	0.005	0.003

구분	강종	제조 공정
구분	강종	단조 공정 전 가열 온도(℃)	단조비 (S)	담금질 온도(℃)	냉각속도 (℃/sec)	템퍼링 온도(℃)
실시예1	발명강1	1230	5	890	0.33	640
실시예2	발명강2	1230	5	890	0.33	640
비교예1	비교강1	1230	5	890	0.33	640
비교예2	비교강2	1230	5	890	0.33	640
비교예3	발명강1	1230	2.5	890	0.33	640

구분	강종	레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율(%)	레스 형태의 베이나이트 면적 분율(%)	기타조직의 면적 분율(%)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	충격 흡수 에너지(J) (-60℃)
실시예1	발명강1	<5	>85	<10	734	877	95
실시예2	발명강2	<5	>85	<10	698	809	70
비교예1	비교강1	<2	>68	<30	554	696	85
비교예2	비교강2	<2	>78	<20	687	790	25
비교예3	발명강1	<2	>78	<20	659	827	68

(단, 상기 표 3에서 기타 조직은 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 이외의 상부 또는 입상 형태의 베이나이트를 포함하는 의미이다.)

상기 표 3에서 보는 바와 같이, 본 발명의 성분 범위 및 제조 조건을 만족하는 실시예 1 및 2는 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 모두 목표한 물성을 만족하고 있음을 알 수 있다.

반면, 본 발명의 성분 범위를 벗어나는 강괴를 사용한 비교예 1 및 2의 경우 중심부에서 기타조직의 면적 분율이 현저히 증가하여, 미세조직이 형성되지 않음에 따라 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 실시예 1 및 2에 비하여 모두 현저히 떨어지는 것을 볼 수 있다. 이는 고함량의 니켈에 의한 강의 경화능과 저온 인성 증가 효과가 충분히 반영되지 못한 것으로 판단된다.

또한, 본 발명에서 한정한 성분 범위를 만족한 강괴를 사용하였으나, 제조 조건 중 3S 미만의 단조비로 단조 공정을 수행한 비교예 3의 경우도 중심부에서 기타조직의 면적 분율이 현저히 증가하여, 미세조직이 형성되지 않음에 따라 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 실시예 1 및 2에 비하여 모두 현저히 떨어지는 것을 볼 수 있다.

[실험예 2]

상기 표 1에 나타난 발명강 1과 같은 조성을 갖는 강괴를 마련한 후, 이를 1230℃에서 가열하고 5S 단조비로 단조한 뒤, 하기 표 4에 나타난 조건으로 열간 압연 및 급냉을 수행하고, 640℃이 온도에서 템퍼링하여 소형 플레이트를 제작하였다.

이렇게 제작된 소형 플레이트의 중심부의 미세조직 및 기계적 성질을 평가하여, 그 결과는 하기 표 5에 나타내었다.

구분	강종	단조 공정 전 가열 온도(℃)	단조비 (S)	압연공정 전 가열 온도 (℃)	누적 압하율 (%)	냉각속도 (℃/sec)	템퍼링 온도(℃)
비교예4	발명강1	1230	5S	1250	33	0.7	640
비교예5	발명강1	1230	5S	1250	33	0.25	640
실시예3	발명강1	1230	5S	1000	33	0.35	640

구분	강종	레스 형태의 마르텐사이트 면적분율(%)	레스 형태의 베이나이트 면적분율(%)	기타 조직의 면적분율(%)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	충격 흡수 에너지(J) (-60℃)
비교예4	발명강1	<40	>50	<10	875	936	63
비교예5	발명강1	<10	>60	<30	675	845	52
실시예3	발명강1	<10	>80	<10	722	862	127

(단, 상기 표 5에서 기타 조직은 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 이외의 상부 또는 입상 형태의 베이나이트를 포함하는 의미이다.)

상기 표 5에서 보는 바와 같이, 본 발명의 성분 범위 및 제조 조건을 만족하는 실시예 3은 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 모두 목표한 물성을 만족하고 있음을 알 수 있다.

반면, 본 발명의 성분 범위는 만족하지만, 열간 압연 시 온도가 본 발명의 제조 조건을 벗어나고 있는 비교예 4의 경우, 항복강도 및 인장강도는 목표한 물성을 만족하였지만 충격 흡수 에너지가 실시예 3에 비하여 현저하기 떨어지는 것을 볼 수 있고, 이는 압연 가열 온도에 따라 오스테나이트 결정립 크기의 성장에 따른 조직 불균질화로 인해 저온 인성 저하 현상이 나타난 것을 볼 수 있다.

또한, 열간 압연시 온도와 냉각 속도가 모두 본 발명의 제조 조건을 벗어나고 있는 비교예 5의 경우, 기타조직의 면적 분율이 현저히 증가하여, 미세조직이 형성되지 않음에 따라 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 실시예 3에 비하여 모두 현저히 떨어지는 것을 볼 수 있다.

[실험예 3]

하기 표 6과 같은 조성을 갖는 강괴를 마련한 후, 하기 표 7에 나타난 조건으로 이를 가열, 단조, 가열하고 열간 압연을 수행한 뒤, 냉각 및 템퍼링을 수행하여 각각 210mm 및 180mm 두께의 강판을 30 ton의 양으로 제작하였다. (단, 열간 압연 시 시작 온도는 900~1000℃이고, 누적 압하율은 33%로 하였다.)

이렇게 제작된 강판의 표면부(강판 표면으로부터 2mm의 깊이) 및 중심부(강판 두께의 1/2 깊이에 해당하는 위치)에서의 미세조직 및 기계적 성질을 평가하고, 그 결과를 하기 표 8에 나타내었다.

구분	조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Cr	Mo	Cu	Ni	Nb	P	S
발명강3	0.12	0.24	1.0	0.65	0.52	0.16	3.30	0.01	0.007	0.001
발명강4	0.11	0.23	0.84	0.59	0.51	0.19	2.77	0.01	0.006	0.001

구분	강종	단조 온도 (℃)	단조비 (S)	압연공정 전 가열 온도 (℃)	냉각속도 (℃/sec)	템퍼링 온도 (℃)
실시예4	발명강3	1230	5S	1050	0.63	650
실시예5	발명강4	1230	5.5S	1010	0.9	650

구분	강종	레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율(%)	레스 형태의 베이나이트 면적 분율(%)	기타 조직의 면적분율(%)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	충격 흡수 에너지(J) (-60℃)	두께 (mm)	분석 위치 (mm)
실시예4	발명강3	<70	>27	<3	762	844	169	210	표면부(2mm)
실시예4	발명강3	<10	>80	<10	748	831	146	210	중심부 (105mm)
실시예5	발명강4	<75	>22	<3	834	889	131	180	표면부 (2mm)
실시예5	발명강4	<10	>80	<10	761	838	130	180	중심부 (90mm)

(단, 상기 표 8에서 기타 조직은 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 이외의 상부 또는 입상 형태의 베이나이트를 포함하는 의미이다.)

상기 표 8에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조성 및 제조 조건을 만족하는 실시예 4의 210mm 극후 강판의 표면부에서 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 70% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율은 대략 27% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율은 3% 미만이며, 중심부에서는 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 10% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율이 대략 80% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율도 10% 미만의 미세조직을 갖는 것을 볼 수 있고, 상기 강판은 표면부뿐만 아니라, 중심부에서도 항복강도가 690MPa 이상, 인장강도는 770MPa 이상이고, -60℃에서 충격 흡수 에너지가 69J이상으로, 목표로 하는 강도 및 저온 인성을 만족하는 것을 볼 수 있다.

또한, 본 발명의 조성 및 제조 조건을 만족하는 실시예 5의 180mm 극후 강판의 표면부에서 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 75% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율이 대략 22% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율은 3% 미만이며, 중심부에서는 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 10% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율이 대략 80% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율도 10% 미만의 미세조직을 갖는 것을 볼 수 있고, 상기 강판은 표면부뿐만 아니라, 중심부에서도 항복강도는 690MPa 이상, 인장강도는 770MPa이상이고, -60℃에서 충격 흡수 에너지가 69J이상으로, 목표로 하는 강도 및 저온 인성을 만족하는 것을 볼 수 있다.

이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims

중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강판으로서,
미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스(lath)형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 10% 이하 및 레스(lath)형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며,
상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되고,
상기 강판에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유되며,
상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5㎛ 이하이고,
상기 강판은 150~210mm 두께를 갖는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판.
삭제
삭제
삭제
제1항에 있어서,
상기 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격흡수에너지를 갖는 것을 특징으로 하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판.
중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09%; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강괴를 제조하는 단계;
상기 강괴를 1150~1250℃로 가열하는 단계;
가열된 강괴를 3S ~ 7S의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계;
상기 강 슬라브를 가열하여 850~1200℃의 온도에서 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계; 및
상기 열연 강판을 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 포함하며,
해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며,
상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 강괴에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유되는 것을 특징으로 하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 열간 압연은 열연 강판의 두께가 150~210mm의 두께를 갖도록 수행되는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 급냉하는 단계에 후속적으로 620~660℃의 온도 하에서 템퍼링하는 단계를 더 포함하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.
삭제
제6항에 있어서,
상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5㎛ 이하인, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격 흡수 에너지를 갖는 것을 특징으로 하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.