KR20240131371A - Austenitic steel with excellent ultra-low temperature toughness in welded heat-affected zone and its manufacturing method - Google Patents
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Abstract
본 발명의 일 측면에 따르면, 용접 열영향부의 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.According to one aspect of the present invention, an austenitic high-manganese steel having excellent ultra-low temperature toughness in a welded heat-affected zone and a method for manufacturing the same can be provided.
Description
본 발명은 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 용접 열영향부의 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an austenitic steel and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an austenitic high-manganese steel having excellent ultra-low temperature toughness in a weld heat-affected zone and a method for manufacturing the same.
액화수소(Liquefied hydrogen, 비등점: -253℃), 액화천연가스(LNG, Liquefied Natural Gas, 비등점: -164℃), 액체산소(Liquefied Oxygen, 비등점: -183℃) 및 액체질소 (Liquefied Nitrogen, 비등점: -196℃) 등과 같은 액화가스는 초저온 저장을 필요로 한다. 그러므로 이들 가스를 저장하기 위해서는 초저온에서 충분한 인성과 강도를 가지는 재료로 이루어지는 압력용기 등의 구조물이 필요하다.Liquefied gases such as liquefied hydrogen (boiling point: -253℃), liquefied natural gas (LNG, boiling point: -164℃), liquefied oxygen (boiling point: -183℃), and liquefied nitrogen (boiling point: -196℃) require ultra-low temperature storage. Therefore, in order to store these gases, structures such as pressure vessels made of materials with sufficient toughness and strength at ultra-low temperatures are required.
액화가스 분위기의 저온에서 사용 가능한 재료로서 AISI 304등의 Cr-Ni계 스테인레스 합금이나 9% Ni강 또는 5000계열의 알루미늄 합금 등이 사용되어 왔다. 그러나 알루미늄 합금의 경우 합금 비용이 높고 낮은 강도로 인해 구조물의 설계 두께가 증가하게 되며 용접 시공성도 좋지 않아 사용이 제한적이다. Cr-Ni계 스테인레스와 9% 니켈(Ni)강 등은 알루미늄의 물성상의 문제점은 많이 개선하였으나, 고가인 니켈(Ni)을 다량 함유하여 경제성 측면에서 바람직하지 않다.As materials that can be used at low temperatures in a liquefied gas atmosphere, Cr-Ni stainless steel alloys such as AISI 304, 9% Ni steel, or 5000 series aluminum alloys have been used. However, in the case of aluminum alloys, the alloy cost is high, and due to low strength, the design thickness of the structure increases, and the weldability is also poor, so their use is limited. Cr-Ni stainless steel and 9% nickel (Ni) steel have greatly improved the physical properties of aluminum, but they contain a large amount of expensive nickel (Ni), which is not desirable from an economic perspective.
본 발명의 일 측면에 따르면 용접 열영향부의 초저온 인성이 우수하여 액화가스의 저장탱크 및 액화가스의 수송설비 등의 초저온 환경의 구조용 소재로 사용 가능한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.According to one aspect of the present invention, an austenitic steel having excellent ultra-low temperature toughness in a welded heat-affected zone and usable as a structural material for ultra-low temperature environments such as liquefied gas storage tanks and liquefied gas transport facilities, and a method for manufacturing the same can be provided.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.The subject matter of the present invention is not limited to the above-described content. Those skilled in the art will have no difficulty in understanding additional subjects of the present invention from the overall content of this specification.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는, 중량%로, 망간(Mn): 10~45%, 탄소(C): 24*[C]+[Mn]≥25 및 33.5*[C]-[Mn]≤18을 만족하는 범위, 크롬(Cr): 10% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상: 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 용접 열영향부에 대해 -253℃ 기준 샤르피 충격 시험을 실시하는 경우 상기 용접 열영향부에서의 횡팽창은 0.32mm 이상일 수 있다. 상기 수식의 [C] 및 [Mn]은 상기 강재에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.An austenitic steel according to one aspect of the present invention contains, in wt%, manganese (Mn): 10 to 45%, carbon (C): a range satisfying 24*[C]+[Mn]≥25 and 33.5*[C]-[Mn]≤18, chromium (Cr): 10% or less (excluding 0%), at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): 0.5% or less (excluding 0%), the remainder iron (Fe) and unavoidable impurities, and when a Charpy impact test is performed on the weld heat-affected zone based on -253℃, transverse expansion in the weld heat-affected zone may be 0.32 mm or more. [C] and [Mn] in the above formula represent the content (wt%) of carbon (C) and manganese (Mn) included in the steel.
상기 강재의 상온 항복강도는 270MPa 이상 400MPa 미만일 수 있다.The room temperature yield strength of the above steel may be 270 MPa or more and less than 400 MPa.
상기 용접 열영향부는 미세조직으로 95면적% 이상의 오스테나이트 및 5면적% 이하(0% 제외)의 입계 탄화물을 포함할 수 있다.The above weld heat affected zone may include a microstructure of 95 area% or more of austenite and 5 area% or less (excluding 0%) of grain boundary carbides.
상기 용접 열영향부의 평균 결정립 크기는 5~200㎛일 수 있다.The average grain size of the above weld heat affected zone can be 5 to 200 μm.
상기 용접 열영향부의 평균 결정립 종횡비(aspect ratio)는 1.0~5.0일 수 있다.The average grain aspect ratio of the above weld heat affected zone can be 1.0 to 5.0.
상기 강재의 전위밀도는 2.3*1015 내지 3.3*1015/mm2일 수 있다.The dislocation density of the above steel can be 2.3*10 15 to 3.3*10 15 /mm 2 .
본 발명의 다른 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 제조방법은, 중량%로, 망간(Mn): 10~45%, 탄소(C): 24*[C]+[Mn]≥25 및 33.5*[C]-[Mn]≤18을 만족하는 범위, 크롬(Cr): 10% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상: 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 가열한 후 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 및 상기 열연강판을 500~1000℃의 온도범위로 가열하여 해당 온도범위에서 1.3t(열연강판 두께, mm)+5분 이상의 시간 동안 유지하는 열처리 단계를 포함할 수 있다. 상기 수식의 [C] 및 [Mn]은 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.According to another aspect of the present invention, a method for manufacturing an austenitic steel may include the steps of preparing a slab including, in wt%, manganese (Mn): 10 to 45%, carbon (C): a range satisfying 24*[C]+[Mn]≥25 and 33.5*[C]-[Mn]≤18, chromium (Cr): 10% or less (excluding 0%), at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): 0.5% or less (excluding 0%), the remainder iron (Fe) and unavoidable impurities; a step of heating the slab and then hot-rolling it to provide a hot-rolled steel sheet; and a heat treatment step of heating the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 500 to 1000°C and maintaining it in the temperature range for a time of 1.3t (thickness of the hot-rolled steel sheet, mm)+5 minutes or more. [C] and [Mn] in the above formula represent the contents (weight%) of carbon (C) and manganese (Mn) included in the slab.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 구현예 및 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.The above solution to the problem does not enumerate all the features of the present invention, and the various features of the present invention and the resulting advantages and effects may be understood in more detail by referring to the specific implementation examples and examples below.
본 발명의 일 측면에 따르면 용접 열영향부의 초저온 인성이 우수하여 액화가스의 저장탱크 및 액화가스의 수송설비와 같은 초저온 환경의 구조용 소재로 특히 적합한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.According to one aspect of the present invention, an austenitic steel having excellent ultra-low temperature toughness in a welded heat-affected zone and being particularly suitable as a structural material for ultra-low temperature environments such as liquefied gas storage tanks and liquefied gas transport facilities, and a method for manufacturing the same can be provided.
본 발명의 효과는 전술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 본 명세서에 기재된 사항으로부터 합리적으로 유추 가능한 효과를 포함하는 개념으로 해석될 수 있다.The effects of the present invention are not limited to the matters described above, and can be interpreted as a concept including effects that can be reasonably inferred from the matters described in this specification.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 탄소 함량 및 망강 함량의 상관 관계를 도시한 도면이다.
도 2은 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 용접 열영향부에서의 횡팽창 값을 측정하는 방법을 개략적으로 나타낸 도면이다.FIG. 1 is a drawing illustrating the correlation between the carbon content and the mesh content of an austenitic steel according to one aspect of the present invention.
FIG. 2 is a drawing schematically illustrating a method for measuring the transverse expansion value in the weld heat affected zone of an austenitic steel according to one aspect of the present invention.
발명의 실시를 위한 최선의 형태Best mode for carrying out the invention
본 발명은 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 에 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 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.The present invention relates to an austenitic steel and a method for manufacturing the same. Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described. The 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 embodiments are provided to explain the present invention in more detail to a person having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention belongs.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재에 대해 보다 상세히 설명한다.Hereinafter, an austenitic steel according to one aspect of the present invention will be described in more detail.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는, 중량%로, 망간(Mn): 10~45%, 탄소(C): 24*[C]+[Mn]≥25 및 33.5*[C]-[Mn]≤18을 만족하는 범위, 크롬(Cr): 10% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상: 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 용접 열영향부에 대해 -253℃ 기준 샤르피 충격 시험을 실시하는 경우 상기 용접 열영향부에서의 횡팽창은 0.32mm 이상을 만족할 수 있다.An austenitic steel according to one aspect of the present invention contains, in wt%, manganese (Mn): 10 to 45%, carbon (C): a range satisfying 24*[C]+[Mn]≥25 and 33.5*[C]-[Mn]≤18, chromium (Cr): 10% or less (excluding 0%), at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): 0.5% or less (excluding 0%), the remainder iron (Fe) and unavoidable impurities, and when a Charpy impact test is performed on the weld heat-affected zone at -253℃, the transverse expansion in the weld heat-affected zone can satisfy 0.32 mm or more.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재에 포함되는 강 조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.Hereinafter, the steel composition included in the austenitic steel according to one aspect of the present invention will be described in more detail. Hereinafter, unless otherwise specifically indicated, the % indicating the content of each element is based on weight.
망간(Mn): 10~45%Manganese (Mn): 10~45%
망간은 오스테나이트를 안정화시키는데 중요한 역할을 하는 원소이다. 초저온에서의 오스테나이트를 안정화 시키기 위해 10% 이상의 망간(Mn)이 포함되는 것이 바람직하다. 망간(Mn) 함량이 이에 미치지 못하는 경우, 준안정상인 입실런 마르텐사이트가 형성되어 초저온에서의 가공유기변태에 의해 쉽게 알파 마르텐사이트로 변태하므로 인성을 확보할 수 없다. 입실런 마르텐사이트의 형성을 억제하기 위하여 탄소(C) 함량을 증가시켜 오스테나이트의 안정화를 도모하는 방안이 있으나, 이 경우 오히려 다량의 탄화물이 석출되어 물성이 급격히 열화될 수 있다. 따라서, 망간(Mn)의 함량은 10% 이상이 바람직하다. 바람직한 망간(Mn) 함량은 15% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 18% 이상일 수 있다. 망간(Mn) 함량이 과다한 경우, 강재의 부식속도를 저하시킬 수 있을 뿐만 아니라 경제성 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 망간(Mn) 함량은 45% 이하가 바람직하다. 바람직한 망간(Mn) 함량은 40% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 35% 이하일 수 있다.Manganese is an element that plays an important role in stabilizing austenite. In order to stabilize austenite at ultra-low temperatures, it is desirable to include 10% or more of manganese (Mn). If the manganese (Mn) content is lower than this, metastable epsilon martensite is formed and easily transformed into alpha martensite by processing-induced transformation at ultra-low temperatures, so that toughness cannot be secured. There is a method of increasing the carbon (C) content to stabilize austenite in order to suppress the formation of epsilon martensite, but in this case, a large amount of carbides may be precipitated, rapidly deteriorating the physical properties. Therefore, the manganese (Mn) content is desirable to be 10% or more. The preferable manganese (Mn) content may be 15% or more, and the more preferable manganese (Mn) content may be 18% or more. If the manganese (Mn) content is excessive, it may slow down the corrosion rate of steel and is not desirable in terms of economic efficiency. Therefore, the manganese (Mn) content is preferably 45% or less. The preferred manganese (Mn) content may be 40% or less, and the more preferred manganese (Mn) content may be 35% or less.
탄소(C): 24*[C]+[Mn]≥25 및 33.5*[C]-[Mn]≤18을 만족하는 범위Carbon (C): Range satisfying 24*[C]+[Mn]≥25 and 33.5*[C]-[Mn]≤18
탄소(C)는 오스테나이트를 안정화시키고 강도를 증가시키는 원소이다. 특히 탄소(C)는 냉각과정 또는 가공 등의 과정에서 오스테나이트로부터 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로의 변태점인 Ms 또는 Md를 낮추는 역할을 한다. 따라서, 탄소(C)는 오스테나이트의 안정화에 효과적으로 기여하는 성분으로, 탄소(C) 함량이 불충분한 경우 오스테나이트의 안정도가 부족하여 초저온에서 안정한 오스테나이트를 얻을 수 없으며, 외부 응력에 의해 쉽게 입실런 혹은 알파 마르텐사이트로 가공유기변태를 일으켜 강재의 인성을 감소시거나, 강재의 강도가 저하될 수 있다. 반면, 탄소(C)의 함량이 과다할 경우, 탄화물 석출로 인해 강재의 인성이 급격히 열화될 수 있으며, 강재의 강도가 지나치게 증가하여 가공성이 저하될 수 있다.Carbon (C) is an element that stabilizes austenite and increases its strength. In particular, carbon (C) lowers the transformation point M s or M d from austenite to epsilon or alpha martensite during the cooling process or processing. Therefore, carbon (C) is an element that effectively contributes to the stabilization of austenite. If the carbon (C) content is insufficient, the stability of austenite is insufficient, so stable austenite cannot be obtained at ultra-low temperatures, and external stress can easily cause a processing-induced transformation into epsilon or alpha martensite, which can reduce the toughness of the steel or lower the strength of the steel. On the other hand, if the carbon (C) content is excessive, the toughness of the steel can rapidly deteriorate due to carbide precipitation, and the strength of the steel can increase excessively, which can lower the workability.
본 발명의 발명자는 탄화물 형성과 관련하여 탄소(C)와 망간(Mn) 함량 사이의 상대적인 거동에 대해 심도 있는 연구를 수행하였으며, 그 결과 도 1에 도시된 바와 같이 탄소(C) 및 망간(Mn)의 상대적인 함량 관계를 결정하는 것이 오스테나이트의 안정화를 효과적으로 도모하면서도 탄화물 석출량을 효과적으로 제어할 수 있다는 결론에 도달하게 되었다. 탄화물은 탄소(C)에 의해 형성되는 것이지만, 탄소(C)가 독립적으로 탄화물의 형성에 영향 미치는 것이 아니며, 망간(Mn)과 복합적으로 작용하여 탄화물의 형성에 영향을 미친다.The inventors of the present invention have conducted in-depth research on the relative behavior between carbon (C) and manganese (Mn) contents in relation to carbide formation, and as a result, have reached the conclusion that determining the relative content relationship between carbon (C) and manganese (Mn) as illustrated in Fig. 1 can effectively promote austenite stabilization while effectively controlling the amount of carbide precipitation. Although carbides are formed by carbon (C), carbon (C) does not independently affect the formation of carbides, but rather acts in combination with manganese (Mn) to affect the formation of carbides.
오스테나이트의 안정화를 도모하기 위해서는 다른 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 충족한다는 전제하에 24*[C]+[Mn] (여기서, [C] 및 [Mn]은 각 성분의 함량을 중량% 단위로 나타낸 것을 의미함)의 값을 25이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 해당 경계는 도 1에 도시된 평행사변형 영역의 경사진 왼쪽 경계를 의미한다. 24*[C]+[Mn]이 25 미만일 경우, 오스테나이트의 안정도가 감소하여 초저온에서의 충격에 의해 가공유기변태를 일으키며, 그에 따라 강재의 충격인성이 저하될 수 있다. 반면, 탄화물의 형성을 억제하기 위해서는 다른 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 충족한다는 전제 하에 33.5*[C]-[Mn] (여기서, [C] 및 [Mn]은 각 성분의 함량을 중량% 단위로 나타낸 것을 의미함)의 값을 18 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 33.5*[C]-[Mn]이 18를 초과하는 경우, 과다한 탄소(C)의 첨가로 인해 탄화물이 석출하여 강재의 저온 충격인성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 탄소(C)는 24*[C]+[Mn] ≥ 25 및 33.5*[C]-[Mn]≤18을 만족하도록 첨가되는 것이 바람직하다. 도 1에서 알 수 있듯이, 전술한 수식을 충족시키는 범위 내에서 탄소(C) 함량의 최하한은 0% 이다.In order to stabilize austenite, it is preferable to control the value of 24*[C]+[Mn] (wherein, [C] and [Mn] mean the contents of each component expressed in weight%) to 25 or more, provided that other components satisfy the ranges specified in the present invention. The boundary means the inclined left boundary of the parallelogram region illustrated in Fig. 1. When 24*[C]+[Mn] is less than 25, the stability of austenite decreases, causing processing-induced transformation by impact at ultra-low temperatures, which may lower the impact toughness of the steel. On the other hand, in order to suppress the formation of carbides, it is preferable to control the value of 33.5*[C]-[Mn] (wherein, [C] and [Mn] mean the contents of each component expressed in weight%) to 18 or less, provided that other components satisfy the ranges specified in the present invention. When 33.5*[C]-[Mn] exceeds 18, carbides may be precipitated due to the excessive addition of carbon (C), which may deteriorate the low-temperature impact toughness of the steel. Therefore, in the present invention, it is preferable that carbon (C) be added so as to satisfy 24*[C]+[Mn] ≥ 25 and 33.5*[C]-[Mn] ≤ 18. As can be seen in Fig. 1, the lowest limit of the carbon (C) content within the range satisfying the above-described formula is 0%.
크롬(Cr): 10% 이하(0% 제외)Chromium (Cr): 10% or less (excluding 0%)
크롬(Cr) 역시 오스테나이트 안정화 원소로, 적정한 첨가량의 범위까지는 오스테나이트를 안정화시켜 강재의 저온 충격인성을 향상시키고, 오스테나이트 내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한, 크롬(Cr)은 강재의 내식성 향상에 효과적으로 기여하는 성분이기도 한다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr)을 필수 성분으로 첨가한다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 하한은 1%일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 하한은 2%일 수 있다. 다만, 크롬(Cr)은 탄화물 형성 원소이며, 특히 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 강재의 저온 충격인성을 감소시킬 수 있다. 또한, 크롬(Cr)의 첨가량이 일정 수준을 초과하는 경우 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서 과도한 탄화물이 석출되어 초저온 인성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr)의 상한은 10%로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 8%일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 7%일 수 있다.Chromium (Cr) is also an austenite stabilizing element. It stabilizes austenite up to an appropriate amount of addition, thereby improving the low-temperature impact toughness of steel, and increases the strength of steel by being dissolved in austenite. In addition, chromium (Cr) is also an element that effectively contributes to improving the corrosion resistance of steel. Therefore, the present invention adds chromium (Cr) as an essential element. The lower limit of the preferable chromium (Cr) content may be 1%, and the more preferable lower limit of the chromium (Cr) content may be 2%. However, chromium (Cr) is a carbide forming element, and in particular, it may form carbides at austenite grain boundaries to reduce the low-temperature impact toughness of steel. In addition, when the amount of chromium (Cr) added exceeds a certain level, excessive carbides may be precipitated in the heat-affected zone (HAZ) of the weld, which may result in poor ultra-low-temperature toughness. Therefore, the upper limit of chromium (Cr) in the present invention may be limited to 10%. The upper limit of the desirable chromium (Cr) content may be 8%, and the upper limit of the more desirable chromium (Cr) content may be 7%.
티타늄(Ti), 나이오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상: 0.5% 이하(0% 제외)One or more of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V): 0.5% or less (excluding 0%)
티타늄(Ti)은 고용, 석출경화 효과를 통해 강도를 증가시키는 원소이며, 특히 용접 열영향부에서 티타늄 탄·질화물에 의해 결정립 성장을 억제하여 강도의 열화를 방지할 수 있는 유리한 원소이다. 또한 열처리 시 탄질화물의 석출로 인해 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 티타늄(Ti)을 첨가할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)이 과도하게 첨가되는 경우 첨가하는 경우 조대한 석출물 또는 정출물이 생성되어 압연 시 표면 크랙을 유발하고 강재의 물성을 열화시키므로 그 함량을 일정 범위로 제한하는 것이 바람직하다.Titanium (Ti) is an element that increases strength through the effect of precipitation hardening and employment, and is an advantageous element that can prevent deterioration of strength by suppressing grain growth by titanium carbonitride in the heat-affected zone of welding, in particular. In addition, it is an element that can improve strength due to precipitation of carbonitride during heat treatment. The present invention can add titanium (Ti) for such effects. However, if titanium (Ti) is added excessively, coarse precipitates or crystallized substances are generated, which causes surface cracks during rolling and deteriorates the properties of the steel, so it is desirable to limit the content to a certain range.
니오븀(Nb)은 고용, 석출경화 효과를 통해 강도를 증가시키는 원소이며, 특히 강의 재결정 정지온도(Tnr)를 증가시켜 저온 압연 시 결정립 미세화를 통해 항복강도를 향상시킬 수 있으며, 열처리 시 탄질화물 석출을 통해 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 니오븀(Nb)을 첨가할 수 있다.Niobium (Nb) is an element that increases strength through solid solution and precipitation hardening effects, and in particular, it can improve yield strength through grain refinement during low-temperature rolling by increasing the recrystallization stop temperature (Tnr) of steel, and can improve strength through carbonitride precipitation during heat treatment. The present invention may add niobium (Nb) for such effects.
바나듐(V)은 고용, 석출경화 효과를 통해 강도를 증가시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 바나듐(V)을 첨가할 수 있다.Vanadium (V) is an element that increases strength through the effect of precipitation hardening and solidification, and therefore, the present invention may add vanadium (V) for such effects.
다만, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)이 과다하게 첨가되는 경우, 조대한 석출물이 생성되어 오히려 강재의 물성을 열화시킬 수 있으며, 조대 석출물 또는 정출물의 생성에 의해 열간압연 시 표면 크랙을 유발할 수 있으므로, 본 발명은 티타늄(Ti). 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 각 함량을 0.5% 이하로 제한할 수 있다. 바람직하게는 티나늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 합계 함량을 0.5% 이하로 제한할 수 있다.However, when titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are added in excessive amounts, coarse precipitates may be formed, which may rather deteriorate the properties of the steel, and surface cracks may be induced during hot rolling due to the formation of coarse precipitates or crystallized products. Therefore, the present invention limits each content of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) to 0.5% or less. Preferably, the total content of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) may be limited to 0.5% or less.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 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.The austenitic steel according to one aspect of the present invention may contain the remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the aforementioned components. However, since unintended impurities may inevitably be mixed in from raw materials or the surrounding environment during a normal manufacturing process, they cannot be completely excluded. Since these impurities are known to anyone with ordinary knowledge in the art, not all of the contents are specifically mentioned in this specification. In addition, additional addition of effective components other than the aforementioned components is not completely excluded.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 목적하는 물성 확보 측면에서 95면적% 이상의 오스테나이트를 미세조직으로 포함할 수 있다. 바람직한 오스테나이트 분율은 97면적% 이상일 수 있으며, 오스테나이트의 분율이 100면적%에 근접한 경우를 포함할 수 있다. 한편, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 초저온 충격인성의 저하를 방지하기 위해 탄화물의 분율을 5면적% 이하로 적극 억제할 수 있다. 바람직한 탄화물 분율은 3면적% 이하일 수 있다. 다만, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 탄화물 생성 원소인 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에 선택되는 1종 이상을 포함하므로, 탄화물 분율의 하한에서 0%를 제외할 수 있다. 본 발명에서 오스테나이트의 분율 및 탄화물의 분율 측정 방법은 특별히 국한되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 기술자가 미세조직 및 탄화물 측정을 위해 통상적으로 이용하는 측정방법을 통해 쉽게 확인될 수 있다.The austenitic steel according to one aspect of the present invention may include 95 area% or more of austenite in its microstructure in order to secure the desired properties. The preferable austenite fraction may be 97 area% or more, and may include a case where the austenite fraction is close to 100 area%. Meanwhile, the austenitic steel according to one aspect of the present invention may actively suppress the carbide fraction to 5 area% or less in order to prevent a decrease in ultra-low temperature impact toughness. The preferable carbide fraction may be 3 area% or less. However, since the austenitic steel according to one aspect of the present invention includes at least one selected from titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V), which are carbide-forming elements, 0% may be excluded from the lower limit of the carbide fraction. In the present invention, the method for measuring the fraction of austenite and the fraction of carbide is not particularly limited, and can be easily confirmed through a measuring method commonly used by a person skilled in the art to which the present invention belongs for measuring microstructure and carbide.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 전위밀도는 2.3*1015 내지 3.3*1015/mm2의 범위를 만족할 수 있다. 강재의 전위밀도는 X선 회절(X-ray diffraction)을 이용하여 강재의 특정면에 따른 강도를 측정한 뒤 윌리엄슨-홀(Williamson-Hall) 방법 등을 이용하여 측정될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야의 통사의 기술자는 특별한 기술적 어려움 없이 강재의 전위밀도를 측정할 수 있다. 강재의 전위밀도가 일정 수준에 미치지 못하는 경우, 구조물의 소재로서 적합한 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명은 강재의 전위밀도 하한을 2.3*1015/mm2으로 제한할 수 있다. 반면, 전위밀도가 과도하게 높은 경우, 강재의 강도 확보측면에서는 유리하지만 초저온 저온 인성 확보 측면에서는 바람직하지 않으므로, 본 발명은 강재의 진위밀도 상한을 3.3*1015/mm2로 제한할 수 있다.The dislocation density of the austenitic steel according to one aspect of the present invention can satisfy a range of 2.3*10 15 to 3.3*10 15 /mm 2 . The dislocation density of the steel can be measured by measuring the strength according to a specific plane of the steel using X-ray diffraction and then using the Williamson-Hall method, etc., and a person skilled in the art to which the present invention pertains can measure the dislocation density of the steel without any special technical difficulty. If the dislocation density of the steel does not reach a certain level, it is impossible to secure strength suitable as a structural material. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the dislocation density of the steel to 2.3*10 15 /mm 2 . On the other hand, if the dislocation density is excessively high, it is advantageous in terms of securing the strength of the steel, but it is not desirable in terms of securing ultra-low temperature and low temperature toughness. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the true dislocation density of the steel to 3.3*10 15 /mm 2 .
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 상온 항복강도는 270MPa 이상 400MPa 미만을 만족할 수 있다. 강재의 강도가 높아지는 경우 저온 충격인성이 감소하며, 특히 본 발명과 같은 -253℃의 초저온 용도의 강재는 항복강도가 과도하게 높은 경우 목적하는 충격인성을 확보지 못할 가능성이 높아진다. 또한, 통상적으로 상용되는 오스테나이트계 용접재료가 모재의 강도를 초과하기는 어려우므로, 모재의 강도를 높게 유지하는 경우 용접부와 모재 사이의 강도 차이가 발생하여 구조적 안정성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 상온 항복강도는 400MPa 미만의 수준인 것이 바람직하다. 한편, 강재의 상온 항복강도가 과도하게 낮은 경우 구조물의 안정성 확보를 위해 모재의 두께가 과도가 증가하고, 그에 따라 구조물의 중량이 과도하게 증가할 수 있으므로, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 상온 항복강도의 하한을 270MPa로 제한할 수 있다.The room temperature yield strength of the austenitic steel according to one aspect of the present invention can satisfy 270 MPa or more and less than 400 MPa. When the strength of the steel increases, the low temperature impact toughness decreases, and in particular, in the case of the steel for ultra-low temperature use of -253℃ like the present invention, if the yield strength is excessively high, the possibility of not securing the desired impact toughness increases. In addition, since it is difficult for austenitic welding materials that are usually commercially available to exceed the strength of the base metal, if the strength of the base metal is maintained high, a strength difference may occur between the welded portion and the base metal, which may lower the structural stability. Therefore, the room temperature yield strength of the austenitic steel according to one aspect of the present invention is preferably less than 400 MPa. Meanwhile, if the room temperature yield strength of the steel is excessively low, the thickness of the base material may increase excessively to secure the stability of the structure, and accordingly, the weight of the structure may increase excessively. Therefore, the austenitic steel according to one aspect of the present invention may limit the lower limit of the room temperature yield strength to 270 MPa.
구조물은 강재를 가공 및 용접하여 제공되는 것이 일반적이므로, 모재 자체의 초저온 충격인성을 확보하더라도 용접부에서의 초저온 충격인성이 확보되지 않는 경우 구조물 자체의 안전성이 크게 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 모재 자체의 초저온 충격인성뿐만 아니라, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)의 초저온 충격인성을 확보하고자 한다. 따라서, 본 발명은 모재의 미세조직뿐만 아니라 용접 열영향부의 미세조직 분율 및 형상을 특정 범위로 제어한다.Since structures are generally provided by processing and welding steel, even if the ultra-low-temperature impact toughness of the base material itself is secured, if the ultra-low-temperature impact toughness of the weld is not secured, the safety of the structure itself may be significantly reduced. Therefore, the austenitic steel according to one aspect of the present invention seeks to secure not only the ultra-low-temperature impact toughness of the base material itself, but also the ultra-low-temperature impact toughness of the weld heat-affected zone (HAZ). Accordingly, the present invention controls the microstructure fraction and shape of the weld heat-affected zone as well as the microstructure of the base material within a specific range.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재를 모재로 하여 피목 아크 용접봉, 플럭스 코어드 아크 용접 와이어, 티그 용접봉 및 와이어, 서브머지드 아크 용접 와이어 및 플럭스 등을 사용하여 초저온용 구조물의 용접에 실시되는 통상의 용접 조건으로 용접을 실시하였을 때, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)은 95면적% 이상의 오스테나이트 및 5면적% 이하의 탄화물을 포함할 수 있다. 앞서 모재의 미세조직과 관련하여 설명한 바와 같이, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에 포함되는 오스테나이트의 분율은 97면적% 이상일 수 있으며, 오스테나이트의 분율이 100면적%에 근접한 경우를 포함할 수 있다. 또한, 용접부에서 초저온 충격인성이 저하되는 것을 방지하기 위해, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에 포함되는 탄화물의 분율을 3면적% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 다만, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 탄화물 생성 원소인 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에 선택되는 1종 이상을 포함하므로, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 탄화물 분율에서 0%를 제외할 수 있다.When welding is performed under normal welding conditions for welding ultra-low temperature structures using a welded arc welding rod, a flux-cored arc welding wire, a TIG welding rod and wire, a submerged arc welding wire, and a flux, using an austenitic steel according to one aspect of the present invention as a base material, the weld heat-affected zone (HAZ) may include 95 area% or more of austenite and 5 area% or less of carbide. As described above with respect to the microstructure of the base material, the fraction of austenite included in the weld heat-affected zone (HAZ) may be 97 area% or more, and may include a case where the fraction of austenite is close to 100 area%. In addition, in order to prevent the ultra-low temperature impact toughness from being lowered in the weld, the fraction of carbide included in the weld heat-affected zone (HAZ) may be limited to 3 area% or less. However, since the austenitic steel according to one aspect of the present invention includes at least one selected from titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V), which are carbide-forming elements, 0% can be excluded from the carbide fraction in the heat-affected zone (HAZ) of the weld.
용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 오스테나이트의 평균 결정립 크기는 5~200㎛의 범위를 만족할 수 있다. 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 오스테나이트 평균 결정립 크기가 과도하게 작은 경우, 용접부의 강도는 향상되지만, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서 국부적인 초저온 충격인성 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 평균 오스테나이트 결정립 크기를 5㎛ 이상으로 제한할 수 있다. 한편, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 평균 오스테나이트 결정립 크기가 커질수록 용접부의 초저온 충격인성 확보에는 유리하지만, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서 국부적인 강도 저하가 발생할 수 있는바, 본원발명은 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 평균 오스테나이트 결정립 크기를 200㎛ 이하로 제한할 수 있다.The average grain size of austenite in the weld heat-affected zone (HAZ) can satisfy a range of 5 to 200 ㎛. If the average grain size of austenite in the weld heat-affected zone (HAZ) is excessively small, the strength of the weld is improved, but local ultra-low temperature impact toughness deterioration may occur in the weld heat-affected zone (HAZ). Therefore, the austenitic steel according to one aspect of the present invention can limit the average austenite grain size in the weld heat-affected zone (HAZ) to 5 ㎛ or more. Meanwhile, as the average austenite grain size in the weld heat-affected zone (HAZ) increases, it is advantageous for securing ultra-low temperature impact toughness of the weld, but local strength reduction may occur in the weld heat-affected zone (HAZ). Therefore, the present invention can limit the average austenite grain size in the weld heat-affected zone (HAZ) to 200 ㎛ or less.
용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 물성 확보 측면에서, 오스테나이트 분율 및 평균 결정립 크기뿐만 아니라, 오스테나이트 결정립의 평균 종횡비(aspect ratio)가 영향을 요소이다. 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에 존재하는 오스테나이트의 평균 결정립 종횡비가 과도하게 작은 경우 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)의 초저온 충격인성 확보 측면에서는 유리하지만 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)의 강도 확보 측면에서는 불리하므로, 본 발명은 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에 존재하는 오스테나이트의 평균 결정립 종횡비를 1.0 이상의 수준으로 제한할 수 있다. 반면, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에 존재하는 오스테나이트의 평균 결정립 종횡비가 과도하게 큰 경우 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)의 강도 확보 측면에서는 유리하지만 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)의 초저온 충격인성 확보 측면에서는 불리하므로, 본 발명은 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에 존재하는 오스테나이트의 평균 결정립 종횡비를 5.0 이하의 수준으로 제한할 수 있다.In terms of securing properties in the weld heat-affected zone (HAZ), not only the austenite fraction and the average grain size, but also the average aspect ratio of the austenite grains are influencing factors. If the average grain aspect ratio of the austenite present in the weld heat-affected zone (HAZ) is excessively small, it is advantageous in securing ultra-low temperature impact toughness in the weld heat-affected zone (HAZ), but disadvantageous in securing the strength of the weld heat-affected zone (HAZ). Therefore, the present invention can limit the average grain aspect ratio of the austenite present in the weld heat-affected zone (HAZ) to a level of 1.0 or more. On the other hand, if the average grain aspect ratio of austenite existing in the weld heat-affected zone (HAZ) is excessively large, it is advantageous in terms of securing the strength of the weld heat-affected zone (HAZ), but disadvantageous in terms of securing the ultra-low temperature impact toughness of the weld heat-affected zone (HAZ). Therefore, the present invention can limit the average grain aspect ratio of austenite existing in the weld heat-affected zone (HAZ) to a level of 5.0 or less.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재를 모재로 하여 초저온용 구조물의 용접에 실시되는 통상의 용접 조건으로 용접을 실시하였을 때, -253℃ 기준 샤르피 충격 시험을 실시한 시편의 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 횡팽창 값은 0.32mm 이상일 수 있다.When welding is performed using an austenitic steel according to one aspect of the present invention as a base material under normal welding conditions used for welding ultra-low temperature structures, the transverse expansion value in the heat-affected zone (HAZ) of a specimen subjected to a Charpy impact test at -253°C may be 0.32 mm or more.
본 발명의 발명자는 초저온 환경에 적용되는 강재의 경우 안전성 확보 측면에서 소성 변형특성이 주요한 요소임을 파악하였다. 즉. 본 발명의 발명자는 심도 있는 연구 끝에 본 발명이 제시하는 성분계를 만족하는 강재의 경우, 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 횡팽창 값(mm)이 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)의 샤르피 충격 에너지 값(J) 보다 용접부의 안전성 확보 측면에서 보다 주요한 요소임을 확인할 수 있었다.The inventor of the present invention has found that, in the case of steels applied to ultra-low temperature environments, plastic deformation characteristics are a major factor in terms of ensuring safety. That is, after in-depth research, the inventor of the present invention has confirmed that, in the case of steels satisfying the composition system suggested by the present invention, the transverse expansion value (mm) in the heat-affected zone (HAZ) of the weld is a more important factor in ensuring the safety of the weld than the Charpy impact energy value (J) of the heat-affected zone (HAZ).
용접 열영향부(HAZ)에서의 횡팽창 값은 -253℃ 기준 샤르피 충격 시험을 실시한 시편의 횡방향 소성 변형량의 평균값을 의미한다. 도 2에는 -253℃ 기준 샤르피 충격 시험을 실시한 시편의 사진이 도시되어 있으며, 도 2에 도시된 바와 같이 파면 인근에서의 횡방향 길이 증가량(△X1+△X2)을 계산하여 횡행창 값을 산출할 수 있다. 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 횡팽창 값이 0.32mm 이상인 경우, 초저온용 구조물에 요구되는 최소한의 저온 안전성을 구비하는 것으로 판단할 수 있다.The transverse expansion value in the weld heat-affected zone (HAZ) means the average value of the transverse plastic deformation of the specimens subjected to the Charpy impact test at -253℃. Fig. 2 shows a photograph of a specimen subjected to the Charpy impact test at -253℃, and as shown in Fig. 2, the transverse length increase (△X1+△X2) in the vicinity of the fracture surface can be calculated to derive the transverse window value. When the transverse expansion value in the weld heat-affected zone (HAZ) is 0.32 mm or more, it can be determined that the minimum low-temperature safety required for ultra-low-temperature structures is provided.
본 발명자의 연구 결과에 따르면, -253℃ 기준 샤르피 충격에너지(J)와 해당 시편의 횡팽창 값(mm)은 대체적으로 아래의 관계식 1과 유사한 경향성을 나타내는 것으로 확인되었고, 횡팽창 값은 0.32mm 이상인 것이 확인되었다. 상기 횡팽창 값(mm)이 클수록 우수한 저온 충격인성을 가짐을 알 수 있고, 횡팽창 값이0.72~1.4mm인 것이 보다 효과적하다.According to the research results of the present inventors, it was confirmed that the Charpy impact energy (J) at -253℃ and the transverse expansion value (mm) of the corresponding specimen generally showed a tendency similar to the following
[관계식 1][Relationship 1]
횡팽창 값(mm) = 0.0088 * 샤르피 충격에너지 값(J) + 0.0893Transverse expansion value (mm) = 0.0088 * Charpy impact energy value (J) + 0.0893
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재는 해당 강재를 모재로 하여 초저온용 구조물의 용접에 실시되는 통상의 용접 조건으로 용접을 실시하였을 때, -253℃ 기준 샤르피 충격 시험을 실시한 시편의 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 횡팽창 값이 0.32mm 이상의 수준이므로, 해당 강재를 이용하여 초저온용 구조물을 제작하였을 때 우수한 구조적 안전성을 확보할 수 있다.According to one aspect of the present invention, when welding is performed using the austenitic steel as a base material under normal welding conditions used for welding ultra-low temperature structures, the transverse expansion value in the heat-affected zone (HAZ) of a specimen subjected to a Charpy impact test at -253°C is at a level of 0.32 mm or more. Therefore, when an ultra-low temperature structure is manufactured using the steel, excellent structural safety can be secured.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing an austenitic steel according to one aspect of the present invention will be described in more detail.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재의 제조방법은, 중량%로, 망간(Mn): 10~45%, 탄소(C): 24*[C]+[Mn]≥25 및 33.5*[C]-[Mn]≤18을 만족하는 범위, 크롬(Cr): 10% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상: 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 가열한 후 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 및 상기 열연강판을 500~1000℃의 온도범위로 가열하여 해당 온도범위에서 1.3t(열연강판 두께, mm)+5분 이상의 시간 동안 유지하는 열처리 단계를 포함할 수 있다.According to one aspect of the present invention, a method for manufacturing an austenitic steel may include the steps of preparing a slab including, in wt%, manganese (Mn): 10 to 45%, carbon (C): a range satisfying 24*[C]+[Mn]≥25 and 33.5*[C]-[Mn]≤18, chromium (Cr): 10% or less (excluding 0%), at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): 0.5% or less (excluding 0%), the remainder iron (Fe) and unavoidable impurities; a step of heating the slab and then hot-rolling it to provide a hot-rolled steel sheet; and a heat treatment step of heating the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 500 to 1000°C and maintaining it in the temperature range for a time of 1.3t (thickness of the hot-rolled steel sheet, mm)+5 minutes or more.
상기 수식의 [C] 및 [Mn]은 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.[C] and [Mn] in the above formula represent the contents (weight%) of carbon (C) and manganese (Mn) included in the slab.
슬라브 준비 및 열간압연Slavic preparation and hot rolling
소정의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한다. 본 발명의 강 슬라브는 전술한 오스테나이트계 강재와 대응하는 강 조성을 구비하므로, 강 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 오스테나이트계 강재의 강 조성에 대한 설명으로 대신한다. 강 슬라브의 두께 역시 특별히 제한되는 것은 아니며, 저온용 또는 초저온용 구조용 소재의 제작에 적합한 두께를 가지는 강 슬라브가 이용될 수 있다.A steel slab having a predetermined alloy composition is prepared. Since the steel slab of the present invention has a steel composition corresponding to the austenitic steel described above, the description of the alloy composition of the steel slab is replaced with the description of the steel composition of the austenitic steel described above. The thickness of the steel slab is also not particularly limited, and a steel slab having a thickness suitable for the production of low-temperature or ultra-low-temperature structural materials can be used.
준비된 슬라브를 가열한 후 목적하는 두께를 가지는 강재로 열간압연할 수 있다. 슬라브의 가열온도 및 열간압연 조건이 특별히 제한되는 것은 아니지만, 비 제한적인 예로서 슬라브의 가열은 1000~1300℃의 온도범위에서 실시될 수 있으며 마무리 압연은 800~1100℃의 온도범위에서 실시될 수 있다. 열간압연 시 압하율은 목적하는 판 두께에 따라 적절한 범위로 적용될 수 있으며, 비 제한적인 예로서 열간압연된 열연강판의 최종 두께는 6mm 이상의 범위를 만족할 수 있다.After heating the prepared slab, it can be hot-rolled into a steel sheet having a desired thickness. The heating temperature and hot-rolling conditions of the slab are not particularly limited, but as a non-limiting example, the heating of the slab can be performed in a temperature range of 1000 to 1300°C, and the finishing rolling can be performed in a temperature range of 800 to 1100°C. The reduction ratio during hot rolling can be applied within an appropriate range depending on the desired plate thickness, and as a non-limiting example, the final thickness of the hot-rolled hot-rolled steel sheet can satisfy a range of 6 mm or more.
열처리Heat treatment
열간압연 후 열연강판을 500~1000℃의 온도범위로 가열하여 해당 온도범위에서 1.3t(열연강판 두께, mm)+5분 이상의 시간 동안 유지하는 열처리를 실시할 수 있다.After hot rolling, the hot-rolled steel sheet can be heat treated by heating it to a temperature range of 500 to 1000℃ and maintaining it in that temperature range for 1.3t (thickness of the hot-rolled steel sheet, mm) + 5 minutes or longer.
열갑압연 후의 열처리는 최종 오스테나이트의 결정립 크기 및 형상을 적절히 제어할 뿐만 아니라, 강재에 존재하는 내부 변형에너지를 제거하기 위해 실시한다. 열처리 온도가 일정 범위에 미치지 않는 경우 내부 변형에너지가 충분히 제거되지 않을 수 있으므로, 본 발명은 열처리 온도의 하한을 500℃로 제한할 수 있다. 열처리 온도가 낮은 경우 열처리에 의한 전위밀도의 감소가 충분히 이루어지지 않으며, 석출물 생성이 불충분하여 목적하는 강도 특성을 확보하기 어려우므로, 열처리 온도의 을 500℃로 제한할 수 있다. 바람직한 열처리 온도의 하한은 600℃일 수 있다. 한편, 열처리 온도가 일정 범위를 초과하는 경우 최종 조직의 과도한 성장이 문제될 수 있으므로, 본 발명은 열처리 온도의 상한을 1000℃로 제한할 수 있다. 바람직한 열처리 온도의 상한은 950℃일 수 있다.The heat treatment after hot rolling is performed not only to appropriately control the grain size and shape of the final austenite, but also to remove internal strain energy present in the steel. If the heat treatment temperature is not within a certain range, the internal strain energy may not be sufficiently removed, and therefore the lower limit of the heat treatment temperature in the present invention may be limited to 500°C. If the heat treatment temperature is low, the dislocation density is not sufficiently reduced by the heat treatment, and the formation of precipitates is insufficient, making it difficult to secure the desired strength characteristics. Therefore, the heat treatment temperature may be limited to 500°C. The lower limit of the preferable heat treatment temperature may be 600°C. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds a certain range, excessive growth of the final structure may become a problem, and therefore the upper limit of the heat treatment temperature in the present invention may be limited to 1000°C. The upper limit of the preferable heat treatment temperature may be 950°C.
한 편, 강재의 두께 대비 열처리 시간이 충분하지 못한 경우 강재 중심부의 내부 변형에너지 제거에 불충분할 수 있으므로, 강재 중심부의 충분한 숙열을 위해 1.3t(열연강판 두께, mm)+5분 이상의 시간 동안 열처리를 실시한다.On the other hand, if the heat treatment time is insufficient compared to the thickness of the steel, it may be insufficient to remove the internal strain energy in the center of the steel. Therefore, heat treatment is performed for a time of 1.3t (thickness of hot-rolled steel plate, mm) + 5 minutes or longer to ensure sufficient maturation of the center of the steel.
발명의 실시를 위한 형태Form for carrying out the invention
이하, 구체적인 실시예를 통하여 본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다. 아래의 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정될 수 있다.Hereinafter, the austenitic steel and its manufacturing method according to one aspect of the present invention will be described in more detail through specific examples. It should be noted that the examples below are only for understanding the present invention and are not intended to specify the scope of the rights of the present invention. The scope of the rights of the present invention can be determined by the matters described in the patent claims and matters reasonably inferred therefrom.
(실시예)(Example)
아래의 표 1의 합금조성으로 구비되는 두께 250mm의 강 슬라브를 준비한 후, 아래의 표 2에 기재된 공정조건을 적용하여 각각의 시편을 제작하였다. 각각의 강 슬라브는 표 1에 기재된 합금성분 이외에 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 비교예 2 및 4는 열처리를 실시하지 않은 경우이다.After preparing a steel slab having a thickness of 250 mm with the alloy composition shown in Table 1 below, each specimen was manufactured by applying the process conditions shown in Table 2 below. Each steel slab contains iron (Fe) and other unavoidable impurities in addition to the alloy composition shown in Table 1. Comparative Examples 2 and 4 are cases where heat treatment was not performed.
(℃)Slavic heating temperature
(℃)
(℃)FDT
(℃)
두께
(mm)Steel
thickness
(mm)
온도
(℃)Heat treatment
temperature
(℃)
시간
(분)Heat treatment
hour
(minute)
광학현미경을 이용하여 표 2에 기재된 각 실시예 및 비교예의 미세조직을 관찰하였으며, 그 결과를 아래의 표 3에 기재하였다. 또한, X선 회절분석을 이용하여 각 실시예 및 비교예의 전위밀도를 측정하고, 인장시험기를 이용하여 상온 항복강도를 측정하여, 그 결과를 표 3에 함께 기재하였다. 이후, 초저온용 구조물의 용접에 실시되는 통상의 용접 조건을 이용하여 각 실시예 및 비교예에 대한 용접을 실시하였으며, 그 결과를 표 3에 함께 기재하였다. 이때, 용접 열영향부의 미세조직 관찰 시 광학현미경을 이용하였으며, 용접 열영향부에 대한 충격에너지는 -235℃에서 샤르피 충격시험기를 이용하여 측정하였다. 또한, 각 시편의 충격시험 파면에서 횡팽창 값을 측정하였으며, 그 결과를 표 3에 함께 기재하였다.The microstructure of each example and comparative example described in Table 2 was observed using an optical microscope, and the results are shown in Table 3 below. In addition, the dislocation density of each example and comparative example was measured using X-ray diffraction analysis, and the room temperature yield strength was measured using a tensile tester, and the results are shown together in Table 3. Thereafter, welding was performed for each example and comparative example using normal welding conditions used for welding ultra-low temperature structures, and the results are shown together in Table 3. At this time, an optical microscope was used to observe the microstructure of the weld heat-affected zone, and the impact energy for the weld heat-affected zone was measured using a Charpy impact tester at -235℃. In addition, the transverse expansion value was measured at the impact test fracture surface of each specimen, and the results are shown together in Table 3.
조직
(면적%)minuteness
group
(area%)
항복
강도
(MPa)Room temperature
surrender
robbery
(MPa)
밀도
(*1015/
mm2)electric potential
density
(*10 15 /
mm 2 )
분율
(면적%)γ
Fraction
(area%)
평균
결정립
크기
(㎛)γ
average
Decision grain
size
(㎛)
평균
종횡비γ
average
Aspect ratio
충격
에너지
(J)Charpy
impact
energy
(J)
(mm)Transverse expansion
(mm)
표 1 내지 표3에 기재된 바와 같이, 본원발명이 제한하는 합금성분 및 공정조건을 만족하는 실시예들은 목적하는 상온 항복강도 및 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 횡팽창 값을 만족하는 반면, 본원발명이 제한하는 합금성분 또는 공정조건 중 어느 하나 이상을 만족하지 않는 비교예들은 목적하는 상온 항복강도 또는 용접 열영향부(HAZ, heat-affected zone)에서의 횡팽창 값 중 어느 하나 이상을 만족하지 않는 것을 알 수 있다. 한편, 비교예 2의 경우 압연재에 크랙이 발생하여 미세조직 관찰 및 물성 평가를 생략하였다.As described in Tables 1 to 3, the examples satisfying the alloy components and process conditions limited by the present invention satisfy the target room temperature yield strength and the transverse expansion value in the weld heat-affected zone (HAZ), whereas the comparative examples not satisfying any one or more of the alloy components or process conditions limited by the present invention do not satisfy any one or more of the target room temperature yield strength or the transverse expansion value in the weld heat-affected zone (HAZ). Meanwhile, in the case of Comparative Example 2, cracks occurred in the rolled material, so microstructure observation and property evaluation were omitted.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.Although the present invention has been described in detail above through examples, other forms of examples are also possible. Therefore, the technical spirit and scope of the claims described below are not limited to the examples.
Claims (7)
용접 열영향부에 대해 -253℃ 기준 샤르피 충격 시험을 실시하는 경우 상기 용접 열영향부에서의 횡팽창은 0.32mm 이상인, 오스테나이트계 강재.
상기 수식의 [C] 및 [Mn]은 상기 강재에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.In weight %, manganese (Mn): 10 to 45%, carbon (C): a range satisfying 24*[C]+[Mn]≥25 and 33.5*[C]-[Mn]≤18, chromium (Cr): 10% or less (excluding 0%), one or more of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): 0.5% or less (excluding 0%), the remainder including iron (Fe) and inevitable impurities.
Austenitic steel having a transverse expansion of 0.32 mm or more in the weld heat-affected zone when a Charpy impact test is performed at -253℃.
[C] and [Mn] in the above formula represent the content (weight%) of carbon (C) and manganese (Mn) contained in the steel.
상기 강재의 상온 항복강도는 270MPa 이상 400MPa 미만인, 오스테나이트계 강재.In the first paragraph,
The above steel is an austenitic steel having a yield strength at room temperature of 270 MPa or more and less than 400 MPa.
상기 용접 열영향부는 미세조직으로 95면적% 이상의 오스테나이트 및 5면적% 이하(0면적% 제외)의 입계 탄화물을 포함하는, 오스테나이트계 강재.In the first paragraph,
The above weld heat affected zone is an austenitic steel having a microstructure comprising 95 area% or more of austenite and 5 area% or less (excluding 0 area%) of grain boundary carbides.
상기 용접 열영향부의 평균 결정립 크기는 5~200㎛인, 오스테나이트계 강재.In the first paragraph,
Austenitic steel having an average grain size of the weld heat-affected zone of 5 to 200 μm.
상기 용접 열영향부의 평균 결정립 종횡비(aspect ratio)는 1.0~5.0인, 오스테나이트계 강재.In the first paragraph,
An austenitic steel having an average grain aspect ratio of the above welded heat-affected zone of 1.0 to 5.0.
상기 강재의 전위밀도는 2.3*1015 내지 3.3*1015/mm2인, 오스테나이트계 강재.In the first paragraph,
The above steel is an austenitic steel having a dislocation density of 2.3*10 15 to 3.3*10 15 /mm 2 .
상기 슬라브를 가열한 후 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 및
상기 열연강판을 500~1000℃의 온도범위로 가열하여 해당 온도범위에서 1.3t(열연강판 두께, mm)+5분 이상의 시간 동안 유지하는 열처리 단계를 포함하는, 오스테나이트계 강재의 제조방법.
상기 수식의 [C] 및 [Mn]은 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
A step for preparing a slab including, in weight %, manganese (Mn): 10 to 45%, carbon (C): a range satisfying 24*[C]+[Mn]≥25 and 33.5*[C]-[Mn]≤18, chromium (Cr): 10% or less (excluding 0%), at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): 0.5% or less (excluding 0%), and the remainder iron (Fe) and unavoidable impurities;
A step of heating the above slab and then hot rolling it to provide a hot rolled steel sheet; and
A method for manufacturing an austenitic steel, comprising a heat treatment step of heating the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 500 to 1000°C and maintaining it in the temperature range for 1.3t (thickness of the hot-rolled steel sheet, mm) + 5 minutes or longer.
[C] and [Mn] in the above formula represent the contents (weight%) of carbon (C) and manganese (Mn) included in the slab.
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