KR100355020B1 - 인성이 향상된 초고장력강의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 인장강도 170kgf/mm2급 초고장력강의 제조방법에 관한 것으로, 중량%로 C: 0.17∼0.21%, Mn: 0.3∼1.7%, Si: 0.15∼0.35%, P: 0.02% 이하, S: 0.008% 이하, Ni: 2.0∼6.0%, Cr: 0.3∼1.7%, Mo: 0.2∼0.8%, Nb: 0.01∼0.06%, sol-Al: 0.02∼0.06%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1100∼1300℃ 의 범위에서 가열하는 단계와; 미재결정온도 영역에서 누적압하율 40∼85% 이상이 되도록 제어압연하는 단계와; 30초 이내에 냉각을 개시하여 5∼50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉하는 단계와; 150 ∼ 300℃에서 소려처리하는 단계와; 로 이루어진 인성이 향상된 초고장력강의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고가 합금성분(Co, Ni, Mo, Cr 등)을 종래강에 비해서 현저히 감소시킨 성분계의 강을 압연조건, 압연 후 소입조건 및 소려 열처리 조건을 제어함으로서 종래강과 동등의 강도를 보이면서도 인성이 15∼17% 정도 향상시킬 수 있는 170kgf/mm2급 초고장력강을 매우 경제적으로 생산할 수 있는 효과가 있다.

Description

인성이 향상된 초고장력강의 제조방법
본 발명은 인장강도 170kgf/mm2급 초고장력강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 종래의 인장강도 170kgf/mm2급 강이 함유하고 있는 고가원소 Ni과 Co를 대폭적으로 감소시킨 화학조성의 강에 제어압연과 직접소입 후 저온소려 열처리 공정을 적용하는 인장강도 170kgf/mm2급 초고장력강의 경제적인 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로, 로켓트 모타게이스, 랜딩기어 및 장갑판재 등에 주로 사용되는 인장강도 170kgf/mm2급 초고장력강을 제조하는 종래의 방법은, 중량%로 C: 0.15∼0.30%, Mn: 0.5%이하, Ni: 7.0∼12.0%, Cr: 1.0∼3.0%, Mo: 0.5∼1.55%, Co: 4.0∼14.0%. V: 0.1% 이하 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 원소로 구성되는 강 슬라브를 1100℃ 이상에서 충분히 가열한 후 열간압연을 실시하고 상온까지 공냉한 후 다시 750∼900℃에서 용체화처리한 후 유냉에 의해 상온까지 냉각한 후 500∼550℃에서 5시간 이상 시효처리하여 제조하는 것이다.
그런데, 상기한 종래방법에 의해 제공되는 초고장력강은 고강도를 달성하기 위해서 M2C 탄화물의 석출강화를 이용하는데 이를 위해서는 고가인 Co를 4% 이상 첨가하는 것이 필수적이며 (G. P. Miller and W. I. Mitchell: J. Iron Steel Inst. vol 203, 1965, p899) 또한 고강도에서 충격인성을 향상시키기 위해서 고가인 Ni을 7% 이상 함유하여야 하므로 제조비용이 매우 높다는 문제점을 안고 있다.
한편, Co를 함유하지 않고 약 2% Ni을 함유하고 있는 초고장력강으로는 AISI-SAE 4340강 등이 있으나 이 강은 충격인성이 10joule 정도로 매우 낮은 문제점을 안고 있다(J. P. Materkowski and G. Krauss: "Tempered Martensite Embrittlement in SAE 4340 Steel" Met Trans A, vol 10A, 1979, p1643-1651).
본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위해서 안출된 것으로서, 종래의 인장강도 170kgf/mm2급 강이 함유하고 있는 고가원소 Ni과 Co를 대폭적으로 감소시킨 화학조성의 강에 제어압연과 직접소입 후 저온소려 열처리 공정을 적용하는 초고장력강의 경제적인 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 상기 목적을 달성하기 위하여, 중량%로 C: 0.17∼0.21%, Mn: 0.3∼1.7%, Si: 0.15∼0.35%, P: 0.02% 이하, S: 0.008% 이하, Ni: 2.0∼6.0%, Cr: 0.3∼1.7%, Mo: 0.2∼0.8%, Nb: 0.01∼0.06%, sol-Al: 0.02∼0.06%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1100∼1300℃ 의 범위에서 가열하는 단계와; 미재결정온도 영역에서 누적압하율 40∼85% 이상이 되도록 제어압연하는 단계와; 30초 이내에 냉각을 개시하여 5∼50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉하는 단계와; 150 ∼ 300℃에서 소려처리하는 단계와; 로 이루어진 인성이 향상된 초고장력강의 제조방법을 제공하는 것을 특징으로 한다.
도 1은 본 발명재와 비교재의 인장강도-충격인성 관계를 나타내는 그래프도.
이하, 본 발명을 더욱 상세히 설명하기로 한다.
본 발명에 의한 초고장력강에서는 강도와 인성을 증가시키는 방법으로, 압연, 압연 후 냉각조건 및 소려열처리 조건을 제어하여 마르텐사이트 래스 미세화와 가공전위에 의한 강화기구를 이용하면 충격인성을 크게 저하시키지 않고 고강도화가 가능하다는 것을 확인하였다. 이를 상세히 설명하면, 종래의 인장강도 170kgf/mm2급 강이 함유하고 있는 고가원소 Ni과 Co를 대폭적으로 감소시킨 화학조성의 강에 제어압연과 직접소입 후 저온소려 열처리 공정을 적용함으로서 인장강도 170kgf/mm2급 초고장력강의 경제적인 제조방법을 제공할 수 있다.
이하 본 발명강의 상기 조성범위 한정이유 및 제조조건 한정 이유에 대해서 설명한다.
상기 C는 강에서 중요한 강화원소로서 그 함량이 증가하면 소입성 및 고용강화 효과의 증대에 의해서 강도가 증가되지만 용접성 및 인성을 해치고 반대로 그 함량이 감소하면 강도가 감소하여 강도확보가 불가능하다. 이에 그 함량은 0.17∼0.21%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 소입성 향상 효과가 크며 고용강화에 의해서 강도를 증가시키는 효과가 있으나 과도하게 첨가될 경우 용접성을 해치므로 0.5∼1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si은 내부품질을 개선하기 위한 탈산제로 첨가되는 성분인데, 그 함량이 증가하면 항복강도는 증가하지만 강의 연성-취성 천이온도를 높여 인성을 해치고 용접성에도 유해하므로 0.15∼0.35%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P와 S는 제강과정에서 피할 수 없는 불순물 원소로서 그 함량을 낮추는 것은 제조비용의 증가를 초래하나 인성에 유해한 원소이므로 P는 0.02%, S는 0.008% 이하로 각각 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ni은 강의 연성-취성 천이온도를 감소시키는 효과가 있으며 고장력강의 인성확보를 위해서는 필수적인 원소이다. 일반적으로 Ni의 함량이 증가하면 인성은 증가하는 것으로 알려져 있으나 그 함량이 증가할수록 제조비용의 증가를 초래하기 때문에 2.0∼6.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cr과 Mo는 고장력강의 소입성 향상을 위해서 필수적인 원소일 뿐만 아니라 550℃ 이상의 고온 소려처리시 석출효과에 의해서 강도를 크게 향상시키는 역할을 하는 것으로 알려져 있으며 그 첨가량이 증가할수록 고온 소려처리시의 강도 증가 효과는 증가하지만 용접성을 해치고 제조비용도 증가한다. 한편, 300℃ 이하의 온도에서 소려처리함을 하나의 특징으로 하고 있는 본 발명의 경우에는 Cr과 Mo는 소입성 향상만을 위해서 첨가되며 이와 같은 경우에는 Cr은 0.3∼1.7%, Mo는 0.2∼0.8%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Nb는 열간압연시 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 오스테나이트의 미재결정 온도를 높이는 효과가 있다. 따라서 제어압연을 적용하는 경우에 압연 생산성을 높이기 위해서 첨가되나 그 첨가량이 증가함에 따라 용접성이 나빠지므로 그 함량은 0.01∼0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 sol-Al은 탈산을 위해서 첨가되는 원소로서 인성을 개선시키는 효과가 있으며 강중의 고용 N을 감소시키는 효과도 있으나 그 함량이 과도하게 증가할 경우에 강중의 알루미늄 산화물 증가로 오히려 인성을 해치게 되므로 그 함량은 0.02∼0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 이루어진 슬라브를 1100∼1300℃로 가열하는 것이 필요한데, 그 이유는 가열온도가 1100℃ 이하인 경우에는 압연시 변형저항의 증가로 과도한 압연부하를 초래하며 1300℃ 이상의 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상성장에 의한 조직의 불균일을 초래하여 인성을 해칠 수 있기 때문이다.
상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하고 열처리함에 있어 미재결정온도 영역에서의 누적압하율이 40% 이상이 되는 조건으로 열간압연하는 것과 압연 후에 직접 소입처리하는 것이 필요하며 그 이유는 다음과 같다. 본 발명은 종래의 초고장력강에 비해서 합금원소(Ni, Co, Cr, Mo, V 등)를 대폭적으로 감소시켰으며 합금원소 감소에 의한 강도감소와 인성감소를 열간압연과 열처리를 제어함으로서 최소화하고자 하는데 있다.
적접소입강의 경우에 미재결정온도 영역에서의 누적압하율이 증가함에 따라 많이 가공전위가 발생하여 변태 후에 강도가 증가할 뿐만아니라 마르텐사이트 래스의 핵생성이 촉진되어 조직이 미세해짐으로서 결과적으로 강도-인성 관계가 향상된다. 그러나 미재결정역에서의 누적압하율이 지나치게 증가할 경우에는 소입성이 감소하여 오히려 강도가 저하할 수 있을 뿐만아니라 과도한 압연부하를 초래하기 때문에 미재결정 온도 영역에서의 누적압하율은 40∼85%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 열간압연한 후 이어 수냉하는데, 이 때 수냉개시까지의 유지시간은 그 시간이 짧을수록 제어압연(미재결정압연) 및 직접소입에 의한 강도와 인성 증가 효과를 충분히 확보할 수 있으며, 그 유지시간이 너무 길면 오스테나이트의 재결정에 의해서 제어압연 효과가 반감되므로 30초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 냉각을 개시하여 냉각하는 속도는 5∼50℃/sec가 바람직하다. 그 이유는 냉각속도가 빠를수록 마르텐사이트 조직확보 및 전위밀도 증가 측면에서 유리하지만, 50℃/sec 이상으로 빠르면 심한 판변형을 유발하기 때문이다. 또한 냉각속도가 너무 느리면 상부 베이나이트 등의 연질조직 발생으로 강도가 저하하며 미재결정압연 효과가 감소하여 강도가 감소될 수 있기 때문이다.
상기와 같이 상온으로 냉각한 다음, 150∼300℃의 온도범위에서 소려처리한다. 소려온도는 강도와 인성에 중요한 인자인데, 그 온도가 450℃ 이상이면 인성은 증가하나 세멘타인트 형성 및 회복과 재결정에 의해서 강도가 급격히 감소하며 결과적으로 170kgf/mm2의 강도확보는 불가능하게 된다. 한편 300∼450℃ 온도 영역에서는 급격한 강도 감소는 피할 수 있으나 소려마르텐사이트 취화현상이 발생하여 강도와 인성이 모두 감소하기 때문에 그 상한은 300℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한 소려처리를 실시하지 않거나 그 온도가 너무 낮으면 사용 중에 지연파괴(delayed fracture)로 알려진 응력부식균열(stress crossion cracking)에 의한 파손의 민감성이 높은 것으로 알려져 있기 때문에 그 하한은 150℃로 하는 것이 바람직하다.
이하 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성되는 슬라브를 1200℃에서 충분히 가열하고, 하기 표 2의 조건으로 압연 및 열처리하여 제조된 각 시편에 대하여 기계적 성질을 측정하고 그 측정결과를 하기 표 3에 나타내었다. 또한 각 시편들에 대한 인장강도-충격 인성관계를 측정하여 그 결과를 도 1에 나타내었다.
강종 화학성분 (중량%)
C Mn Si P S Ni Cr Mo Co Nb sol.AI
종래강 A 0.22 - - 0.001 0.003 11.7 3.3 1.2 13.2 - -
발명강 B 0.19 1.03 0.24 0.001 0.003 3.01 1.00 0.51 - 0.057 0.037
C 0.20 1.02 0.26 0.001 0.004 4.01 1.00 0.70 - 0.022 0.026
C 0.19 1.02 0.25 0.001 0.004 4.99 0.99 0.31 - 0.039 0.036
시편번호 미재결정온도 영역 압하율(%) 소입방법 소려온도(℃) 강종
발명재 a 57 직접소입 250 발명강 B
b 57 직접소입 250 발명강 C
c 57 직접소입 200 발명강 D
비교재 1 0 재가열소입 510 종래강 A
2 0 재가열소입 525 종래강 A
3 0 재가열소입 250 발명강 B
4 0 직접소입 250 발명강 B
5 57 직접소입 350 발명강 B
6 57 직접소입 400 발명강 B
기계적성질시편 항복강도(kgf/mm2) 인장강도(kgf/mm2) 연신율(%) 충격인선(Joule)
20℃ -40℃
발명재 a 138.7 172.7 13.3 37.1 33.6
b 137.9 171.0 12.8 37.5 33.7
c 129.6 171.9 13.2 31.9 28.3
비교재 1 159.0 185.3 12.5 30.9 22.0
2 143.0 162.5 15.1 30.4 18.2
3 123.5 151.8 14.3 40.2 37.9
4 123.0 156.7 12.5 34.7 29.6
5 136.1 162.7 13.2 26.9 17.7
6 133.6 154.8 13.5 27.9 20.6
먼저, 상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 의해서 제조된 발명재(a, b, c)는 종래강을 종래의 방법으로 제조한 비교재(1, 2)와 유사한 인장강도를 보여주고 있을 뿐만 아니라 170kgf/mm2급을 만족하고 있음을 알 수 있다. 한편, 충격인성의 측면에서 보면, 발명재(a, b, c)는 종래강인 비교재(1, 2)보다 약 15∼27% 정도 우수함을 알 수 있다.
한편, 발명강을 종래의 방법으로 열간압연하고 공냉한 후 재가열 소입한 비교재(3)는 충격인성은 우수하지만 강도가 150kgf/mm2정도로서 매우 낮은 수준을 보이고 있으며 170kgf/mm2급으로 부적절함을 알 수 있다. 또한, 발명강을 제어압연 없이 통상의 방법으로 열간압연하고 직접소입한 비교재(4)의 경우도 충격인성은 발명재와 유사한 수준을 보이고 있으나 강도가 170kgf/mm2에 미치지 못하고 있음을 알 수 있다.
한편, 발명강을 발명재와 동일한 방법인 제어압연과 직접소입법에 의해서 제조하고 소려처리 온도만을 달리한 비교재(5, 6)를 보면, 발명재에 비해서 강도가 낮음에도 불구하고 충격인성도 매우 낮음을 알 수 있다.
따라서 여러 가지 방법에 의해서 제조된 발명강들 중에서 종래강인 비교재(1, 2) 수준과 동등한 강도와 충격인성을 보이는 것은 발명재(a, b, c)임을 알 수 있다.
또한, 도 1에 나타난 바와 같이, 발명강을 본 발명에 따라 제조한 발명재(a, b, c)들이 종래강(2)에 비해서 우수한 강도-인성의 관계를 보이고 있으며 또한 발명재(a, b, c)는 발명강을 본 발명에서 제공하고 있는 제어압연, 직접소입 및 150∼300℃의 소려온도 조건이 한가지 이상 벗어나는 방법으로 제조된 비교재(2∼6)에 비해서 월등히 우수한 강도-인성의 관계를 보이고 있다.
본 발명의 특징을 야금학적인 관점에서 분석해 보면 다음과 같다.
소입 및 소려처리된 마르텐사이트강의 강도는 합금원소의 고용강화, 마르텐사이트 변태시 형성된 전위에 의한 전위강화, 소려처리시 형성된 여러 종류의 탄화물에 의한 석출강화, 마지막으로 래스(lath)와 패킷(packet) 등의 마르텐사이트 유효결정립 미세화에 의한 Hall-Petch 강화에 의해서 결정된다(출처-저자: A. Kelly와 R. B. Nicholson, 서명: Strengthening Mechanisms in Crystal). 이들 강화기구 중에서 강도와 인성을 모두 증가시키는 강화기구는 마르텐사이트 유효결정립 미세화에 의한 강화기구이며 나머지 강화기구는 강도 증가와 더불어 인성을 감소시키는 것으로 알려져 있다.
종래강인 비교재(1, 2)는 M2C 탄화물의 석출강화에 의해서 초고강도를 확보하고 있으며 초고강도화에 따른 인성감소를 Ni을 다량 첨가함으로서 완화시키고 있다. 그러나 본 발명에서는 제어압연과 직접소입 공정에 의해서 마르텐사이트 조직의 전위밀도를 증가시키고 오스포밍 효과에 의해서 마르텐사이트 조직미세화를 이룩함으로서 고강도화를 달성하였다. 이와 같은 본 발명에 의한 강화방법은 강도증가에 따른 인성저하를 최소화할 수 있기 때문에 초고강도에서도 우수한 인성을 나타내게 된다.
그리고, 도1에 나타난 바와 같이, 발명재와 동일한 제어압연과 직접소입으로 제조한 반면 최종 소려처리만을 달리한 비교재(5, 6)의 경우에 강도와 인성 모두 발명재에 비해서 좋지 않음을 알 수 있었다. 일반적으로 마르텐사이트는 소려온도가 높아지면 강도가 감소하는 반면 인성은 증가하는 경향을 보이지만 세멘타이트가 형성되는 온도인 300-450℃ 부근에서는 강도와 인성이 동시에 감소한다. 이는 야금학적으로 잘 알려진 소려마르텐사이트 취화현상이며 이것이 바로 비교재(5, 6)의 낮은 강도와 인성의 원인이 된다.
이상으로부터, 본 발명재(a, b, c)가 경우 제어압연을 통하여 소입 전의 미세조직을 제어하고 곧 바로 직접소입을 행함으로서 마르텐사이트 조직을 미세화하고 마르텐사이트 내의 전위밀도를 증가시킴으로서 초고강도화가 이룩되었음을 알 수 있었다. 또한 종래강과 다른 방법, 즉 마르텐사이트 조직 미세화 및 전위밀도 증가 방법에 의해서 초고강도화를 달성함으로서 종래강보다 우수한 인성이 확보되었음을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 고가 합금성분(Co, Ni, Mo, Cr 등)을 종래강에 비해서 현저히 감소시킨 성분계의 강을 압연조건, 압연 후 소입조건 및 소려 열처리 조건을 제어함으로서 종래강과 동등의 강도를 보이면서도 인성이 15∼17% 정도 향상시킬 수 있는 170kgf/mm2급 초고장력강을 매우 경제적으로 생산할 수 있는 효과가 있다.

Claims (1)

  1. 중량%로 C: 0.17∼0.21%, Mn: 0.3∼1.7%, Si: 0.15∼0.35%, P: 0.02% 이하, S: 0.008% 이하, Ni: 2.0∼6.0%, Cr: 0.3∼1.7%, Mo: 0.2∼0.8%, Nb: 0.01∼0.06%, sol-Al: 0.02∼0.06%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1100∼1300℃ 의 범위에서 가열하는 단계와; 미재결정온도 영역에서 누적압하율 40∼85% 이상이 되도록 제어압연하는 단계와; 30초 이내에 냉각을 개시하여 5∼50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉하는 단계와; 150 ∼ 300℃에서 소려처리하는 단계와; 로 이루어진 것을 특징으로 하는 인성이 향상된 초고장력강의 제조방법.
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