KR100402007B1 - 인장강도 125ｋｇｆ/㎟급 고장력강의 제조방법 - Google Patents

인장강도 125ｋｇｆ/㎟급 고장력강의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 장갑소재로 사용되는 고장력강의 제조방법에 관한 것으로, Nb와 Ti을 미량 첨가하고 슬라브 재가열온도와 강판의 열처리온도를 제어함으로써, 고온강도 및 단열전단변형대 형성에 대한 저항성이 우수한 고장력강의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은, 고장력강의 제조방법에 있어서, 중량%로 C(탄소): 0.14~0.19%, Mn(망간): 0.2~1.5%, Si(규소): 0.15~0.35%, P(인): 0.02% 이하, S(황): 0.008% 이하, Ni(니켈): 2.5~5.5%, Cr(크롬): 0.5~1.5%, Mo(몰리브덴): 0.15~0.75%, Nb(니오븀): 0.02~0.07%, Ti(타이타늄): 0.005~0.025%, Sol.Al(산가용성 알루미늄): 0.01~0.04%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 강 슬라브를 1200~1350℃ 온도에서 충분히 가열하여 열간압연하고 공냉한 후 강판을 850~950℃ 온도에서 재가열하여 소입한 후 300~550℃에서 소려처리하는 것을 특징으로 하는 인장강도 125kgf/㎟급 고장력강의 제조방법에 관한 것을 기술적 요지로 한다.

Description

인장강도 125ｋｇｆ/㎟급 고장력강의 제조방법{A METHOD FOR PRODUCING A HIGH TENSILE STEEL WITH 125kgf/㎟ TENSILE STRENGTH GRADE}
본 발명은 장갑소재 등으로 사용되는 고장력강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 합금성분과 열처리를 제어함으로써 미세한 탄질화물의 석출강화와 조직미세화 강화를 이용하여 종래강에 비해서 고온강도 특성과 단열전단변형대 (Adiabatic Shear Band)형성에 대한 저항성이 우수한 고장력강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로 장갑소재용으로는 인장강도 120~130kgf/㎟급 정도의 고장력강이 사용되고 있으며, 그 대표적인 제조방법은 다음과 같다.
즉, 중량%로, C: 0.15~0.20%, Mn: 0.1~0.4%, Si: 0.15~0.38%, P: 0.015% 이하, S: 0.008% 이하, Ni: 2.75~3.5%, Cr: 1.3~1.7%, Mo: 0.35~0.45%, V: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소로 구성되는 강 슬라브를 1150~1300℃에서 충분히 가열하고, 각 압연 패스(pass)당 10~30%의 압하율로 열간압연하고 공냉한 후 다시 900℃ 이상으로 재가열하여 소입한 후 350~600℃에서 소려처리하여 제조된다 (MIL-A-12560G(MR), 31 August 1988).
이러한 고강도강의 강재는 고속의 투사체와 충돌할 때 105/S정도의 매우 빠른 속도로 변형되고, 이로 인한 변형국부화 현상이 발생한다. 이와 같은 변형국부화 현상이 심해질 경우, 강재 내부에는 단열전단변형대가 형성되어 강의 방탄특성을 저하시키는 요인으로 작용한다는 것은 잘 알려진 사실이다(서명 : Dynamic Behavior of Materials, 저자 : M.A. Meyers, 출판사 : John Willey Sons). 따라서, 방탄특성이 우수한 고강도강재를 얻기 위해서는 단열전단변형대 형성에 대한 저항성을 향상시켜야만 한다.
이에, 본 발명자들은 고장력강에서 단열전단변형대의 형성을 억제시키는 방법에 대해서 심도있는 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하기에 이른 것으로, 본 발명은 Nb와 Ti을 미량 첨가하고 슬라브 재가열온도와 강판의 열처리온도를 제어함으로써, 고온강도 및 단열전단변형대 형성에 대한 저항성이 우수한 고장력강의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
도1은 발명재와 비교재의 인장강도-충격인성 관계를 나타내는 그래프.
도2는 발명재와 비교재의 단열전단변형대 형성의 임계변형량을 나타내는 그래프.
도3은 발명재와 비교재의 NbC 석출물 분포를 보여주는 투과전자현미경 사진.
도4는 발명재와 비교재의 오스테나이트 결정립도 분포를 보여주는 광학현미경 조직사진.
본 발명은 고장력강의 제조방법에 있어서, 중량%로 C(탄소): 0.14~0.19%, Mn(망간): 0.2~1.5%, Si(규소): 0.15~0.35%, P(인): 0.02% 이하, S(황): 0.008% 이하, Ni(니켈): 2.5~5.5%, Cr(크롬): 0.5~1.5%, Mo(몰리브덴): 0.15~0.75%, Nb(니오븀): 0.02~0.07%, Ti(타이타늄): 0.005~0.025%, Sol.Al(산가용성 알루미늄): 0.01~0.04%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 강 슬라브를 1200~1350℃ 온도에서 충분히 가열하여 열간압연하고 공냉한 후 강판을 850~950℃ 온도에서 재가열하여 소입한 후 300~550℃에서 소려처리하는 것을 특징으로 하는 인장강도 125kgf/㎟급 고장력강의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 상기 성분범위의 한정이유에 대해서 설명한다.
상기 C는 고장력강에서 주요 강화원소로서, 그 함량이 증가하면 소입성 및 강도가 증가되지만 용접성 및 인성을 해치고, 반대로 그 함량이 감소하면 소입성 및 강도가 감소하여 강도확보가 불가능하므로 0.14~0.19%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn도 소입성과 강도확보를 위해서 필수적인 원소로서 그 함량이 증가하면 소입성을 향상시켜 강도를 증가시키나, 과도하게 첨가될 경우 용접성을 해치므로 0.2~1.5%로 제한한다.
상기 Si는 탈산제로 첨가되는 성분인데, 그 함량이 증가하면 항복강도는 증가하지만 연성-취성 천이온도를 높여 인성을 해치고 용접성에도 유해하므로, 0.15~0.35%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P과 S은 제강과정에서 피할 수 없는 불순물 원소로서, 인성 및 용접성에 매우 유해한 원소이므로, 그 함량을 P는 0.02% 이하, S는 0.008% 이하로 각각 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ni은 강의 연성-취성 천이온도를 낮취 저온인성을 향상시키는 한편 소입성을 증가시키는 고장력강의 필수원소이다. 육상전투차량의 구조물 안전성은 물론 방탄성을 확보하기 위해서는 우수한 저온인성이 요구되기 때문에, Ni의 첨가가 필요하다. Ni의 함량이 증가할수록 저온인성은 향상되지만 고가인 관계로 2.5~5.5%로 제한한다.
상기 Cr과 Mo은 강의 소입성 향상을 위해서 필수적인 원소일 뿐 아니라, 소려연화를 억제하여 강도를 현저히 증가시키는 원소이며, 그 첨가량이 증가할수록 소입성이 향상되고 고온소려처리시 소려연화를 억제하는 효과가 증가하여 강도가 증가한다(출처-저자 : G.Krauss, 서명 : Principles of Heat Treatment of Steel). 그러나, Cr과 Mo의 첨가량이 증가함에 따라 용접성이 나빠지는 것으로 알려져 있기 때문에, Cr은 0.5~1.5%, Mo은 0.15~0.75%로 각각 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Nb은 본 발명의 효과를 달성하기 위해서 필수적으로 첨가되는 원소이다. Nb의 함량이 증가하면 압연완료 후 기지에 고용되어 있는 Nb의 함량이 증가하여 재가열 열처리중 10nm내외의 크기를 갖는 미세한 NbC 입자의 석출이 조장되고, 결과적으로 조직미세화 강화 및 석출강화효과가 향상되어, 우수한 고온강도는 물론 단열전단변형대 형성에 대한 저항성이 향상된다. 그러나, 첨가량이 지나칠 경우, NbC의 크기가 증가하여 석출강화효과가 감소할 뿐 아니라 용접성도 나빠지기 때문에, 그 함량을 0.02~0.07%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ti은 주조와 압연 재가열처리동안 질소(N)와 반응하여 TiN을 형성하는 원소로, 본 발명에서는 Nb의 효과를 높이기 위해서 첨가된다. Ti의 함량이 너무 적으면, 강 중 고용질소 함량이 증가하고, 압연 재가열처리동안 Nb과 반응하여 수십~수백nm의 크기를 갖는 조대한 NbN을 형성하기 때문에, 압연 후 기지에 고용되어 있는 Nb의 함량을 감소시켜서 Nb의 효과를 급격히 저하시킨다. 반면, Ti이 과도하게 첨가되면, 용강중 매우 큰 TiN이 정출하여 개재물 함량의 증가를 초래하며, 결과적으로 인성을 매우 감소시킬 뿐 아니라 연속주조조업시 노즐막힘등의 문제를 야기할 수 있다. 따라서, Ti은 0.005~0.025%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Sol. Al은 탈산을 위해서 필수적인 원소로서 인성을 개선시키는 효과가 있으나, 그 함량이 과도하게 증가할 경우 강 중 알루미늄의 산화물이 증가하여 오히려 인성을 해칠 뿐 아니라 TiN개재물 정출을 조장하여 인성을 해치기 때문에, 그 함량은 0.01~0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
다음으로, 제조조건의 한정이유에 대하여 설명한다.
고장력강의 제조공정에 있어서, 상기 슬라브 가열온도는 1200~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 슬라브 가열온도가 1200℃ 이하이면 압연 재가열처리 중 100nm 내외의 크기를 갖는 NbC가 형성되어 기지에 고용되어 있는 Nb의 함량이 감소하고, 결과적으로 Nb이 그 효과를 충분히 발휘하지 못하게 되기 때문이다. 반면, 1350℃ 이상의 경우, 오스테나이트 결정립의 이상성장에 의한 조직의 불균일이 초래되므로, 인성이 저하된다.
상기 강판의 재가열온도는 850~950℃로 제어하는데, 그 이유는 강판의 재가열온도가 850℃ 이하이면, 불완전 오스테나이트 변태가 발생하여 혼립등의 조직 불균일이 발생함으로 인해 인성이 감소하는 반면, 그 온도가 950℃이면 NbC가 조대해지고 오스테나이트 결정입도도 조대해져서, 강도감소는 물론 단열전단변형대 형성에 대한 저항성도 감소하게 되기 때문이다.
상기 소려온도는 강도와 인성에 중요한 인자로서, 그 온도가 550℃ 보다 높을 경우 소려 마르텐사이트 취화현상과 소려취화현상이 사라져서 인성은 증가하나, 세멘타이트의 조대화 및 전위의 소멸에 의한 강도의 급격한 감소로 인해 고강도를 확보할 수가 없기 때문에, 그 상한은 550℃로 하는 것이 바람직하다. 한편, 300℃ 이하의 온도영역에서는 소려 마르텐사이트 취화현상과 소려취화현상은 거의 없으나, 세멘타이트와 같은 탄화물의 형성이 억제되어 고온강도와 단열전단변형대 형성에 대한 저항성이 감소하게 되므로, 그 하한은 300℃로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 소려온도는 적절한 강도와 인성의 확보 및 고온강도와 단열전단변형대에 대한 저항성 확보 측면에서 300~550℃로 제한한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표1과 같이 조성되는 발명강, 종래강 및 비교강 슬라브를 하기 표2의 조건으로 압연 및 열처리하여 제조된 각 시편에 대하여, 기계적 성질을 측정하고, 그 측정결과를 하기 표3에 나타내었다. 또한, 각 시편들에 대한 인장강도-충격인성 관계를 측정하여 그 결과를 도1에 나타내었다. 발명재(a),(b)와 비교재(3),(5)에대해서는 단열전단변형대 형성에 필요한 임계변형량을 측정하여, 그 결과를 도2에 나타내었다. 단열전단변형대 형성의 임계변형량은 홉킨슨 바(Hopkinson Bar) 시험장치(서명: Dynamic Behavior of Materials, 저자: M.A.Meyers, 출판사: Jon Willey Sons, Inc., 출판년도: 1994)를 이용하여 충돌압력을 변화시키면서, 즉, 변형량을 변화시키면서 고속압축시험을 행한 후 광학현미경상에서 단열전단변형대 형성 유무를 관찰하여 측정하였다. 발명재와 비교재에 대한 NbC 석출물 분포를 투과전자현미경으로 관찰한 결과를 제3도에 나타내었으며, 오스테나이트 결정립도 관찰결과를 제4도에 나타내었다.
강종 화학성분(wt%)
C Mn Si P S Ni Cr Mo Nb Ti V Sol.Al
발명강 0.155 0.60 0.25 0.002 0.003 4.0 1.00 0.52 0.047 0.015 － 0.020
종래강 0.169 0.27 0.25 0.004 0.005 2.9 1.53 0.39 － － 0.026 0.020
비교강1 0.154 0.64 0.25 0.001 0.005 4.1 1.00 0.50 0.045 0.055 － 0.020
비교강2 0.160 1.49 0.31 0.001 0.003 － 0.60 － 0.033 0.034 － 0.020
시편번호 강종 슬라브재가열온도(℃) 강판재가열온도(℃) 소려온도(℃)
발명재a 발명강 1250 890 450
발명재b 발명강 1250 890 500
비교재1 발명강 1170 890 450
비교재2 발명강 1250 1000 450
비교재3 발명강 1250 890 200
비교재4 발명강 1250 890 600
비교재5 종래강 1250 890 450
비교재6 비교강1 1250 890 450
비교재7 비교강2 1250 890 450
기계적 성질시편번호 항복강도(kgf/㎟) 인장강도(kgf/㎟) 연신율 충격인성(Joule)
20℃ -40℃
발명재a 115.2 127.2 16.5 83.2 59.2
발명재b 111.5 125.1 18.7 95.7 69.8
비교재1 106.4 117.3 18.7 83.9 58.7
비교재2 109.4 120.5 16.9 84.4 56.5
비교재3 109.8 150.3 16.4 66.8 60.4
비교재4 101.0 112.8 19.1 105.7 75.0
비교재5 109.0 124.5 16.1 107.0 61.2
비교재6 115.8 127.3 16.8 74.1 48.6
비교재7 114.2 122.4 17.4 67.5 29.4
상기 표3에 나타난 바와 같이, 비교재(1)과 비교재(4)는 인장강도가 120kgf/㎟ 이하이고, 비교재(7)은 -40℃ 충격인성이 30joule 이하인 것을 알 수 있는데, 이들은 장갑소재용으로 요구되는 강도와 충격인성, 즉 일반적으로 120kgf/㎟ 이상의 인장강도와 40joule 이상의 -40℃ 충격인성(MIL-A-12560G(MR), 31 August 1988)을 충족시키지 않기 때문에, 고장력 장갑소재로 사용하기에는 부적합하다. Ni과 Mo를 함유하지 않는 비교재(7)은 발명재에 비해서 매우 낮은 충격인성을 보이는데, 그 이유는 소입성이 낮고 Ni이 첨가되지 않았기 때문이다. 즉, 소입성 향상에 매우 효과적인 Mo와 Ni이 첨가되지 않았기 때문에, 인성에 유해한 상부 베이나이트와 같은 조직이 형성됨으로 인해 인성이 감소한 것이다. 더욱이, Ni은 연성-취성 천이온도를 낮춤으로써 저온인성을 향상시키는 원소인데, 이러한 Ni이 함유되지 않음으로 인해 상대적으로 낮은 충격인성을 보이고 있다. 발명재와 동일한 화학성분을 갖고소려온도가 600℃로 발명재보다 높은 것을 제외하고는 발명재와 동일한 조건에서 제조된 비교재(4)는 발명재에 비해서 현저히 낮은 강도를 보이고 있다. 이것은 소려온도가 증가하면 강도가 낮아지는 일반적인 사실에 기인한다. 따라서, 원하는 강도수준에 따라 적정 소려온도를 결정할 수 있기 때문에, 본 발명강의 경우는 120kgf/㎟ 이상의 강도수준을 확보하기 위해 소려온도를 550℃ 이하로 한다.
발명재와 비교재의 인장강도-충격인성 관계를 나타낸 도1에서 알 수 있는 바와 같이, Ti이 발명강보다 더 많이 첨가된 것을 제외하고는 발명재(a)와 모든 조건이 유사한 비교재(6)은, 강도에 있어서 발명재(a)와 비슷하지만 인성은 상당히 낮다. 이는 질화물 형성원소인 Ti을 과도하게 첨가되어 주조중에 수㎛ 크기의 매우 큰 개재물이 정출한 것에 그 원인이 있다. 따라서, Ti을 필요 이상으로 첨가하면 Nb효과의 향상에 의한 강도증가를 야기하기 보다는 오히려 인성감소를 초래한다는 것을 알 수 있다.
또한, 발명재(a)와 동일한 화학성분을 갖으며 소려온도가 같은 비교재(1)과 (2)는, 도1에서 발명재(a)에 비해 낮은 강도와 나쁜 강도-인성관계를 보이고 있는데, 그 이유는 슬라브 재가열온도 또는 강판 재가열온도가 본 발명의 범위를 벗어나서 NbC의 석출강화와 조직의 미세화효과가 충분히 발휘되지 않았기 때문이다. 이를 좀 더 자세히 설명하면 다음과 같다. 먼저, 도3 및 4에 나타난 바와 같이, 본 발명법으로 제조된 도3(a)의 발명재(a)는 10nm 이하의 미세한 NbC를 다량 함유하고 있으며, 10㎛ 이하의 미세한 오스테나이트 결정입도를 나타내고 있다. 이와 같은미세한 NbC와 오스테나이트 결정립도는 본 발명에 의한 주요 효과로서, 고강도는 물론 우수한 고온강도 및 단열전단변형대 형성에 대한 저항성의 주요인으로 작용한다. 한편, 도3(b)의 비교재(1)은 100nm 이상의 상대적으로 매우 큰, 결과적으로 강도증가에 효과적이지 못한, NbC를 다량 함유하고 있는데, 이는 NbC의 형성온도 이하인 1170℃에서 슬라브를 재가열하였기 때문이다. 도3(c)의 비교재(2)는 본 발명의 온도에서 슬라브를 재가열한 것이지만, 강판의 재가열온도가 본 발명의 범위보다 높기 때문에, NbC의 크기가 증가하여 결과적으로는 본 발명의 효과를 충분히 실현하지 못하였다. 또한, 도4에 나타난 바와 같이, 강판의 재가열온도가 높은 도4(b)의 비교재(2)는 도(a)의 발명재(a)에 비해서 훨씬 큰 오스테나이트 결정립도를 나타내고 있다. 따라서, 슬라브 또는 강판의 재가열온도가 본 발명의 범위를 벗어나면, 본 발명에 의 NbC 석출물에 의한 강화효과를 얻을 수 없을 뿐 아니라, 강판 재가열 중에 미세한 NbC의 석출에 의한 오스테나이트 결정립도 미세화도 이룰 수 없다는 것을 알 수 있다.
도2에는 본 발명법으로 제조한 발명재(a),(b) 및 비교재(3),(5)의 단열전단변형대 형성에 요구되는 임계변형량이 나타나 있는데, 그 임계변형량이 클수록 단열전단변형대의 형성이 어려우며 결과적으로 방탄성이 우수한 것으로 고려된다(서명 : Dynamic Behavior of Materials, 저자 : M.A.Meyers, 출판사 : John Willey Sons). 도2로부터, 발명재(a)와 (b)는 유사한 강도와 인성을 보인 종래강인 비교재(5)에 비해서 단열전단변형대 형성에 필요한 임계변형량이 25% 이상 향상된것을 알 수 있는데, 적정량의 Nb와 Ti을 첨가하고 Nb와 Ti첨가효과를 극대화할 수 있는 제조법을 적용한 결과이다. 따라서, 본 발명에 따르면, 미세한 NbC석출제어 및 오스테나이트 결정립도의 제어가 가능함을 알 수 있다.
한편, 발명재와 동일한 화학성분을 갖으나 소려온도가 본 발명의 범위보다 낮은 비교재(3)은, 우수한 강도-인성관계를 나타내지만, 단열전단변형대 형성에 대한 임계변형량은 매우작다. 이는, 소려온도 감소로 강도가 과도하게 증가하여, 단열전단변형대 형성에 대한 저항성이 저하했기 때문이다.
이상으로부터, 본 발명재(a),(b)는, 적정량의 Nb와 Ti을 첨가하고, 슬라브 재가열온도 및 강판의 열처리조건을 제어함으로써, 미세한 NbC의 석출을 조장하고 오스테나이트 결정립도를 미세화하여, 우수한 강도-인성 조합특성을 확보함은 물론 단열전단변형대 형성에 대한 저항성을 향상시켰다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 합금성분과 열처리를 제어함으로써, 종래강보다 강도-인성 조합특성이 우수하면서도 단열전단변형대 형성에 대한 저항성이 25% 이상 향상된 장갑용 고장력 강을 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

  1. 고장력강의 제조방법에 있어서, 중량%로 C(탄소): 0.14~0.19%, Mn(망간): 0.2~1.5%, Si(규소): 0.15~0.35%, P(인): 0.02% 이하, S(황): 0.008% 이하, Ni(니켈): 2.5~5.5%, Cr(크롬): 0.5~1.5%, Mo(몰리브덴): 0.15~0.75%, Nb(니오븀): 0.02~0.07%, Ti(타이타늄): 0.005~0.025%, Sol.Al(산가용성 알루미늄): 0.01~0.04%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 강 슬라브를 1200~1350℃ 온도에서 충분히 가열하여 열간압연하고 공냉한 후 강판을 850~950℃ 온도에서 재가열하여 소입한 후 300~550℃에서 소려처리하는 것을 특징으로 하는 인장강도 125kgf/㎟급 고장력강의 제조방법.
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