KR100946051B1 - 용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법 - Google Patents

용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법 Download PDF

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Abstract

용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법이 제공된다.
본 발명은, 중량%로, C: 0.02~0.3%, Si : 1.5%이하, Mn : 2.0%이하, Ti :0.005~0.1%, N : 0.003~0.03%, 0.1≤Cr+Mo≤1.0, 잔여 철 및 불가피한 불순물을 포함하고 1.2≤Ti/N≤3.4를 만족하는 강을 주조한후, 그 강재를 서냉하여 석출물을 석출시키는 단계; 상기 강재를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하여 오스테나이트 결정입 크기를 50㎛이하가 되도록 제어하는 단계; 상기 재가열된 강재를 10%이상의 압하율로 조압연함으로써 정적재결정을 통하여 오스테나이트 결정립 크기를 35㎛이하로 제어한후, 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 Ar3~Ar3 + 100℃의 온도범위에서 한 패스당 압하율을 30% 이하로 유지하면서 그 총압하율이 50%이상이 되도록 열간압연하는 단계; 및 상기 열간가공된 강재를 500℃이하의 온도로 2℃/s이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 용접성이 우수한 세립형 고강도 후육강판 제조방법에 관한 것이다.
용접성, 초세립강, 정적재결정, 변형유기 동적변태

Description

용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법{Method for manufacturing the good weldability and high strength thick plate steel}
본 발명은 세립의 페라이트 조직을 다량 포함하는 고강도 저탄소 구조용강 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 정적재결정 제어압연에 의한 오스테나이트의 결정립 크기를 35㎛이하로 만들고, 변형유기동적변태를 이용하여 그 입경이 5㎛이하의 세립의 페라이트 조직으로 이루어진 60kg급 용접성이 우수한 세립형 고강도 후육강판의 제조방법에 관한 것이다.
강재의 강도를 향상시키는 방법으로는 석출물강화, 고용강화, 마르텐사이트 강화, 미세펄라이트 강화등 다양한 강화방법들을 들 수 있다. 그러나 이러한 강재의 강화방법들은 강도를 향상시키는 반면에 인성의 열화를 동반하게 된다. 그런데 결정립을 미세화시켜 강재의 강도를 강화시키는 경우에는 고강도화에 동반되는 인성열화문제를 해소할 수 있을 뿐만 아니라 충격천이온도의 저감을 기대할 수 있기 때문에 그 동안 이 분야에 대한 많은 기술적 발전이 진행되어 왔다. 특히, 구조물 제작시 용접접합을 많이 하거나, 강재의 충격인성이 중요한 특성으로 요구되는 경 우 주로 사용되는 저탄소 구조용강은 급냉처리(켄칭)를 하는 경우를 제외하고는 미세조직의 대부분이 페라이트로 이루어지게 되는데(이하, "페라이트강"이라 한다), 근래에 들어 이 페라이트강의 결정립 미세화기술이 비약적으로 발전하였다.
이 중에서 강재를 미재결정역에서 압연하여 오스테나이트의 변형대를 생성시킨 후 가속냉각을 함으로써 페라이트의 핵생성속도를 증대시켜 결정립을 미세화시키는, 소위 TMCP(Thermo-Mechanical Controlled Process)법이 근래에 개발되어 결정립 미세화기술에 획기적인 전기를 제공하였다.
TMCP법은 개발당시에는 획기적이었으나, 최근에 들어서는 일반화된 세립강 제조기술로 평가받고 있으며, 저탄소 페라이트강에 적용하는 경우에는 페라이트 결정립을 약 5㎛까지 미세화시킬 수 있는 것으로 알려지고 있다. 그러나 결정립 미세화를 통해 강재를 고강도화하는 경우에는 강도가 결정립 크기의 역수에 의존하여 증대되므로, 페라이트의 결정립이 5㎛ 이하의 범위에서는 결정립 미세화에 따른 강도의 증가속도가 현저히 급격해진다. 따라서 최근에 페라이트 결정립크기가 5㎛ 이하가 되도록 하는 결정립 초세립화기술이 다방면으로 개발되고 있다.
페라이트를 초세립화하는 요건 중에서 가장 영향을 많이 미치는 인자는 오스테나이트의 결정립 크기이다. 오스테나이트로부터 페라이트가 변태될 때 핵생성을 하기 위한 자리가 많을수록 페라이트 핵생성속도가 빨라지고 그 크기도 미세하게 된다. 오스테나이트의 결정립을 미세하게 하는 방법들이 있는데 이중에서 정적재결정을 이용하는 보편적이다. 예를 들면 대한민국 특허공보 1995-3290호, 대한민국 특허 공보 1997-7158호, 일본 공개특허공보 평 9-296253호, 일본 공개특허공보 평 7-34125호, 일본 공개특허공보 평 9-316534호등은 오스테나이트의 정적재결정 또는 미재결정역 압하에 의한 페라이트 결정립 미세화 기술로 하지만 그 크기는 약 5㎛ 이상이다.
또한, 재결정압연기술을 이용하여 인장강도 50kg급 고장력 구조용강을 제조를 제시하고 있는 대한민국 특허공보 1997-67753호에는 통상적으로 제조되는 연주슬라브에서 연주중에 TiN 석출물이 다량으로 제공되어야 한다는 것을 설명하였다. 즉, 연주후에 슬라브가 냉각될 때 냉각속도가 큰 경우에는 석출할 시간이 짧아서 TiN이 석출물량이 작아지고, 이에따라, 재가열시에 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못한다. 따라서 연주후 냉각시에 슬라브를 서냉을 하여 TiN의 석출을 극대화하여 재가열시에 오스테나이트의 coarsening를 억제하고자 하였다. 재가열온도도 1100~1400oC로 적용온도범위를 넓게 잡아 놓았는데, Nb, V등의 합금원소가 첨가될 경우는 Ti와 복합석출물을 형상하여 오스테나이트의 이상성장이 일어난다.
또한 "Thermomechanical microalloyed austenite"에 보면 오스테나이트를 가열한후 10% 미만의 압하량으로 압연할 경우, 오스테나이트의 결정립이 이상성장을 한다는 보고가 있다. 이상성장된 오스테나이트의 결정립은 이후의 압하에 의해서도 재결정이 이루어지지 않는다. 그 이유는 국부적인 조대한 결정립의 임계 변형량이 증대하기 때문이다. 그리고 이러한 조대한 오스테나이트 결정립은 향후 냉각에 의 해 과냉이 되어 조대한 저온변태조직을 야기함으로써 충격인성에 해롭다고 제시하고 있다.
그리고 "Gladman"이 제시한 오스테나이트 입성장억제는 석출물의 크기와 부피분율에 밀접한 연관이 있고, 석출물의 크기가 작을수록 부피분율이 많을수록 오스테나이트의 결정립 성장은 억제된다고 한다. 따라서 이들 석출물의 제어는 정적재결정에서 매우 중요한 기술이다.
한편, 동적변태를 이용하여 결정립 초미세립화를 도모한 종래기술로서 대한민국 특허출원, 공개번호1999-029986호, 1999-029987호, 1999-58126호, 1999-63186호와, 미국특허 번호4466842호, 5200005호, 6027587호등을 들 수 있다.
상기 공개특허출원 1999-029986에서는 저탄소강을 가열한후 냉각하는 과정에서 오스테나이트 미재결정역 온도범위에서 압하율 30%이상의 압축가공을 하고, 가속냉각을 통해서 페라이트를 미세화시키는 방법을 제시하고 있다. 그리고 상기 공개특허출원 1999-029987에서는 일반탄소강을 먼저 마르텐사이트 조직으로 열처리한후, 이 강을 페라이트 안정온도 범위(500℃~Ac1)로 가열하여 패스당 50% 이상의 압하율로 가공함으로써 페라이트의 회복 및 재결정을 통해 5㎛ 이하로 미세화시키는 방법을 제시하고 있다.
또한 상기 공개특허출원 1999-58126호에서는 저탄소강을 가열한후 냉각시키다가 Ar3근처에서 80%이상의 강압하를 통해 페라이트 입도를 미세화시키는 방법을 제시하고 있으며, 공개특허 1999-63186호에서는 저탄소강을 가열한후 압연하는 과정에서 마무리압연을 Ar3±20℃온도범위내에서 패스당 20%이상의 압하율로 항온압연을 하여 페라이트를 미세화시키는 방법을 제시하고 있다.
그리고 미국특허 4466842호에서는 재가열된 저탄소강을 Ar3온도 근처에서 마무리압연을 할 때, 단일패스 또는 다단패스를 통해 총압하율이 75% 이상이 되도록 하고, 패스간 유지시간을 1초이하로 하여 가속냉각함으로써 페라이트 결정립이 4㎛ 이하가 되도록 미세화시키는 기술을 제시하고 있다. 또한 미국특허 5200005호에서는 극저탄소강을 가열한후 압연하는 과정에서 마무리압연을 페라이트 안정온도인 Ar1 이하의 범위에서 온간압연을 함으로써 페라이트 결정립도가 5㎛ 이하가 되는 초세립강의 제조방법을 제시하고 있으며, 미국특허 6027587호에서는 저탄소강을 가열한 후 압연하는 과정에서 50㎛ 이상의 크기로 유지한 미변태 오스테나이트를 700 내지 950oC의 온도범위에서 압연을 함으로써 강재 표층부에 5㎛ 이하의 초미세립 페라이트를 얻는 제조방법을 제시하고 있다.
즉, 상술한 종래기술에 제시된 발명들은 강재를 제조하는 주요공정인 열간 또는 온간가공공정에서 대압하를 가해야 초세립 페라이트를 얻을 수 있다는 개념을 공통으로 전제하고 있으며, 이에 따라, 특허에 따라서 다소 차이는 있지만 페라이트 세립화를 위한 필요조건으로써 패스당 최소압하율 또는 패스간의 최대유지시간 등을 규정하고 있다. 그러나 이러한 종래기술과 같이 열간가공시에 대압하를 부여하기 위해서는 엄청나게 큰 용량을 가진 압연기 등의 열간가공설비가 필요하여 기 존의 설비로는 달성하는 것이 거의 불가능하였으며, 또한 이러한 대압하 부여에 따른 가공열 때문에 형성된 페라이트 조직이 쉽게 성장하는등 초미세 페레이트 조직을 형성함에 한계가 있었다.
그리고 소재의 용접성을 향상시키기 위한 방법으로 용접열영향부의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 미세화시키는 방법이 있다. 이를 해결하는 수단으로는 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술등이 알려져 있다. 이러한 기술로는 일본특허공개공보(평)11-140582, (평)10-298706, (평)9-194990, (평)8-60292등이 있다. 이 중에서 일본 특허공개공보 (평)11-140582호에는 TiN의 석출물을 이용하는 대표적인 기술로 Ti/N 비를 4~12로 관리하여 0.05mm 이하의 석출물에 의해 용접부 물성을 확보하는 방법을 제시하고 있다. 한편 결정립 세립화에 의해 강도를 향상시키는 강판에서는 용접시 열영향부에서의 결정립 조대화에 따른 강도가 감소하는 HAZ부 연화 현상이 발생한다. 일반적으로 50kg급 조성계에서 세립화에 의해 강판을 60kg급으로 제조하더라도 용접후의 강도가 50kg급으로 된다
따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 오스테나이트 결정입도를 정적재결정에 의해 35㎛이하의 크기로 제조하고 페라이트의 변형유기 동적변태를 위한 열간가공 조건을 최적화함으로써 평균결정입 크기가 5㎛이하의 세립형 페라이트 조직을 갖는 용접성이 유수한 60kg급 구조용 후육강판 제조방법을 제공함을 그 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C: 0.02~0.3%, Si : 1.5%이하, Mn : 2.0%이하, Ti :0.005~0.1%, N : 0.003~0.03%, 0.1≤Cr+Mo≤1.0, 잔여 철 및 불가피한 불순물을 포함하고 1.2≤Ti/N≤3.4를 만족하는 강을 주조한후, 그 강재를 서냉하여 석출물을 석출시키는 단계; 상기 강재를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하여 오스테나이트 결정입 크기를 50㎛이하가 되도록 제어하는 단계; 상기 재가열된 강재를 10%이상의 압하율로 조압연함으로써 정적재결정을 통하여 오스테나이트 결정립 크기를 35㎛이하로 제어한후, 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 Ar3~Ar3 + 100℃의 온도범위에서 한 패스당 압하율을 30% 이하로 유지하면서 그 총압하율이 50%이상이 되도록 열간압연하는 단계; 및 상기 열간가공된 강재를 500℃이하의 온도로 2℃/s이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 용접성이 우수한 세립형 고강도 후육강판 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
상술한 바와 같이, 종래에는 패스당 압하율을 가능하면 많이 부가함으로써 강재의 초세립화를 확보하려고 하였으나, 이렇게 함에 따라 오히려 가공에 의한 발열량이 너무 커서 소재온도가 상승하여 결정립 성장이 발생한다는 문제점이 있었 다. 따라서 실제 조업에서 이런 문제를 해결하기 위해서는 압연기 직후에 소재온도 상승을 방지하기 위해서 엄청난 성능의 냉각장치를 부가적으로 설치하는 것이 필요하였다.
따라서 본 발명자들은 이러한 종래기술의 한계를 극복하기 위하여 연구와 실험을 거듭하였으며 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하는 것으로서, 본 발명은 정적재결정을 이용하여 오스테나이트의 결정립을 미세화하고, 이어, 페라이트를 동적변태시켜 세립형 페라이트를 기지로 하는 용접성이 우수한 고강도 후유강판 제조방법을 제시함을 특징으로 한다.
즉, 본 발명자는 강재의 초세립화를 위하여 아래의 공정조건을 충족하여야 함을 발견하고, 본 발명을 제안하는 것이다.
첫째, 본 발명은 고온에서 안정한 탄질화물을 가진 오스테나이트 조직의 강재를 그 오스테나이트 결정입 크기를 50㎛이하가 되도록 재가열한다.
둘째, 본 발명은 상기 재결정된 강재를 소정조건으로 조압연하여 정적재결정시킴으로써 사상소둔전 오스테나이트 결정입크기를 35㎛이하로 제어한다.
셋째, 본 발명은 상기 정적재결정된 오스테나이트 조직의 강재를 열간가공시켜 변형유기 동적변태현상을 이용하여 초미세 페라이트강을 제조하며, 이때, 그 열간가공조건을 최적으로 제어한다.
마지막으로, 본 발명은 강재에 Ti, Nb, V, Mo, Cr을 함유시켜 동적변태로 형성된 페라이트 결정립의 성장이 일어나지 않도록 미세한 탄질화물을 분포시키며, 아울러, 강재의 용접특성을 향상시킨다.
먼저, 본 발명을 강 조성성분을 설명한다.
탄소(C)의 함량은 0.02~0.3중량% (이하, 단지 %라 한다)로 제한한다. C는 강재의 효과적인 강화를 위해서 적당량 그 함유가 필요한 원소이나, 그 함량이 0.02% 미만이면 본 발명의 목적에 이용하는, 오스테나이트나 페라이트의 결정립 성장억제를 위한 탄질화물 형성이 어려울 수 있다. 또한 C가 0.3%를 초과하면 최종 미세조직에서 페라이트가 차지하는 비율이 약 60% 이하가 되어 저탄소강재로 분류할 수 없고, 용접시에 열영향부의 인성저하가 큰 문제가 될 수 있다.
실리콘(Si)의 함량은 1.5%이하로 제한한다.
Si은 고용강화효과와 함께 제강공정에서 탈산을 위해 첨가가 필요한 성분원소이다. 그러나 그 함유량이 1.5%를 초과하면 용접성이 저하되고 강판표면에 제거하기 곤란한 산화피막이 형성될 가능성이 크며, 특히 페라이트 결정립의 조대화를 조장할 수 있다.
망간(Mn)의 함량은 2.0%이하로 제한한다.
Mn은 Ar3를 낮추어 페라이트 세립화에 기여한다. 첨가량이 2.0%를 초과하면 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연시 페라이트의 변태속도를 저하시킬 뿐만 아니라 용접시 저온조직의 발생가능성이 커질 수 있다.
알루미늄(Al)은 선택적인 첨가원소로서 그 함량은 0.1% 이하로 제한한이 바람직하다. Al은 용강에서 탈산의 역할을 하며 미세한 AlN 석출물을 형성하여 오스테나이트의 결정립 성장억제나 페라이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 그러나 첨가량이 0.1%를 초과하면 경화능이 커져 동적변태를 저해한다.
니오븀(Nb)도 선택적인 첨가원소로서 그 함량은 0.005~0.1%로 제한함이 바람직하다. Nb은 재가열시 또는 열간압연시 강중의 탄소 또는 질소와 결합하여 수십 나노미터 크기의 극미세 석출물을 형성하는 성분원소로써 본 발명에서 아주 중요한 원소이다.
본 발명에서는 동적재결정후 오스테나이트의 결정립성장을 억제하거나 동적변태에 의해 생성된 페라이트 성장을 억제할 수 있는 미세한 석출물이 필요한데, 이에 가장 효과적인 방법이 니오븀 탄질화물을 이용하는 것이다. 그러나 니오븀의 함량이 0.005%미만이면 상술한 효과를 기대할 수 없으며, 0.1%를 초과하면 그 첨가에 따른 효과가 포화될 뿐만 아니라 동적재결정을 위한 임계 변형량이 너무 커지는 경향이 있다.
바나듐(V)은 0.1% 이하범위로 함유될 수 있는 선택적 첨가원소이다.
V은 탄질화물을 형성하여 페라이트 핵생성을 촉진하는 역할을 하고 페라이트의 결정립 성장을 억제한다. 그러나 V 함유량이 0.1%를 초과하면 경화능을 증대시 켜 페라이트 동적변태를 저해한다.
바람직하게는, 본 발명의 강재가 상기, Al, Nb 및 V중 1종 또는 2종이상을 함유하는 것이다.
타이타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.1%로 제한한다.
Ti은 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세 TiN 석출물을 형성하여 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제시킨다. 이러한 미세 TiN을 얻기위하여 Ti의 함량이 0.005% 이상이 되어야 한다. 그러나 그 함량이 0.03%를 초과할 경우 용강중에서 조대한 석출물이 형성되어 오스테나이트 결정립 성장을 억제하지 못하기 때문에 바람직하지 않다.
한편, 본 발명에서는 소재의 용접특성 개선을 위하여 Mo와 Cr중 1종이상을 함유할 것이 요구되며, 이들중 1종이상의 첨가량의 합을 0.1~1.0%로 제한한다. 만일 이들 첨거량의 합이 1.0%를 초과하면 용접부에서 강도가 높은 경한조직(마르텐사이트 또는 베이나이트)의 생성을 촉진시켜 용접부 인성을 해칠 수 있으며, 0.1%미만에서는 그 첨가에 따른 효과를 기대할 수 없기 때문이다.
보다 바람직하게는 Mo와 Cr을 각각 0.5%이하와 1.0%이하로 각각 제한하는 것이다.
질소(N)의 함량은 0.003~0.03%로 제한한다.
N은 TiN, AlN, Nb(CN), V(CN) 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소이다. 그러나 그 함량이 0.003% 미만이면 필요한 탄질화물의 형성이 어렵고, 그 함량이 0.02%를 초과하면 그 효과가 포화되고 동적재결정을 저해할 수 있다.
Ti/N의 비는 1.2~3.4로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 Ti/N의 비가 1.2미만으로 되면, 모재의 Ti에 비하여 N의 량이 너무 많아 지므로 고용질소가 많아져 동적변태가 억제되고, 또한 그 비가 3.4를 초과하면 제강과정인 용강중에서 조대한 TiN이 정출되어 조대한 TiN이 형성되어 효과적인 오스테나이트의 결정립 성장억제 효과를 기대하기 어렵기 때문이다.
다음으로, 상기와 같이 조성된 강재를 이용하여 본 발명의 구조용강 제조방법을 설명한다.
본 발명에서는 상기와 같이 조성된 강재를 연주법을 통하여 제조하고, 이를 100℃/hr의 냉각속도로 상온까지 서냉하여 Ti, Nb, V의 미세한 석출물을 다량으로 석출시킨다. 이러한 Ti, Nb, V의 확산석출을 위해서는 100℃/hr 보다 늦은 속도로 공냉하는 것이 바람직한데, 그 예를들면 다음과 같다. 즉, 연속주조직후, 1200℃이상의 온도에서 슬라브를 절단하고, 이어, 슬라브를 적치하여 100℃/hr 보다 낮은 속도로 상온까지 냉각되도록 한다.
이때, 연속주조후 슬라브 온도가 1200℃이상일 때 슬라브를 절단하는 이유는 1200℃미만에서는 Ti이나 Nb의 확산속도가 너무 늦어서 매우 서냉한다고 하더라고 응고중에 수지상과 수지상 사이에 편석된 Ti이나 Nb가 수지상 내부로 다시 확산되기 어렵기 때문이다. 또한 슬라브들을 적치하여 공냉 (다단적치공냉)하는 이유는 한장의 슬라브를 공기중에 놓아두는 경우에는 Ti, Nb, V 등의 확산에 필요한 100℃/hr 보다 늦은 냉각속도를 얻기 어렵기 때문이다. 따라서 슬라브들을 다단적치공냉법으로 상온까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 강재를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하여 오스테나이트 결정입 크기를 50㎛이하가 되도록 제어한다. 만일 재가열 온도가 너무 낮으면 적정한 합금첨가원소의 효과가 없어질 수 있으며, 1250℃를 초과하면 후속하는 페라이트의 동적변태 생성시 결정립 성장을 억제하는 Nb가 첨가된 경우 오스테나이트의 이상립 성장을 촉진할 수 있기 때문이다. 한편, 슬라브롤 재가열할 때 가열속도가 너무 빠르면 응고시에 조대하게 석출한 것들이 석출물들이 고용될수 있는 시간이 늦게 된다. 따라서 본 발명에서는 가열속도를 50oC/min 보다 늦게하여 본 발명의 목적에 맞도록 합금을 적절히 고용화시켜야 한다.
한편, 상기와 같이 형성된 미세석출물에 대한 제어는 후속하는 정적재결정역 압연에 의한 오스테나이트 미세화후, 그 결정입 성장억제를 위해 매우 중요하다.
본 발명에서는 Ti 단독 혹은, Ti-(Nb,V) 복합 석출물등이 20nm 이하의 크기를 가지고, 그 석출물들의 부피분율이 5*10-5 이상이 되도록 제어됨이 바람직하다. 만일 석출물의 크기가 20nm보다 클 경우에는 페라이트의 결정립성장 억제에 효과적 이지 못하며, 그 부피분율의 경우 5*10-5 미만이 될 경우에는 정적재결정후 냉각동안에 오스테나이트가 성장하는 것을 효과적으로 억제하지 못하기 때문이다.
다음으로, 본 발명에서는 상기 재가열된 강재를 10%이상의 압하율로 조압연함으로써 재결정을 통하여 오스테나이트 결정립 크기를 35㎛이하로 제어한다. 즉, 본 발명에서는 조압연시 10% 이상의 압하량으로 압연을 실시함으로써 오스테나이트 조직의 정적재결정을 유도한다. 만일 10%미만의 압하를 하는 경우에는 오스테나이트의 변형유기 이상립 성장을 하게 된다. 이와 같이 조대하게 생성된 오스테나이트는 재결정역 압연에 의해서도 재결정되지 않고 남아 냉각후에 조대한 저온변태조직이 생성되고 이에 따라 인성이 저해된다.
이러한 재결정후, 강재를 사상압연직전까지 냉각하여 오스테나이트의 결정립을 35㎛이하로 유지하여 주는데, 이때, 그 냉각속도를 0.5~10℃/s로 제한함이 바람직하다. 만일 냉각속도가 0.5℃/s미만이면 오스테나이트 결정립 조대화가 발생하고, 10℃/s를 초과하면 동적변태 페라이트를 위한 사상압연 온도가 너무 낮아서 압연하중이 증대되어 압하력에 부하가 걸릴 수 있다.
이후, 상기 냉각된 강재는 열간다단가공되는데, 이때 마무리 열간압연 개시온도를 Ar3 ~ Ar3+ 100℃로 제한한다. 만일 상기 마무리 열간압연 개시온도가 Ar3 보다 낮으면 열간압연전에 조대한 초석 페라이트가 오스테나이트 결정립을 따라서 형 성되어 압연가공중 길게 연신됨으로써 각종 물성을 저하시키는 문제가 발생하며, Ar3+ 100℃를 초과하면 동적변태 페라이트의 분율을 충분히 확보할 수 없게 되어 조직 미세화 자체가 불가능해 질 수 있다.
한편, 본 발명에서는 상기 마무리 열간다단압연을 수행함에 있어서, 각 패스당 압하율을 30%이하로 유지하면서 그 누적압하율이 50%이상이 되도록 열간다단압연할 것이 요구된다. 만일 상기 열간다단압연의 한 패스당 압하율이 30%를 초과하면 열간가공소재의 온도가 가공발열에 의해 과도하게 상승하게 되어 결정립의 미세화효과를 반감시키는 문제가 발생한다. 그리고 열간다단압연의 누적압하율이 50% 미만이면 미세화에 효과적인 동적변태 페라이트의 형성량이 충분치 못하기 때문에 초세립 조직을 얻기 힘들게 된다.
이러한 열간다단압연은 그 압연 종료시점에서의 변형유기 동적변태 페라이트 분율이 40%이상이 되도록 수행됨이 최종적인 미세한 페라이트 미세조직 확보측면에서 바람직하다. 만일 이러한 분율이 40%미만이 되면, 가공후 냉각시에 형성되는 정적변태 페라이트의 크기가 조대해지기 때문에 충분히 미세하고 균일한 최종제품의 조직을 확보할 수 없게 된다.
이와 같이 강재를 열간가공함으로써 페라이트 결정입 크기를 5㎛이하로 제어할 수 있다.
상기 열간압연된 강재는 이후 냉각되는데, 이때 그 냉각속도를 2℃/s이상으로 허고, 그 냉각종료온도를 500℃이하로 제어함이 바람직하다. 만일 냉각속도가 2℃/s미만이면, 제 2상이 펄라이트가 주종을 이루기 때문에 강도가 낮게 된다. 또한 냉각종료온도가 500℃를 초과하면 세립 페라이트 조대화 가능성이 있으며 제 2상이 조대한 펄라이트로 이루어져 인장강도가 낮게 되기 때문이다.
이러한 공정에 따라, 최종적으로 세립의 페라이트와 미세한 펄라이트 및 베이나이트 또는 세립의 페라이트와 베이나이트 또는 마르텐사이트의 혼합조직을 가져서 인장강도 60kg급 이상의 강재를 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성된 강재를 각각 마련하였다.
이와 같은 조성의 강재들를 표 2와 같은 조건에서 재가열하여 오스테나이트화한후 조압연하여 정적재결정시켰으며, 이어, 사상압연온도까지 냉각하였다. 이때, 시편의 오스테나이트 편균 결정입 크기를 측정하여 하기 표 2에 또한 나타내었다.
그리고 이렇게 그 입도가 조정된 강재를 하기 표 3과 같은 그 조건을 달리하여 열간다단압연시켰으며, 이러한 열간가공에 따른 동적변태 및 정적변태량을 열간변형시험기에서 변형후 냉각중에 변화하는 선팽창률의 차이로부터 측정하여 그 결과를 또한 표 3에 나타내었다. 그리고 이러한 열간압연된 강재를 10℃로 냉각을 하 여 페라이트의 평균 결정립을 측정하였다.
이후, 그 기계적 물성, 그리고 냉각후에 얻어지는 미세조직을 광학현미경과 이미지 어넬라이저를 이용하여 분석하여 그 결과를 표 4에 나타내었다. 기계적 물성은 인장시험을 통하여 평가하였으며 제 2상이 베이나이트의 경우는 연속항복거동을 나타내는데 항복강도의 값을 0.2% offset 값을 취하였다.
그리고 용접열영향부 물성을 위한 용접시험은 100KJ/cm의 입열량을 적용하였고 열영향부에서 인장시험과 조직검사를 하여 그 결과를 또한 표 4에 나타내었다.
사용 강종 C Si Mn Al Ti Nb V N Cr Mo 구분
A 0.10 0.10 1.4 0.03 0.015 - - 0.010 0.2 발명강
B 0.12 0.20 1.3 - 0.012 0.04 - 0.006 0.2 발명강
C 0.08 0.40 1.2 - 0.015 - 0.05 0.008 0.1 0.1 발명강
D 0.15 0.25 1.1 - 0.01 - - 0.01 비교강
E 0.12 0.30 1.1 0.01 0.02 - 0.007 비교강
F 0.10 0.45 1.5 0.014 0.03 0.008 비교강
강종 가열온도(℃) 초기압하량(%) 정적AGS(㎛) 냉각속도(℃/s)
A 발명재1 1200 11 33 2
발명재2 1200 15 30 4
B 발명재3 1150 13 27 1
발명재4 1150 12 25 5
C 발명재5 1100 10 31 3
발명재6 1100 12 29 8
D 비교재1 1200 10 35 2
E 비교재2 1150 12 30 5
F 비교재3 1100 10 28 3
강종 Ar3 패스당압하율(%) 총압하율(%) 사상압연시작온도(℃) 동적변태분율(%) 평균 FGS(㎛) 냉각속도(℃/s) 냉각종료온도(℃)
A 발명재1 745 25 60 770 42 4.8 10 480
발명재2 740 30 50 760 50 4.5 5 400
B 발명재3 750 20 60 770 42 4.6 2 450
발명재4 745 25 55 760 55 3.8 10 410
C 발명재5 770 20 70 800 45 4.2 8 420
발명재6 745 30 60 765 50 3.5 5 470
D 비교재1 780 20 60 800 45 4.8 10 450
E 비교재2 760 20 70 780 55 4.9 15 400
F 비교재3 765 25 60 780 50 4.6 9 410
강종 모재 용접열영향부
제2상분율 (%) 항복강도 (kgf/mm2) 인장강도 (kgf/mm2) 페라이트분율(%) 제2상종류 인장강도 ( kgf/mm2)
A 발명재1 30 45 65 71 P+B 62
발명재2 30 42 66 71 P+B 62
B 발명재3 26 47 65 73 B 65
발명재4 35 46 71 73 B 65
C 발명재5 30 46 67 74 P+B 61
발명재6 27 51 65 74 P+B 61
D 비교재1 25 45 61 80 P 51
E 비교재2 26 43 66 75 P 52
F 비교재3 27 48 63 77 P 55
*상기 표에서 P는 펄라이트, B는 베이나이트임
상기 표에 나타난 바와 같이, 강조성성분 뿐만 아니라 그 공정조건이 최적으로 제어된 본 발명재(1~6)의 경우, 정적재결정에 의한 오스테나이트의 세립화로 35mm 이하가 되었으며, 변형유기변태에 의한 동적페라이트의 생성으로 페라이트의 평균크기가 5mm 이하가 되었으며, 그리고 적정한 냉각에 의해 제 2상도 펄라이트와 베이나이트의 복합상으로 됨에 따라 그 모재의 기계적 물성이 우수하였다. 또한 그 경화능이 뛰어난 Mo나 Cr 또는 동시에 첨가함에 의해 용접후에도 용접열영향부의 미세조직이 적정하게 제어됨으로써 인장강도가 60kgf/mm2 이상으로 매우 우수하였다.
이에 대하여, 강조성성분중 Mo나 Cr이 함유되지 않은 비교재(1~3)에서는 공정조건이 최적으로 제어 되어 모재특성은 좋았지만 용접시에 발생하는 연화에 의한 강도 저하로 그 용접열영향부의 인장강도가 모두 60kgf/mm2이하임을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은, 소정의 강조성을 갖는 강재를 정적재결정을 통하여 미세화하고 Ar3 온도 직상에서 "변형유기 동적변태"를 조장시키는 조건으로 연속다단가공을 하여 효과적으로 페라이트 결정립을 미세화시키고, 이어 냉각함으로써 고강도 뿐만 아니라 용접열영향부 인장강도도 우수한 후육강판을 효과적으로 제조할 수 있다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.3%, Si : 1.5%이하, Mn : 2.0%이하, Ti :0.005~0.1%, N : 0.003~0.03%, 0.1≤Cr+Mo≤1.0, 잔여 철 및 불가피한 불순물을 포함하고 1.2≤Ti/N≤3.4를 만족하는 강을 주조한후, 그 강재를 100℃/hr 이하의 냉각속도로 서냉하여 석출물을 석출시키는 단계;
    상기 강재를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하여 오스테나이트 결정입 크기를 50㎛이하가 되도록 제어하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 10%이상의 압하율로 조압연함으로써 정적재결정을 통하여 오스테나이트 결정립 크기를 35㎛이하로 제어한후, 0.5~10℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 강재를 Ar3~Ar3 + 100℃의 온도범위에서 한 패스당 압하율을 30% 이하로 유지하면서 그 총압하율이 50%이상이 되도록 열간압연하는 단계; 및
    상기 열간가공된 강재를 500℃이하의 온도로 2℃/s이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 용접성이 우수한 세립형 고강도 후육강판 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강재는 Al: 0.1%이하, Nb: 0.005~0.1%, 및 V:0.1%이하중 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 포함하여 이루어지는 것임을 특징으로 하는 용접성이 우수한 세립형 고강도 후육강판 제조방법.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 재가열된 강재에는 Ti 단독 혹은, Ti-(Nb,V)복합 석출물이 5×10-5 이상의 부피분율로 존재함을 특징으로 하는 용접성이 우수한 세립형 고강도 후육강판 제조방법.
  4. 삭제
  5. 제 1항에 있어서, 상기 강재는 Mo와 Cr을 각각 0.5%이하와 1.0%이하로 함유하고 있음을 특징으로 하는 용접성이 우수한 세립형 고강도 후육강판 제조방법.
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