KR101149258B1 - 충격인성 이방성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

충격인성 이방성이 우수한 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.7wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, -60℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성의 비율인 충격인성 이방성이 55% 이상이거나, 또는 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, -40℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성 이방성이 55% 이상인 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
충격인성 이방성, 재결정 영역, 미재결정 영역

Description

충격인성 이방성이 우수한 강재 및 그 제조방법{Steel with superior anisotropy for impact toughness and the method of producing the same}
본 발명은 충격인성 이방성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 합금조성에 있어서는 Zr의 함량을 최적화하고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건을 최적화하여 MnS의 형상을 제어할 수 있는, 충격인성 이방성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로, 고강도 및 우수한 저온충격 특성이 요구되는 강재의 경우, 압연방향에 대한 직각방향으로의 충격인성 비율 즉, 충격인성 이방성이 50%이하로 아주 낮다.
이것은 강 중에 포함된 S는 유화물계 개재물인 MnS의 정출을 일으키고, 이 MnS가 압연시 압연방향으로 길게 연신되어 충격인성 이방성 특히, 직각방향으로의 충격인성 이방성에 큰 영향을 미친다.
따라서, 길게 연신되는 MnS 개재물의 생성량을 줄이기 위해 S의 함량을 극저로 유지할 필요가 있으나, 기존의 전기로조업에서는 조업의 특성상 S의 함량을 극저로 유지하기가 어려운 현실적인 문제점이 있다.
또한, 충격인성 이방성을 개선하기 위해서는 기존의 합금성분의 조정 혹은 다른 합금성분의 첨가 등 새로운 제조방법이 필요한데, 일반 고가의 미량첨가원소인 V, Nb, Ni 등에 비해서 극도로 고가의 합금인 Ce,Pr,La 과 같은 희토류 원소를 첨가하여 충격인성 이방성을 개선하고자 하는 경우에는 가격면에서 경쟁력이 현저히 떨어지는 문제점도 있다.
본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 충격인성 이방성을 향상시키기 위하여, 합금조성에 있어서는 Zr의 함량을 최적화하고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건을 최적화함으로써, MnS의 형상을 제어할 수 있는 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명의 강재는, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.7wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, -60℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성의 비율인 충격인성 이방성이 55% 이상이다.
본 발명의 다른 측면에 따르면, 본 발명의 강재는 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, -40℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성 이방성이 55% 이상이다.
본 발명의 또 다른 측면에 따르면, 본 발명의 강재의 제조방법은, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.7wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강재를 1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 0~40% 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 50~90% 범위가 되도록 열간 압연하고, 최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉한다. 여기서, 상기 최종 압연온도는 770~870℃일 수 있다.
본 발명의 또 다른 측면에 따르면, 본 발명의 강재의 제조방법은, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강재를 1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 0~40% 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 50~90% 범위가 되도록 열간 압연하고, 최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉한다. 여기서, 상기 최종 압연온도는 750~850℃일 수 있다.
또한, 상기 소정의 냉각 속도는 5~15℃/sec 일 수 있다.
본 발명은, 합금조성에 있어서는 Ce,Pr,La 과 같은 고가의 희토류 원소를 첨가하지 않고도, Zr의 함량과 제어압연 및 압연 후 냉각조건을 최적화하여 MnS의 형상을 제어함으로써, 충격인성 이방성이 현저히 향상된 강재를 얻을 수 있는 이점이 있다.
본 발명은, 합금조성에 있어서는 Zr의 함량을 최적화하고, 제어압연 및 압연 후 냉각조건을 최적화하여, MnS의 형상을 제어할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에 의한 충격인성 이방성이 개선된 강재 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.
(제1 실시예)
본 발명의 강재는, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.7wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, -60℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성의 비율인 충격인성 이방성이 55% 이상이다.
이하, 본 발명의 합금원소들의 기능 및 함량의 한정 이유에 대해 설명한다.
C: 0.06~0.10wt%
C는 강의 강도와 인성을 확보하기 위해 첨가된다. C는 0.06wt% 미만으로 첨가되면 2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지므로 그 효과가 미흡하고 0.10wt%을 초과하면 강도는 증가하나, 충격인성 및 용접성이 저하되는 점, C는 고가의 원소인 점을 고려하여, 함량을 0.06~0.10wt%의 범위로 설정한다.
Si: 0.15~0.35wt%
Si은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가진다. Si은 함량이 0.15wt% 미만이면 그 효과가 미흡하고, 0.35wt%를 초과하면 용접성과 인성을 열화시킨다. 따라서 함량을 0.15~0.35wt%로 설정한다.
Mn: 1.00~1.50wt%
Mn은 오스테나이트 안정화 원소로서 Ar3온도를 낮추어 제어압연을 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킨다.
Mn은 함량이 1.00wt% 미만이면 강도향상에 기여하지 못하고, 1.50wt%를 초과하면 용접성이 열화된다. 따라서 함량을 1.00~1.50wt%로 설정한다.
P: 0 초과 0.025wt% 이하
P은 충격인성을 저하시키는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 하지만 제강과정에서 피할 수 없는 불순물이므로 그 함량을 0.025% 이하로 제한한다.
S: 0 초과 0.025wt% 이하
S은 유화물계 개재물인 MnS를 형성하여 샤르피 충격흡수에너지를 저하시켜 충격인성을 저하시키는 원소로, 그 함유량은 최소화되어야 하지만, 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소임을 고려하여, 그 함량을 0.025wt% 이하로 제한한다.
Nb: 0.02~0.05wt%
Nb은 C, N와 결합하여 탄질화물을 형성한다. 이는 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시키므로 인성향상 및 압연 냉각 후의 석출강화 효과를 가져온다. Nb은 함량이 0.02wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.05wt%를 초과하면 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, 그 함량을 0.02~0.05wt%로 설정한다.
Zr: 0.01~0.20wt%
도 1은 MnS의 응고 및 압연 후의 형태를 도시한 도이다.
응고 후 유화물계 개재물의 형태에 따라 크게 3 타입의 개재물 즉, 구 형상의 개재물(Type 1), 덴드라이트(Dentrite) 형상의 개재물(Type 2), 각 형상의 개재물(Type 3)로 구분할 수 있다. 도 1에 도시된 바와 같이, 구 형상의 개재물은 압연 후에도 형상이 거의 변하지 않는 반면, 덴드라이트 형상의 개재물과 각 형상의 개재물은 압연 후 연속적으로 연신된 띠의 형태를 형성하게 됨을 알 수 있다.
Zr은 유화물계 개재물의 형태제어 및 직각방향의 연성을 개선하는 데에 큰 효과가 있다. 왜냐하면, Zr을 첨가하면 유화물계 개재물인 MnS의 주위에 Zr 산화물 이 생성되고, 생성된 Zr 산화물이 MnS를 구 형상의 개재물로 유지시켜, 압연 시 MnS의 연신을 방지할 수 있기 때문이다.
Zr은 함량이 0.01wt% 미만이면 효과가 미비하고, N과의 좋은 반응성으로 인해 질화물로 강화된 강에서는 강도가 저하될 수 있으므로, 이를 고려하여 상한을 0.20wt%로 설정한다. 따라서, 함량을 0.01~0.20wt%로 설정한다.
Al: 0.02~0.05wt%
Al은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 제강 공정에 첨가된다. Al은 함량이 0.02wt% 미만이면 탈산효과가 미흡하고, 0.05wt%를 초과하면 비금속개재물인 Al2O3를 형성하여 충격인성을 저하시킨다. 따라서 함량을 0.02~0.05wt%로 설정한다.
Ca: 0.001~0.005wt%,
Ca는 개재물의 형성을 제어하는 원소로, 인성을 개선하고, 두께방향의 연성을 개선하는 데에 효과가 있다. Ca는 함량이 0.001wt% 미만이면 그 효과가 미흡하고, N과의 좋은 반응성으로 인해 질화물로 강화된 강에서는 강도가 저하될 수 있으므로, 상한을 0.005wt%로 설정한다. 따라서, 함량을 0.001～0.005wt%로 설정한다.
N: 0.006~0.012wt%
N는 질화물을 형성하는 원소로, TiN의 미세석출에 의해 저온인성의 개선에 효과가 있다. N은 함량이 0.006wt% 미만이면 탈산효과가 미흡하고, 0.012wt%를 초과하면 인성을 열화시킨다. 따라서, 함량을 0.006~0.012wt%로 설정한다.
V: 0.02~0.04wt%
V은 냉각 중 탄소와 결합하여 VC탄화물을 형성하여 석출강화 및 결정립 성장 억제에 기여한다. V은 함량이 0.02wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.04wt%를 초과하면 용접성과 인성을 저하시키게 된다. 따라서 함량을 0.02~0.04wt%로 설정한다.
Ni: 0.1~0.7wt%,
Ni은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 따라서, Ni은 함량이 0.1wt% 이상 첨가되는 경우 저온인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 그러나 Ni이 고가인 점을 고려하여 그 상한을 0.7wt%로 설정한다. 따라서, 함량을 0.1~0.7wt%로 설정한다.
Ti: 0.01~0.03wt%
Ti은 질화물을 형성하는 원소로, TiN의 미세석출에 의해 저온인성의 개선에 효과가 있다. Ti은 함량이 0.01wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.03wt%를 초과하면, 인성을 열화시킨다. 따라서 함량을 0.01~0.03wt%로 설정한다.
본 발명은 상기 합금강의 성분들을 포함하고, 나머지는 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세한 혼입도 허용될 수 있다.
상기와 같은 조성을 갖는 강재의 주편은 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음 연속주조공정을 통해 제조되며, 제어압연 및 압연 후 냉각조건의 최적화를 통해 결정립을 미세화할 수 있다.
이하에서는 제어압연 및 압연 후의 냉각에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명에서는, 상기한 조성을 갖는 강재의 주편을 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위해 1100~1200℃에서 소정시간, 예를 들어, 1.5시간~3.5시간 동안 재가열 한다.
재가열 온도는 1100℃보다 낮으면 주편의 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제점이 있고 1200℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도확보가 어렵다.
1100~1200℃의 온도범위에서 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 0~40%인 범위로 열간 압연하여, 동적 재결정에 의한 오스테나이트 결정립 미세화를 유도한다. 동적 재결정은 에너지가 가해진 순간 회복-재결정-결정립성장의 3단계를 거치는 것으로 임계변형량을 넘는 변형을 가하였을 경우 발생한다.
상기 재결정 영역에서의 열간 압연 후, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 50~90%인 범위로 열간 압연하여, 재결정을 일으키지 않고 결정립내에서 페라이트 핵을 다량 발생시켜 열간압연 종료후 미세한 조직이 확보되도록 한다. 상기 누적압하율은 상기 범위보다 높거나 낮으면 압연 후 오스테나이트 결정립의 성장이 진행 되어 최종제품의 인성확보가 곤란해진다.
최종 압연온도 즉, 압연이 종료되는 온도는 770~870℃인 것이 바람직하다. 이는 열간압연을 종료하는 온도가 770℃ 미만이면 초석 페라이트가 일부 석출하여 재질의 이방성을 야기시키는 문제점이 있고, 870℃를 초과하면 항복강도 저하가 발생하기 때문이다.
열간압연 후에는 5~15℃/sec의 냉각속도로 625~675℃까지 수냉한 다음, 상온까지 공냉하는 냉각단계를 거친다. 여기서, 압연후 조직의 대부분이 연신된 오스테나이트이므로 이를 가속냉각하여 침상 페라이트와 베이나이트의 혼합조직으로 조직을 제어해야 한다.
가속냉각속도는 가능한 한 빠른 냉각속도가 유리하나, 5℃/sec 미만이면 결정립 성장이 촉진되어 강도확보가 어렵고, 15℃/sec를 초과하면 베이나이트 분율이 증가하여 충격인성이 저하되는 문제점이 발생한다. 따라서, 상기 문제점 및 실생산 가능성을 고려하여 5~15℃/sec 범위의 냉각속도로 가속냉각하는 것이 바람직하고, 냉각정지온도는 마르텐사이트가 생성되지 않는 정도의 온도인 625~675℃로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 제1 실시예에 기재된 합금조성을 갖는 강재의 주편을 전술한 제어압연 및 압연 후의 냉각을 실시하면, 직각방향 충격인성이 70 J 이상으로 높아지게 되고, 결과적으로 -60℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성의 비율인 충격인성 이방성이 55% 이상인 강재를 얻을 수 있다.
아래의 표 1은 각각의 성분 요소가 다른 본 발명의 발명강과 비교강을 나타 낸 것이다. 표 2는, 표 1과 같은 조성을 갖는 발명강과 비교강들을 전술한 제어압연 및 압연 후 냉각을 실시하고, 그 기계적 성질 및 압연방향 충격인성과 직각방향 충격인성의 비율 및 충격인성 이방성을 나타낸 것이다.
(잔부 Fe, 단위:wt%)
구분 C Si Mn P S V Ni Ti Nb Zr Al Ca N
발명강1 0.07 0.20 1.24 0.025 이하 0.025 이하 0.02 0.7 0.01 0.05 0.06 0.02 0.0025 0.01
발명강2 0.07 0.17 1.47 0.025 이하 0.025 이하 0.02 0.5 0.01 0.05 0.09 0.02 0.0012 0.012
발명강3 0.07 0.344 1.50 0.025 이하 0.025 이하 0.025 0.35 0.03 0.02 0.02 0.05 0.0023 0.009
발명강4 0.06 0.25 1.00 0.025 이하 0.025 이하 0.04 0.15 0.01 0.02 0.01 0.05 0.0049 0.006
비교강1 0.10 0.42 1.53 0.011 0.004 0.051 0.77 - 0.05 - 0.043 0.0028 0.0091
비교강2 0.11 0.40 1.47 0.009 0.003 0.0046 0.70 - 0.05 - 0.02 0.0012 0.012
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 충격인성
(-60℃,J)		 이방성(%)
발명강1 490 540 23 180/105 58
발명강2 520 565 22 151/106 70
발명강3 443 533 23 135/93 69
발명강4 435 515 24 127/89 70
비교강1 454 551 21 101/35 35
비교강2 440 555 22 88/39 44
표 1과 표 2에 의하면, 비교강1 및 비교강2의 경우, Zr의 함량이 0wt%이고, 발명강들에 비해 Si, V, Ni의 함량이 높다.
Zr의 함량이 없기 때문에 MnS의 연신을 방지할 수가 없기 때문에 충격인성 이방성이 50%에도 미치지 못함을 확인할 수 있다.
또한, 비교강1 및 비교강2의 경우, Si의 함량이 0.35wt%를 초과하여 인성이 열화된 것을 확인할 수 있으며, 특히 비교강1의 경우 고가의 원소인 Ni의 함량이 0.7wt%을 초과하였음에도 불구하고, 직각방향 충격인성이 35 J에 불과한 것을 확인할 수 있다.
즉, 비교강1과 비교강2의 결과로부터, 저온에서의 높은 충격인성 이방성을 만족하기 위해서, Ce,Pr,La 과 같은 고가의 희토류 원소를 첨가하지 않고도, Zr과 다른 합금원소들의 함량을 최적화함으로써, 충격인성 이방성이 향상될 수 있음을 알 수 있다.
상기 실험결과로부터, 본 발명과 같이, 합금조성에 있어서는 Ce,Pr,La 과 같은 고가의 희토류 원소를 첨가하지 않고, Zr의 함량과 제어압연 및 압연 후 냉각조건을 최적화하여 MnS의 형상을 제어함으로써, 충격인성 이방성이 현저히 향상된 강재를 제조할 수 있음을 알 수 있다.
(제2 실시예)
한편, 본 발명의 다른 실시예에 의한 강재는, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0.025wt% 이하, S: 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, -40℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성 이방성이 55% 이상이다.
본 발명의 제2 실시예에 추가되는 합금원소들의 기능 및 함량의 한정 이유는 전술한 제1 실시예에서 기재된 합금원소들의 그것과 동일하다. 다만, 제2 실시예에서는 V, Ni, Ti의 함량을 0wt%로 하고, 상기와 같은 함량의 차이를 반영하여 Si의 함량의 상한을 0.25wt%로 제한하였다는 점에서 제1 실시예와 차이가 있다.
이 경우, 상기 제1 실시예와의 합금원소의 함량의 차이에 의해, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건도 다음과 같이 수정된다.
제1 실시예와 마찬가지로, 1100~1200℃에서 소정시간, 예를 들어, 1.5시간~3.5시간 동안 재가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 0~40%인 범위로 열간 압연하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 50~90%인 범위로 열간 압연한다.
여기서, 최종 압연온도 즉, 압연이 종료되는 온도를 750~850℃로 제한한다. 왜냐하면 제2 실시예는 제1 실시예에 비해, 결정립을 미세화하는 합금원소의 중량이 작아서 미재결정 온도영역이 좁아지기 때문에 제2 실시예에서는 최종 압연온도를 제1 실시예에 비해 20℃ 낮출 필요가 있다.
열간압연 이후의 냉각조건은 제1 실시예의 그것과 동일하므로 그 기재를 생략한다.
본 발명의 제1 실시예와 마찬가지로, 본 발명의 제2 실시예에 기재된 합금조성을 갖는 강재의 주편을 전술한 제어압연 및 압연 후의 냉각을 실시하면, 직각방향 충격인성이 70 J 이상으로 높아지게 되고, 결과적으로 -40℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성의 비율인 충격인성 이방성이 55% 이상인 강재를 얻을 수 있다.
본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 설명되었으나 이는 예시적인 것에 불과하며, 본 기술 분야의 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 다른 실시예가 가능함은 물론이고, 본 발명의 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.
도 1은 MnS의 응고 및 압연 후의 형태를 도시한 도이다.

Claims (7)

  1. 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.7wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고,
    -60℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성의 비율인 충격인성 이방성이 55% 이상인 것을 특징으로 하는 강재.
  2. 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고,
    -40℃에서의 압연방향 충격인성에 대한 직각방향 충격인성 이방성이 55% 이상인 것을 특징으로 하는 강재.
  3. 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.7wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강재를
    1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 0% 초과 40% 이하의 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 50~90% 범위가 되도록 열간 압연하고,
    최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 최종 압연온도는 770~870℃인 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  5. 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Zr: 0.01~0.20wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0.001~0.005wt%, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강재를
    1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 0% 초과 40% 이하의 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 50~90% 범위가 되도록 열간 압연하고,
    최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 최종 압연온도는 750~850℃인 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  7. 청구항 3 또는 청구항 5에 있어서,
    상기 소정의 냉각 속도는 5~15℃/sec 인 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
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