KR101249044B1

KR101249044B1 - 방탄성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101249044B1
Application number: KR1020100137201A
Authority: KR
Inventors: 오상만; 이지협; 변상훈; 최인
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-28
Filing date: 2010-12-28
Publication date: 2013-03-29
Also published as: KR20120075154A

Abstract

본 발명은 방탄성이 우수한 고강도 판재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시예는 ⅰ)준비된 용강을 이용하여 MnS를 구상화 시키는 단계; ⅱ) 상기 구상화된 용강을 이용하여 연속주조기에서 연속주조하는 단계; ⅲ) 상기 연속주조에 의하여 중량%로 C: 0.14~0.25%, Si:0.20~0.40%, Mn:0.10~0.50%, P:0보다 크고0.025% 이하, S:0보다 크고0.015% 이하, Sol. Al:0보다 크고 0.01%이하, Mo:0.30~0.45%, Cr:1.2~2.5%, Cu:0보다 크고0.25%이하, Ni:2.0~3.5%, Ti:0보다 크고0.02 이하, N: 0보다 크고50ppm이하, H:0보다 크고0.0002이하이며 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 제조하는 단계; ⅳ) 상기 슬라브를 연속식 가열로에 투입하여 재가열 하는단계; ⅴ) 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계; ⅵ) 상기 열간압연에 의하여 제조된 강판을 열처리하는 단계; 를 포함하는 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

Description

방탄성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 {High strength steel sheet having excellent bulletproof property, and method for producing the same}

본 발명은 방탄성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열간압연 공정과 그 이후의 냉각조건을 최적화하여 제조된 방탄성이 우수한 고강도 강판과 그 제조방법에 관한 것이다

고강도 강판 중에서 두께가 두꺼운 후판의 경우 제품의 두께가 두꺼우면서도 고강도를 발휘하고 아울러 높은 방탄성을 가질 필요가 있다.

이러한 고강도 후판의 경우 제강조건과 연속주조 조건을 적절히 제어하여 내부품질을 유지하면서도 고강도와 고 방탄성을 발휘할 수 있다.

이러한 고강도 후판의 경우 요구되는 특성은 경도가 320~350kG(HB) 범위를 만족하는 것이 바람직하다.

그러나 후판이면서도 이러한 기계적 특성을 갖는 강판은 제강조건과 연속주조 조건을 제어하는 것이 용이하지 않다.

지금까지 알려진 고강도 후판의 경우 고경도층과 고연성층으로 된 두개의 판재를 육성 용접으로 상호 접합한 다층육성용 용접강판이 소개되어 있으나 이들은 하나의 판재가 아니므로 이를 제조하기 용이하지 않고 비용이 많이 든다는 단점이 있다.

또 다른 후판용 고강도 강판으로 알려진 것으로 중량%로 C:0.20~0.25% Cr:0.30~0.80% Mn:0.30~0.60% Si:0.05%를 함유하고, Cu:0.25%이하 N:50ppm 이하 잔부는 Fe 및 기타 불순물로 구성되어진 후판용 강판이 있으나, 이 강판의 경우 HB경도가 290~300 정도로 낮고, 방탄성이 미흡하여 고강도 후판으로 사용이 적합하지 않는 다는 문제점과 제조공정이 길어 생산성이 떨어진다는 문제점이 있다.

강판의 성분을 제어하고 열간압연 및 열간압연 이후의 냉각조건을 최적화함으로써, 방탄성이 우수한 고강도 판재를 제조하는 방법을 제공하고 아울러 이 제조방법에 의하여 제조된 고강도 및 방탄성이 우수한 강판 제공한다.

본 발명의 일 실시예는 ⅰ)준비된 용강을 이용하여 MnS를 구상화 시키는 단계; ⅱ) 상기 구상화된 용강을 이용하여 연속주조기에서 연속주조하는 단계; ⅲ) 상기 연속주조에 의하여 중량%로 C: 0.14~0.25%, Si:0.20~0.40%, Mn:0.10~0.50%, P:0보다 크고0.025% 이하, S:0보다 크고0.015% 이하, Sol. Al:0보다 크고 0.01%이하, Mo:0.30~0.45%, Cr:1.2~2.5%, Cu:0보다 크고0.25%이하, Ni:2.0~3.5%, Ti:0보다 크고0.02%이하, N: 0보다 크고 0.005%이하, H:0보다 크고 0.0002%이하이며 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 제조하는 단계; ⅳ) 상기 슬라브를 연속식 가열로에 투입하여 재가열 하는단계; ⅴ) 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계; ⅵ) 상기 열간압연단계에서 제조된 강판을 절단하는 단계; ⅶ) 상기 절단 단계에서 절단된 강판을 2차 재가열한 후 열처리하는 단계; 를 포함하는 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일 실시예에서 상기 구상화 단계는 상기 용강에 Ca-Si를 1.0~1.3Kg/용강-ton을 투입하여 MnS를 구상화하는 것이 바람직하다.

또한 상기 연속주조단계에서 상기 슬라브는 0.85~0.95M/분의 속도로 연속주조하는 것이 바람직하다.

그리고 상기 재가열 단계에서, 상기 연속식 가열로는 제1 내지 제3 가열대와 균열대로 이루어진 연속식 가열로를 사용하는 것이 바람직하고, 상기 연속식 가열로에서 제1가열대는 1080± 30℃, 제2가열대는 1130± 20℃, 그리고 제3가열대는 1190± 30℃에서 상기 슬라브를 가열하고 상기 균열대에서 1200± 30℃로 균열한 다음 추출온도를 1170± 30℃에서 슬라브를 추출하는 것이 바람직하다.

또한 상기 슬라브를 균열할 경우 재로시간은 150~170분인 것이 바람직하다.

그리고 상기 열연단계에서, 상기 슬라브는 압하율 40%로 압연을 실시하고, 사상압연의 종료온도는 750~850℃인 것이 바람직하다.

또한 상기 열처리 단계에서, 상기 열처리는 제조된 강판에 대하여 제1차 담금질 열처리와 제2차 뜨임 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

여기사 제1차 담금질은 850~910℃에서 1.3t + 30(여기서 t=제품 두께)분 동안 실시하는 것이 바람직하며, 제2차 뜨임은 580℃에서 2t + 50분(여기서 t=제품 두께)동안 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명의 또 다른 일 실시예는 중량%로 C: 0.14~0.25%, Si:0.20~0.40%, Mn:0.10~0.50%, P:0보다 크고0.025% 이하, S:0보다 크고0.015% 이하, Sol. Al:0보다 크고 0.01%이하, Mo:0.30~0.45%, Cr:1.2~2.5%, Cu:0보다 크고0.25%이하, Ni:2.0~3.5%, Ti:0보다 크고 0.02%이하, N: 0보다 크고 0.0050%이하, H:0보다 크고0.0002%이하이며 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 복합조직을 포함하는 강판으로서 방탄성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강판은 방탄성이 우수하고 아울러 고강도를 발휘하여 단일 강재로 후판을 제공하는 기술적 효과 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 강판의 제조방법은 이러한 제강조건과 연속주조 조건을 적절히 제어하여 내부품질을 유지하면서도 고강도와 방탄성을 발휘할 수 있는 기술적 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 비교예4에 따라 제조된 강판의 조직사진이다.
도 2는 본 발명의 비교예2에 따라 제조된 강판의 조직사진이다.
도 3은 본 발명의 발명예4에 따라 제조된 강판의 조직사진이다.

여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.

다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.

또한 본 발명에서 성분원소의 화학조성에 대한 표시는 특별한 설명이 없는 한 모두 중량%를 의미한다.

이하에서는 본 발명의 실시예를 상세하게 설명한다. 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 일 실시예에 따른 방탄성이 우수한 고강도 강판은 중량%로 C: 0.14~0.25%, Si:0.20~0.40%, Mn:0.10~0.50%, P:0보다 크고0.025% 이하, S:0보다 크고0.015% 이하, Sol. Al:0보다 크고 0.01%이하, Mo:0.30~0.45%, Cr:1.2~2.5%, Cu:0보다 크고0.25%이하, Ni:2.0~3.5%, Ti:0보다 크고0.02 이하, N: 0보다 크고50ppm이하, H:0보다 크고0.0002이하이며 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하에서는 이와 같이 고강도 강판의 화학조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다.

먼저 탄소(C)에 대하여 설명한다. 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소로서, 후판압연중 강의 조직내에서 퍼얼라이트(Pearlite) 분율을 증가시켜 강도 및 경도를 증가시킨다. 그러나, 과잉 첨가되면 모재의 냉각종료후 또는 냉각후 발생하는 침상형 마르텐사이트(Lath Martensite), 상부베이나이트(Upper Bainite), 세멘타이트(Cementite) 등의 경화조직을 형성하여, 모재 및 용접부 인성을 열화시키므로, 그 함유범위를 C: 0.14~0.25%로 설정하는 것이 바람직하다.

규소[Si]는 탄화물을 형성하여 페라이트(Ferrite)상에 고용해서 경도, 탄성한계, 및 인장강도를 높이는 역할을 하는 원소로서, 그 함량이 0.40% 이상인 경우에는 페라이트 분율감소 및 비금속개재물(Nonmetallic Inclusion) 과다 형성으로 인성이 저하되고 소성가공성도 악화되므로 상한은 0.40%로 설정하는 것이 바람직하다. 그러나, 조직열화에 의한 인장강도감소를 보상하기 위해서는, 0.20% 이상을 함유해야 하므로, Si 함량은 0.20~0.40%로 설정하는 것이 바람직하다.

망간[Mn]은 강중에 탄화물(Mn₃C)을 형성하여 결정립성장을 억제하고 조직을 미세화하는 원소이다. 또한, 망간(Mn)은 오스테나이트 영역을 확대시키는 원소로서, Ar3온도를 강화하여 제어압연의 영역을 확대시킴으로써, 압연에 의한 입자를 미세화하여 인성 및 강도의 향상에 기여한다. 그러나, 망간(Mn)은 0.10%미만으로 첨가되면, 2상(페라이트+펄라이트) 형성이 부족하여 강도향상에 기여하지 못하게 되며, 0.40%이상으로 과량첨가시 오히려 강중 황(S) 등과 결합해 MnS 등의 개재물을 형성하여 용접부 충격인성 및 내부품질을 열화시키므로, 0.10~0.40%로 첨가하는 것이 바람직하다.

인[P]은 강중에 Fe₃P를 형성하여 충격저항을 감소시키고, 이로 인하여 상온 및 저온취성을 유발하여 충격인성을 해치는 원소이다. 또한, 인(P)은 고온에서도 쉽게 확산되지 않아 압연시 형성된 밴드구조(BAND STRUCTURE)가 길이방향으로 연신되어 강판의 내부품질을 열화시키며, 한냉지에 적합한 저온인성을 확보하기 위해서는, 그 함유량을 0.025% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S)은 강중에서 MnS, Fe₃P 등의 개재물에 의한 편석대를 형성하여 강판을 물성을 취화시키고, 저온인성 및 용접성을 저하시키므로, 그 함량을 0.015%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)은 강탈산제로서, AlN을 석출하여 결정립을 미세화하는 효과를 나타낸다. 그러나, 알루미늄(Al)을 과잉첨가하면 수지상의 탄화물을 형성하여 강을 취약하게 만들고, 연주 슬라브의 표면크랙을 발생시키며 충격인성을 저해하므로, So. Al은 0.01% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo)은 0.45% 이상 첨가하면 압연시 입계에 편석된 석출물이 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화하여 강도를 확보하는 역할을 한다. 그러나, 몰리브덴(Mo)은 0.30% 이하로 첨가되면 용접부 충격인성을 저해하므로, 그 함유량의 상한은 0.45%로 제한하는 것이 바람직하므로 그 함유량은0.30~0.45%로 제어하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr)은 강의 조직을 치밀화시켜 고강도를 발휘하고 아울러 내식성을 향상시키는 작용을 한다. 그러나 크롬(Cr)은 1.2% 이하로 첨가할 경우 내식성이 부족하고 2.5% 이상으로 첨가할 경우 강재의 취약성을 유발시키므로 그 함유 범위를 1.2~2.5%로 제어하는 것이 바람직하다.

구리(Cu)는 0.25% 이상 첨가되면, 고용강화효과를 나타내어 강의 강도, 경도 및 내식성을 증가시킨다. 그러나, 구리(Cu)는 과잉첨가하면 열간가공시 철(Fe) 보다 산화속도가 낮아 표면에 산재되어 내부로 침투하여 적열취성을 일으키므로, 그 함량의 상한은 0.25% 로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni)은 강의 조직을 미세화시키고 오스테나이트(Austenite) 또는 페라이트(Ferrite)에 고용되어 기지를 강화시키며, 저온에서 인성을 향상시켜 저온취성을 방지하는 성분이다. 이와 같은 니켈(Ni)에 의한 작용효과를 얻기 위해서는 그 함유량을2.0~3.50%의 범위로 제어하는 것 바람직하다. 그리고 니켈(Ni)은 과잉으로 첨가되면 적열취성을 유발하므로, 그 함유량의 상한은 3.50%로 제한하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)은 강의 응고과정에서 미세한 탄화물 및 질화물을 형성하여 오스테나이트의 결정립성장을 억제하고, 페라이트를 미세화하는 역할을 하는 원소이다. 그러나, 티타늄(Ti)은 강중에 함유량이 높아지면, 질화물(TiN) 을 형성하고 석출입자를 조대화한다. 또한 티타늄(Ti)은 질화물에 비하여 조대하게 석출되는 탄화물(TiC)를 석출하여 오스테나이트의 결정립성장을 억제하기 어렵고 입계에 석출된 TiC로 인해 조직이 취화되는 원인이 된다. 따라서 티타늄(Ti)은 그 함유량의 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 티타늄(Ti)은 소량으로 첨가할 경우 TiN의 석출이 어렵기 때문에, 그 하한값을 0.02%로 제어하는 것이 바람직하다.

질소(N)는 강중에서 개재물을 발생시켜 강의 내부품질 및 용접시 가공성을 저해하므로 낮게 관리하는 것이 바람직하므로 그 함유량을 20ppm이하로 제어하는 것이 바람직하다.

수소(H)는 강중에 포함되어 수소취화를 균열을 발생하므로 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하므로 그 상한값은 0.0002 %로 제어한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 강판은 이상의 원소 성분 이외에 나머지는 철( Fe)이고 기타 불가피한 불순물이 함유된다.

이하에서는 상술한 고강도 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

먼저 제강공정에서 준비된 용강에 대하여 탈린을 위해 탈린로에서 취련한 다음 구상화처리를 실시한다.

제강공정은 준비된 용강에 생석회(CaO)를 투입하여 염기도(CaO/SiO2)는 4.0~5.0으로 적정치로 조절한 다음 불활성가스(아르곤:Ar)을 취입하여 교반하면 용강중의 황(S)은 대부분 분리부상된다. 용강중에 일부 잔류하는 황(S)은 강재중에 MnS 개재물을 형성하여 열간압연시 압연방향으로 길게 연신되어 저온시 충격인성을 열화시키는 원인이 된다.

따라서 이를 방지하기 위해, MnS개재물을 구상화시키는 작업을 한다. 구상화처리는 Ca계 구상화제인 Ca-Si를 1.0~1.3Kg/용강-ton을 투입하는 것이 바람직하다. 그 이유는, Ca-Si의 투입량이 1.0Kg/용강-ton 미만인 경우에는 구상화 효과가 없고, 1.3Kg/용강-ton이상인 경우에는 오히려 산화물계 개재물의 양이 증가되기 때문이다.

이와 같이 구상화된 용강을 통상의 진공설비에서 20~25분 환류시킨 다음, 연속주조법을 이용해 강 슬라브를 제조한다.

이때 연속주조기에서의 주조속도는 중심편석을 최대로 저감하기 위해 0.85~0.95M/분으로 설정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 강 슬라브 주조시 주조속도가 0.85M/분 미만인 경우에는 연속주조시 설비사양상 제어가 불가능하고, 0.95M/분 이상인 경우에는 슬라브 중심부에 편석이 증가하여 강재의 내부에 품질불량이 증가하기 때문이다.

이와 같이 제조된 슬라브의 조성은 중량%로 C: 0.14~0.25%, Si:0.20~0.40%, Mn:0.10~0.50%, P:0보다 크고0.025% 이하, S:0보다 크고0.015% 이하, Sol. Al:0보다 크고 0.01%이하, Mo:0.30~0.45%, Cr:1.2~2.5%, Cu:0보다 크고0.25%이하, Ni:2.0~3.5%, Ti:0보다 크고0.02 이하, N: 0보다 크고50ppm이하, H:0보다 크고0.0002이하이며 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

다음은 제조된 슬라브를 이용하여 고강도 강판으로 압연하는 공정을 설명한다.

제조된 슬라브(예를 들어200 ~ 300mm두께의 슬라브)를 연속식 가열로에 투입하여 재가열한다. 이때 연속식 가열로는 제1~제3 가열대와 균열대로 형성되며, 제1 가열대에서 균열대로 가면서 점차 온도가 높아 진다. 즉 연속식 가열로에 장입된 슬라브는 제1가열대에서 1080± 30℃, 제2가열대에서는 1130± 20℃, 그리고 제3가열대에서는 1190± 30℃로 가열된 다음 균열대에서 1200± 30℃로 충분히 균열 한 다음 재로시간을 150분~170분 정도로하고 추출온도를 1170± 30℃에서 슬라브를 추출한다. 여기서 재로시간은 연속식 가열로에서 슬라브를 장입한 시간부터 슬라브를 추출할 때 까지 소요되는 시간을 의미한다.

이와 같이 슬라브를 연속식 가열로에서 재결정온도 이상의 온도로 가열하는 것은 이 온도 범위에서 재가열하여 강중에 탄질화물을 석출시킨 다음 냉각된 이후에 페라이트(Ferrite)의 입자가 미세화되어 강판의 강도를 확보할 수 있다. 따라서 슬라브의 재가열 온도는 1080 ~ 1200± 30℃정도의 고온으로 설정하는 것이 바람직 하다. 만약 슬라브의 재가열에 의한 균열온도가 1080± 30℃ 미만인 경우에는 슬라브가 재결정화 되기에 불충분하지 않고, 1200± 30℃ 이상인 경우에는 압연중 온도제어를 위한 압연대기 시간이 길어지므로 생산성이 떨어져서 바람직하지 않다.

연속식 가열로에서 추출된 슬라브에 대하여 바로 열간압연을 실시한다. 열간압연은 압하율 40%로 압연을 실시하고, 사상압연의 종료온도는 750~850℃의 범위가 되도록 유지하면서 열간압연을 실시한다. 사상압연을 종료한 열간압연된 강판은 뚜께가 15 ~ 150mm 정도이고 이러한 강판은 적당한 길이로 절단한 다음 절단된 상태로 후속 공정을 실시한다.

여기서 열간압연의 사상압연종료온도가 750~850℃로 유지하는 것은 만약 이 온도 범위를 벗어날 경우 압연종료시의 목표온도를 확보하기 곤란하기 때문이다.

이상과 같은 슬라브 가열과 열간압연의 조건으로 적용하여 열간압연한 강판은 압연후에 재결정을 일으키지 않고, 오스테나이트가 냉간가공적으로 변형해서 오스테나이트 결정립내 변형대가 형성되며, 그로 인해 결정립내에 페라이트 핵생성 싸이트를 다량 발생시켜 압연종료후 미세한 조직을 확보할 수 있게

이상과 같이 열간압연하여 제조된 강판에 대하여 계속해서 2차 재가열과 제1차 및 제2차 열처리를 실시한다. 이러한 2차 재가열과 제1차 및 제2차 열처리는 하나의 공정상에서 연속적으로 실시한다.

먼저 2차 재가열은 열간압연된 강판을 가열로에 장입한 다음 850~910 ℃의 범위로 서서히 가열하여 강판의 내외부 온도가 균일하게 되게 한다.

이와 같이 2차 재가열이 된 상태에서 제1차열처리를 실시한다. 제1차 열처리는 담금질 열처리(Quenching)로서 850~910℃로 균일하게 가열된 강판에 냉각수를 급속히 분사하여 담금질 열처리를 행하며 이때 열처리 시간은 1.3t + 30분(여기서 t=제품 두께(mm))이 바람직하다. 이와 같은 제1차 열처리 조건에 의하여 강판의 조직은 마르텐사이트 조직으로 상변태하게 된다. 그리고 제1차 열처리에 의하여 급냉시키는 조건은 강판을 560~580℃의 온도범위까지 5~7℃/sec의 속도로 가속냉각시킨다.

여기서, 강판의 냉각조건을 560~580℃로 설정한 이유는, 상기 온도범위이상일 경우에는 필요한 고강도와 경도 확보하기 어렵기 때문이다. 또한, 상기 냉각속도가 7℃/sec 보다 빠르면 베이나이트 분율이 증가하여 강도상승효과에 기여하나 저온충격인성이 열화되고, 5℃/sec보다 느리면 결정립성장이 촉진되어 강도와 경도가 저하되므로 바람직하지 못하다. 이상과 같은 냉각조건에 따르면 제조된 강판은 압연후 결정립성장을 억제할 수 있고 잔류 오스테나이트를 베이나이트로 상변태시켜 고강도를 확보할 수 있게 된다.

다음 제1차 열처리가 종료된 강판에 대하여 연속적으로 제2차 열처리를 실시하며 이러한 제2차 열처리는 뜨임 열처리(Tempering)이다. 이러한 제2차 열처리는 560~580℃에서 뜨임 열처리를 행하며 이때 열처리 시간은 2t + 50분(여기서 t=제품 두께(mm))이 바람직하다. 이와 같이 제2차 열처리를 하는 것은 제1차 담금질 열처리에 의하여 강판의 조직이 불안정한 것을 안정화하고 뜨임 취성을 방지하기 위한 것으로 이러한 제2차 열처리에 의해 강판의 조직은 강도와 인성을 향상시킬 수 있는 조직으로 된다.

이상과 같은 제어압연이 종료된 강판은 제2차 열처리로에서 추출하여 공냉을 시킨다

이상과 같은 제조공정에 의하여 제조됨 강판은 방탄특성이 우수하고 고강도 및 고경도 그리고 충분한 인성을 가질 수 있게 된다.

이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 이러한 실험예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

<실험예>

하기 표 1과 같은 조성을 목표로 제조된 용강을 탈린로에서 취련한 후 Ca-Si를 1.3kg/용강-ton 투입하여 MnS개재물 구상화처리를 실시한다.

그 다음 이 용강을 진공설비에서 25분 환류하여 탈가스 처리한 다음, 0.85M/분의 속도로 연속주조하여 두께가 250~300mm인 강 슬라브를 제조한다.

이때 제조된 슬라브의 조성은 아래 표1과 같다.

구분	강성분(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Sol_Al	Cu	Cr	Ni	Mo	Ti	N(ppm)	H(ppm)
비교예1	0.10	0.15	0.10	0.025	0.015	0.01	0.25	0.80	1.0	0.10	0.01	20	20
비교예2	0.13	0.18	0.30	0.025	0.015	0.01	0.20	1.00	1.5	0.20	0.015	20	20
발명예1	0.14	0.20	0.20	0.025	0.013	0.01	0.25	1.30	2.0	0.30	0.02	20	20
발명예2	0.15	0.20	0.25	0.020	0.015	0.01	0.20	1.50	2.5	0.40	0.02	20	20
발명예3	0.16	0.20	0.23	0.025	0.013	0.01	0.23	1.60	3.0	0.40	0.02	20	20
발명예4	0.15	0.25	0.25	0.025	0.015	0.01	0.25	1.70	3.0	0.45	0.015	20	20
발명예5	0.20	0.30	0.30	0.025	0.015	0.01	0.25	1.80	3.0	030	0.02	30	20
발명예6	0.14	0.20	0.20	0.025	0.013	0.01	0.25	1.30	3.5	0.35	0.02	20	20
발명예7	0.16	0.25	0.20	0.025	0.015	0.01	0.25	1.40	3.5	0.35	0.02	20	20
발명예8	0.18	0.30	0.30	0.025	0.015	0.01	0.25	1.60	3.5	0.40	0.02	20	20
발명예9	0.20	0.30	0.40	0.025	0.015	0.01	0.25	1.80	3.5	0.45	0.02	20	20
발명예10	0.25	0.40	0.50	0.025	0.015	0.01	0.25	2.50	3.5	0.45	0.02	20	20
발명예11	0.25	0.40	0.50	0.025	0.015	0.01	0.25	2.50	3.5	0.45	0.02	20	20
비교예3	0.35	0.40	0.65	0.025	0.015	0.02	0.25	3.50	5.0	0.65	0.03	20	20
비교예4	0.20	0.30	0.60	0.025	0.015	0.01	0.25	0.50	-	-	0.04	20	20

상기 표1과 같은 조성을 갖는 슬라브에 대하여 아래 표2와 같은 조건으로 연속식 가열로에서 균열하고 열간압연하여 두께 18~70mm로 열단압연한다. 그리고 이와 같이 열간압연한 강판을 길이 방향으로 절단하고, 이어서 이와 같이 절단된 각 강판에 대하여 아래와 같은 조건으로 후속 열처리를하여 제품을 제조하였다.

구 분	가열대 온도(℃)			균열대(℃)	추출온도(℃)	재로시간(분)	열처리 조건(℃)
구 분	1가열대	2가열대	3가열대	균열대(℃)	추출온도(℃)	재로시간(분)	1차 열처리 온도(Q)	2차 열처리온도(T)	냉각방법
비교예1	1050	1090	1130	1180	1150	130	820		공냉
비교예2	1060	1100	1140	1190	1160	130	840		공냉
발명예1	1070	1110	1160	1200	1180	150	850	580	공냉
발명예2	1080	1120	1170	1200	1190	160	880	580	공냉
발명예3	1090	1130	1180	1210	1190	170	900	580	공냉
발명예4	1100	1140	1190	1220	1200	170	910	580	공냉
발명예5	1100	1140	1200	1230	1200	170	910	580	공냉
발명예6	1110	1150	1210	1230	1200	170	910	580	공냉
발명예7	1110	1150	1210	1230	1200	170	910	580	공냉
비교예3	1130	1170	1250	1260	1230	190	930	600	공냉
비교예4	1170±20			1190±20	1150±20	130	850		공냉

상기 표2와 같은 조건으로 균열 및 압연 그리고 열처리한 강판에 대하여 경도와 충격시험 그리고 방탄성시험을 실시하고 그 결과를 아래 표3에 나타내었다.

구 분	경도(HB)	충격시험	방탄성시험	결과
기준	305~350	53<	양호	합격
비교예1	302	132	일부돌출	방탄성미흡,경도불량
비교예2	310	139	미세부분 돌출	방탄성보통,경도하한
발명예1	325	154	양호	합격
발명예2	331	159	양호	합격
발명예3	334	164	양호	합격
발명예4	337	169	양호	합격
발명예5	341	170	양호	합격
발명예6	344	175	양호	합격
발명예7	348	180	양호	합격
비교예3	352	187	양호	방탄성은 기준이내이나, 경도기준이 불합격
비교예4	298	119	관통 및 일부돌출	경도,방탄성 미흡으로 불합격

여기서 경도시험은 브리넬경도시험기를 이용하여 3점 측정후 평균값으로 경도값을 결정하였다. 그리고 충격시험은 샤르피 충격시험기를 이용하였고 충격시험편을 규격에 따라 3개를 가공하여 액체질소 탱크에서 KS 규격에서 요구한 온도로(-80℃, 20분)처리한 다음 로보트로 즉시 꺼내어 샤르피 충격시험기로 3회 측정한 다음 평균값을 표시하였다.

그리고 방탄시험은 제조된 강판을 50*300*1000mm로 절단하여 시험편을 제작하였으며, 이 시험편을 25M 거리에 위치 시킨 다음 총탄을 발사하여 총탄이 시험편을 관통하는지 여부에 따라 합격과 불합격으로 판정하였다. 방탄시험은 시험편에 탄환이 박혀있거나 통과하지 못하면 합격되고, 탄환이 통과할 경우 불합격처리하였다.

이와 같이 제조된 강판의 조직사진을 도1 내지 도3에 나타내었다.

도1의 경우 종래의 경우인 비교예4에 따라 제조된 강판으로서 마르텐사이트 조직으로 경도 조건은 일부 만족하지만 인성이 떨어져 방탄성이 불량하게 나타났다. 다음 도 2는 비교예2에 따라 제조된 강판의 조직사진으로서 마트텐사이트와 페라이트가 혼합된 조직으로 강도도 300HB로 기준에 미달할 뿐만이 아니라, 열처리후의 인성과 연성도 부족하게 나타났다.

그러나 도 3과 같이 본 발명의 발명예4에 따라 제조된 강판의 조직사진은 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합조직을 같고 있으며, 강도 조건도 만족할 뿐만이 아니라 열처리후의 뜨임 처리로 인성이 부여되어 방탄성이 우수한 효과를 나타내고 있다.

그리고 상기 표 3에 나타난 바와 같이, 비교예1, 2, 3의 경우에는 강판의 조성범위가 본 발명의 범위 밖에 있어서 경도가 떨어지거나 경도가 너무 높아 방탄성이 떨어지는 결과를 발생하였다.

그러나 발명예1~7의 경우 강판의 성분 및 제조공정의 압연 및 열처리 조건을 모두 만족하여, 기계적 경도와 충격인성 및 방탄성이 우수하게 나타났다.

그리고 비교예4는 종래의 방탄용 강판을 나타낸 것으로 강판의 조성과 열처리 공정이 본발명의 조건과 다르기 때문에 강도나 방탄성 특성이 좋지 않아 요구하는 수준을 만족시킬 수 없었다.

이상과 같이 본 발명의 일 실시예를 앞서 기재한 바에 따라 설명하였지만, 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 한, 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것을 본 발명이 속하는 기술 분야에 종사하는 자들은 쉽게 이해할 것이다.

Claims

준비된 용강을 이용하여 MnS를 구상화 시키는 단계;
상기 구상화된 용강을 이용하여 연속주조기에서 연속주조하는 단계;
상기 연속주조에 의하여 중량%로 C: 0.14~0.25%, Si:0.20~0.40%, Mn:0.10~0.50%, P:0보다 크고0.025% 이하, S:0보다 크고0.015% 이하, Sol. Al:0보다 크고 0.01%이하, Mo:0.30~0.45%, Cr:1.2~2.5%, Cu:0보다 크고0.25%이하, Ni:2.0~3.5%, Ti:0보다 크고 0.02%이하, N: 0보다 크고 0.005%이하, H:0보다 크고0.0002%이하이며 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 제조하는 단계;
상기 슬라브를 연속식 가열로에 투입하여 재가열하는단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연단계에서 제조된 강판을 절단하는 단계;
상기 절단 단계에서 절단된 강판을 2차 재가열한 후 열처리하는 단계;
를 포함하는 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 구상화 단계에서 상기 용강에 Ca-Si를 1.0~1.3Kg/용강-ton을 투입하여 MnS를 구상화하는 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 연속주조단계에서 상기 슬라브는 0.85~0.95M/분의 속도로 연속주조하는 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 재가열 단계에서, 상기 연속식 가열로는 제1 내지 제3 가열대와 균열대로 이루어진 연속식 가열로인 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제4항에서 있어서,
상기 연속식 가열로에서 제1가열대는 1080 ± 30℃, 제2가열대는 1130 ± 20℃, 그리고 제3가열대는 1190 ± 30℃에서 상기 슬라브를 가열하고 상기 균열대에서 1200 ± 30℃로 균열한 다음 추출온도를 1170 ± 30℃에서 슬라브를 추출하는 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 슬라브의 균열에 따른 재로시간이 150~170분인 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 열간압연단계에서, 상기 슬라브는 압하율 40%로 압연을 실시하고, 사상압연의 종료온도는 750~850℃인 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 열처리 단계에서, 상기 열처리는 절단된 강판에 대하여 제1차 담금질 열처리와 제2차 뜨임 열처리를 실시하는 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제8항에 있어서,
상기 제1차 담금질은 850~910℃에서 1.3t + 30(여기서 t=제품 두께(mm))분 동안 실시하는 것인 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제8항에 있어서,
상기 제2차 뜨임은 580℃에서 2t + 50분(여기서 t=제품 두께mm)동안 실시하는 것인 방탄성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
중량%로 C: 0.14~0.25%, Si:0.20~0.40%, Mn:0.10~0.50%, P:0보다 크고0.025% 이하, S:0보다 크고0.015% 이하, Sol. Al:0보다 크고 0.01%이하, Mo:0.30~0.45%, Cr:1.2~2.5%, Cu:0보다 크고 0.25%이하, Ni:2.0~3.5%, Ti:0보다 크고 0.02%이하, N: 0보다 크고 0.005%이하, H:0보다 크고 0.0002%이하이며 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 복합조직을 포함하는 강판으로서 방탄성이 우수한 고강도 강판.