KR101665813B1 - 저온 인성이 우수한 초고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 인성이 우수한 초고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 건축구조물, 기계구조물 등의 소재로 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온 인성이 우수한 초고강도 강재 및 그 제조방법 {UTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND MATHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 건축구조물, 기계구조물 등의 소재로 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 국내외 건축물이나 기계구조물 등은 초대형화 추세가 진행됨에 따라 초고강도 및 고인성을 갖는 강재의 개발이 요구되고 있다. 위와 같은 구조물 등에 고강도강을 사용하게 되면 높은 허용 응력을 가지기 때문에 초대형 구조물을 합리화, 경량화할 수 있어 경제적인 제작이 가능할 뿐만 아니라, 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 절단이나 천공 등 기계가공과 용접 작업이 용이한 장점이 있다.
그러나, 강재는 강도가 증가할수록 강재의 저온 인성 특성과 같은 성질은 저하되는 것이 일반적이기 때문에, 고강도를 갖는 구조용 강재는 저온인성 특성이 취약한 것이 대부분이다. 저온 인성은 극저온에서 강재가 얼마나 취성 파괴를 일으키지 않는가의 척도로서, 통상적으로 샤르피 충격시험에 의한 흡수 에너지를 그 척도로 삼는 경우가 많다.
저온 인성이 취약한 강재를 극한지 등에서 사용할 경우, 강재에 쉽게 취성파괴가 일어나기 때문에 사용 가능한 환경이 제약될 수 밖에 없다. 이에, 구조용 강재는 고강도를 가질 뿐만 아니라 우수한 저온인성이 가질 필요가 있는 것이다.
한편, 강재의 인장강도를 950MPa 이상으로 확보하기 위한 방안을 제시하는 특허문헌 1에서는, 강재의 성분과 압연조건을 적절히 조절함으로써 고강도를 도모하는 방안을 제시하는데, 특히 마르텐사이트 체적분율을 60% 이상 확보하고, 템퍼링시 안정된 Cu-Ti-V 복합 석출물에 의한 강화로 고강도 및 저온 인성을 확보하고자 하고 있다.
그러나, 특허문헌 1을 포함한 기존의 석출 경화를 이용한 기술들은 고가의 합금원소를 첨가하여 제품의 원가 상승을 가져올 뿐만 아니라, 압연 후 열처리 공정을 거쳐야 하므로, 납기를 지연시키고 생산 원가가 상승하고, 생산성이 저하하는 등의 문제가 있다.
일본 등록특허 제3244981호
본 발명의 일 측면은, 강의 성분조성 및 제조조건을 제어하여 미세조직을 최적화함으로써 저온 인성이 우수하면서 초고강도를 갖는 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 망간(Mn): 2.5% 초과~2.9% 이하, 실리콘(Si): 0.01~0.6%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 보론(B): 15~40ppm, 질소(N): 15~150ppm, 칼슘(Ca): 60ppm 이하와, 구리(Cu): 0.01~1.0%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 크롬(Cr): 0.05~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~1.0% 및 바나듐(V): 0.005~0.3%로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직이 래스(lath) 베이나이트 및 래스(lath) 마르텐사이트 복합조직을 포함하는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃ 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 베이나이트 변태 개시온도(Bs)+50℃ 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 5~20℃/s의 냉각속도로 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 초고강도를 가질 뿐만 아니라, 저온 충격인성이 우수한 강재를 제공할 수 있으며, 상기 본 발명의 강재는 강도 및 인성이 동시에 요구되는 구조물 등의 소재로서 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명 일 실시예에 따른 발명예의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명 일 실시예에 따른 발명예의 래스(lath) 베이나이트 체적 분율에 따른 베인입계분율(fbain)의 변화를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명 일 실시예에 따른 발명예의 래스(lath) 베이나이트 체적 분율에 따른 충격인성의 변화를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 구조용 강재로서 초고강도 및 저온 인성을 동시에 확보할 수 있는 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분조성 및 제조조건을 제어하여 강도 및 저온 인성을 확보하는데 최적화된 미세조직을 제어할 수 있으며, 이로 인해 목표로 하는 물성을 갖는 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온 인성이 우수한 초고강도 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 망간(Mn): 2.5% 초과~2.9% 이하, 실리콘(Si): 0.01~0.6%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 보론(B): 15~40ppm, 질소(N): 15~150ppm, 칼슘(Ca): 60ppm 이하와, 구리(Cu): 0.01~1.0%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 크롬(Cr): 0.05~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~1.0% 및 바나듐(V): 0.005~0.3%로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명의 강재 성분조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.04~0.08%
본 발명에서 탄소(C) 기지에 래스(lath) 베이나이트 및 래스(lath) 마르텐사이트 복합조직을 형성시키고, 형성되는 래스(lath) 베이나이트의 분율을 결정하는데에 가장 중요한 원소로서, 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있다.
이러한 C의 함량이 0.04% 미만이면 경화능이 감소하게 되어 래스(lath) 마르텐사이트의 분율이 저하하여 인장강도의 하락을 초래하는 문제가 있으며, 반면 C의 함량이 0.08%를 초과하게 되면 오히려 경화능이 증대되어 래스(lath) 마르텐사이트의 분율이 급격히 증가함에 따라 저온 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.04~0.08%로 제어하는 것이 바람직하다.
Mn: 2.5% 초과~2.9% 이하
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키며 경화능 향상에 유용한 원소이므로 2.5%를 초과하여 첨가될 필요가 있다. 그러나, 이러한 Mn의 함량이 2.9%를 초과하게 되면 경화능의 과도한 증가로 래스(lath) 마르텐사이트 분율이 급격히 증가함에 따라 저온 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 2.5% 초과~2.9% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.01~0.6%
실리콘(Si) 용강을 탈산하는 탈산제로 사용되며, 강도 향상 효과가 있어 유용한 원소이나, 그 함량이 0.6%를 초과하게 되면 저온 인성을 저하시키며, 동시에 용접성도 악화시키는 문제가 있다. 또한, 그 함량이 0.01% 미만이면 탈산효과가 불충분하게 되는 문제가 있으므로, 그 함량이 0.01~0.6%로 제한하는 것이 바람직하다.
다만, 상기 Si은 도상 마르텐사이트(M&A)의 안정성을 높이는 원소로서, 용접부에 C의 함량이 적은 경우라도 다량의 도상 마르텐사이트 상을 형성시킬 수 있어 용접부 인정 저하를 초래하는 문제가 있다. 따라서, 보다 유리한 Si의 범위는 0.1~0.4%인 것이 바람직하다.
Al: 0.005~0.5%
알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 이를 위해서는 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐막힘을 야기하는 문제가 있으며, 또한 고용된 Al은 용접부에 도상 마르텐사이트를 형성시킬 수 있어 용접부 인성 저하의 결과를 초래한다.
따라서, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.005~0.5%로 제어함이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.1%
니오븀(Nb)은 TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 강의 제조에 있어서 가장 중요한 원소로서, NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시키는 역할을 한다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb은 오스테나이트의 재결정을 억제할 뿐만 아니라, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 이외에도, 본 발명에서는 조압연 후 슬라브가 냉각될 때 낮은 냉각 속도로도 베이나이트를 형성하게 할 뿐만 아니라, 최종 압연 후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 크게 높여 낮은 속도의 냉각에서도 래쓰(lath) 마르텐사이트 생성을 촉진하는 역할도 한다.
상술한 효과들은 충분히 확보하기 위해서는 0.005% 이상으로 Nb을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.1%를 초과할 경우에는 강재 모서리(에지, edge)에 취성 크랙을 야기할 가능성이 커지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Nb의 함량은 0.005~0.1%로 제어함이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.1%
티타늄(Ti)은 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온 인성을 크게 향상시킬수 있으므로, 그 효과를 충분히 발현시키기 위해서는 0.005% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출로 인해 저온 인성이 저하되는 문제점이 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.005~0.1%로 제어함이 바람직하다.
P: 0.02% 이하
인(P)은 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격 인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 제강공정의 부하를 고려하여 0%르 초과하여 포함될 수 있다.
S: 0.01% 이하
황(S)은 MnS 등을 형성하여 충격 인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 제강공정의 부하를 고려하여 0%르 초과하여 포함될 수 있다.
B: 15~40ppm
보론(B)은 저가의 첨가원소로 미량 첨가로도 강력한 경화능을 나타내는 유효원소이다. 본 발명에서는 열간 마무리 압연 후 냉각시 저속 냉각을 행하더라도 저온변태조직을 형성하는데 크게 기여하는 효과가 있다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 15ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 너무 과다하여 40ppm을 초과하게 되면 Fe23(CB)6를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키며, 저온 인성도 크게 저하시킨다.
따라서, 본 발명에서 B의 함량은 15~40ppm으로 제어함이 바람직하다.
N: 15~150ppm
질소(N)는 강의 강도를 증가시키는 반면, 인성을 크게 감소시키기 때문에, 그 함량을 150ppm 이하로 제어할 필요가 있다. 다만, 상기 N을 15ppm 미만으로 제어하기 위해서는 제강부하를 증가시키는 문제가 있으므로, 그 하한을 15ppm으로 제한함이 바람직하다.
Ca: 60ppm 이하
칼슘(Ca)은 주로 MnS 개재물의 형상을 제어하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 이러한 Ca의 함량이 과도할 경우 다량의 CaO-CaS가 형성 및 결합하여 조대한 개재물을 형성하게 되며, 이로 인하 강의 청정도 저하는 물론, 현장 용접성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 이를 고려하여 60ppm 이하로 Ca의 함량을 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 강재는 위와 같은 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 강재의 강도 및 인성과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 후술하는 합금원소들을 적절한 범위 내로 더 포함하는 것이 바람직하다. 이때, 하기의 합금원소들은 1종만 첨가될 수 있으며, 2종 이상 복합 첨가되어도 무방하다.
Cu: 0.01~1.0%
구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하나, 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.01~2.0%
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소이며, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하나, 고가의 원소이므로 2.0%를 초과하여 첨가하는 것은 경제적인 측면에서 매우 불리하며, 용접성도 열화되는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
Cr: 0.05~1.0%
크롬(Cr)은 경화능을 증가시켜 강도 향상에 큰 효과가 있으므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하나, 너무 과도하게 첨가하게 되면 용접성을 크게 저하시키는 문제가 있으므로, 그 함량을 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.01~1.0%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트 상의 형성을 억제하는 효과가 있으며, 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 너무 과도하게 첨가하게 되면 용접부의 경도를 크게 증가시키고 인성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.005~0.3%
바나듐(V)은 다른 합금원소에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부(HAZ)에 석출하여 강도의 저하를 방지하는 효과가 우수하므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 너무 과다하면 오히려 인성의 저하를 초래하는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 강재는 종래의 강재보다 소입성이 향상된 강재로서, 급격한 수냉 등을 실시하지 않더라도 목적하는 조직을 강재 내부에 형성시킬 수 있다. 다만, 강재의 소입성이 향상되어 내부에 경질조직이 용이하게 형성될 경우에는 저온인성이 악화되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 상기 강재의 바람직한 조직형태를 다음과 같이 규정함으로써 강재의 소입성이 향상되더라도 저온인성 특성이 악화되는 것을 방지하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 본 발명의 강재는 미세조직이 래스(lath) 베이나이트 및 래스(lath) 마르텐사이트 복합조직으로 이루어지는 것이 바람직하다. 이때, 상기 래스(lath) 베이나이트를 체적 분율 65% 이상 포함하는 것이 바람직하다.
상기 래스(lath) 베이나이트의 체적 분율이 65% 미만이면 저온 인성을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.
한편, 본 발명에서는 상기 래스(lath) 마르텐사이트와 래스(lath) 베이나이트의 상변태 특성에 기초하여 전자　후방산란 회절(Electron Back-scattered Diffraction:　EBSD)　기법으로 래스(lath) 간의 입계 방위차가 45도 이상인 베인입계분율(fBain, Bain boundary fraction)을 구하게 되면, 도 2에 나타낸 바와 같이 래스(lath)베이나이트/래스(lath)마르텐사이트 복합조직 강의 래스(lath) 베이나이트 체적분율을 구할 수 있다.
상술한 바와 같은 미세조직을 갖는 본 발명의 강재는 인장강도가 950MPa 이상으로 초고강도를 가질 뿐만 아니라, -20℃에서의 샤르피 충격에너지가 100J 이상으로 우수한 충격인성을 갖는다.
이하에서는, 본 발명에 따른 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다. 하기의 제조방법은 본 발명의 강판을 제조할 수 있는 바람직한 일 예를 나타낸 것이며, 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 제조방법은 개략적으로는 상술한 성분계를 만족하는 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리한 후, 열간압연(조압연 및 열간 마무리 압연) 및 냉각 공정을 거쳐 열연강판으로 제조하는 방법을 제공한다. 이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.
슬라브 재가열 온도: 1050~1250℃
먼저, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 재가열은 1050℃ 이상에서 실시함이 바람직한데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb 탄·질화물을 고용시키기 위함이다. 즉, 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb 탄·질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1050℃ 이상에서 재가열할 필요가 있다. 다만, 너무 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 수 있으므로, 이를 고려하여 상기 재가열 온도를 1250℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
조압연: Tnr~1250℃
상기와 같이 재가열된 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 가열 후 조압연을 실시한다. 이때, 압연온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 제어하는 것이 바람직한데, 상기 조압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴 하고 오스테나이트의 크기를 작게하는 효과를 얻을 수 있다.
열간 마무리 압연: Bs+50℃~Tnr
상기한 바에 따라 조압연된 강판의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위하여 열간 마무리 압연을 실시한다. 이때, 압연온도는 압연 종료 후 가속 냉각기에 진입하는 시간을 고려하여 베이나이트 변태 시작온도(Bs)+50℃ 이상으로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 Bs+50℃ 이상 ~ 오스테나이트 재결정온도(Tnr) 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 만일, 재결정온도(Tnr)을 초과하는 경우에는 오스테나이트의 크기가 조대화되므로 바람직하지 못하다.
냉각: 5~20℃/s의 냉각속도로 Ms 이하까지
본 발명에서 목표로 하는 저온 복합조직을 얻기 위해서는, 냉각시 5℃/s 이상의 냉각속도로 수냉을 개시하여 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 이하까지 냉각함이 바람직하다. 이와 같이 냉각을 실시함으로써 래스(lath) 베이나이트 및 래스(lath) 마르텐사이트 복합조직을 형성할 수 있다.
상기 냉각시 냉각속도가 5℃/s 미만이면 래스(lath) 마르텐사이트의 분율이 감소하여 강도를 충분히 확보할 수 없으며, 20℃/s를 초과하게 되면 오히려 래스(lath) 마르텐사이트 분율이 과도하게 증가하여 충격인성의 열화가 발생하는 문제가 있다.
또한, 상기 냉각을 Ms를 초과하는 온도에서 종료하게 되면 충분한 마르텐사이트 분율을 충분히 확보할 수 없게 되어, 초고강도 강재를 제공할 수 없게 되는 문제가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브를 하기 표 2에 나타낸 각각의 제조조건을 적용하여 열연강판을 제조하였다.
이후, 제조된 각각의 열연강판에 대해 항복강도, 인장강도와 충격인성을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 상기 충격인성은 -20℃에서 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 실시하여 측정하였다.
또한, 각각의 제조된 열연강판의 미세조직을 전자　후방산란 회절(Electron Back-scattered Diffraction:　EBSD)　기법으로 측정하였다. 이때, 래스(lath) 간의 입계 방위차가 45도 이상인 베인입계분율(fBain, Bain boundary fraction)을 도출함으로써 래스(lath) 베이나이트 체적분율을 구하였다 (도 2 참조).
구분 성분조성(중량%)
C Si Mn Al P S Ti Nb Ni Cu Cr Mo V B* N*
발명강1 0.04 0.15 2.6 0.015 0.013 0.002 0.015 0.04 0.4 0.2 0.3 0.15 0.04 15 40
발명강2 0.05 0.4 2.51 0.032 0.013 0.005 0.014 0.02 0.8 0 0 0.4 0 17 55
발명강3 0.06 0.2 2.54 0.013 0.012 0.002 0.02 0.05 0.3 0.2 0 0 0 25 42
발명강4 0.07 0.3 2.6 0.013 0.013 0.002 0.02 0.04 0.21 0 0.5 0 0 19 42
발명강5 0.075 0.2 2.78 0.013 0.013 0.002 0.02 0.03 0 0.22 0 0 0 15 42
비교강1 0.02 0.2 2.54 0.034 0.014 0.003 0.012 0.03 0 0 0 0 0 20 32
비교강2 0.11 0.3 2.6 0.038 0.013 0.001 0.013 0.04 0 0.3 0 0 0 24 28
비교강3 0.05 0.4 3.2 0.024 0.013 0.005 0.01 0.03 0 0 0.5 0 0 18 26
(상기 표 1에서 B* 및 N*는 'ppm' 단위로 나타낸 것이다. 상기 발명강 1 내지 5, 비교강 1 내지 3에서 Ca은 불순물 정도로 함유되어 있어서, 특별히 그 함량을 표기하지 아니하였다.)
구분 Bs Ms Tnr 조압연 열간 마무리압연 냉각 비고
슬라브
두께		 재가열
추출온도		 조압연
종료온도		 개시
온도		 종료
온도		 속도 종료
온도
발
명
강
1		 482 431 983 244 1070 990 933 893 11 332 발명예1
244 1085 1005 913 873 9 312 발명예2
220 1125 1045 903 863 15 282 발명예3
244 1115 1035 1005 965 25 292 비교예1
220 1155 1075 1063 1023 7 347 비교예2
220 1055 987 910 850 9 490 비교예3
발
명
강
2		 474 425 829 244 1075 995 779 739 9 324 발명예4
244 1080 1000 759 719 11 304 발명예5
220 1115 1035 749 709 10 274 발명예6
244 1110 1030 820 780 32 284 비교예4
220 1065 985 810 770 11 434 비교예5
발
명
강
3		 532 436 1044 244 1085 1046 994 954 10 342 발명예7
244 1075 1045 974 934 13 362 발명예8
220 1125 1045 964 924 15 332 발명예9
244 1135 1045 840 800 29 342 비교예6
220 1160 1050 950 910 9 511 비교예7
발
명
강
4		 506 430 964 244 1085 1005 914 874 8 316 발명예10
244 1075 995 894 854 14 336 발명예11
220 1125 1045 884 844 10 306 발명예12
244 1105 1025 820 780 35 316 비교예8
220 1060 980 850 810 9 466 비교예9
발
명
강
5		 557 440 955 244 1085 1005 905 865 9 352 발명예13
244 1075 995 885 845 11 387 발명예14
220 1125 1045 875 835 15 357 발명예15
244 1105 1025 820 780 31 367 비교예10
220 1060 980 850 810 9 520 비교예11
비교강1 554 458 930 244 1085 1005 880 840 10 430 비교예12
244 1075 995 860 820 7 350 비교예13
220 1125 1045 850 810 15 340 비교예14
비교강2 529 420 985 244 1085 1005 935 895 10 330 비교예15
244 1075 995 915 875 7 345 비교예16
220 1125 1045 905 865 15 405 비교예17
비교강3 439 415 867 244 1085 1005 817 777 10 330 비교예18
244 1075 995 797 757 7 340 비교예19
220 1125 1045 787 747 15 259 비교예20
(상기 표 2에서 Bs: 베이나이트 변태 개시온도(℃), Ms: 마르텐사이트 변태 개시온도(℃), Tnr: 오스테나이트 재결정온도(℃)를 의미한다.
또한, 상기 슬라브 두께의 단위는 'mm'이고, 각각의 온도의 단위는 '℃'이고, 냉각속도의 단위는 '℃/s'이다.)
구분 제품
두께(mm)		 기계적 성질 미세조직
YS(MPa) TS(MPa) CVN(J,@-20℃) fbain(%) Vb(%)
발명예1 20 939 1142 266 47.2 74
발명예2 25 929 1134 315 48.7 78
발명예3 35 954 1149 126 45.1 68
비교예1 25 1013 1181 28 36.5 45
비교예2 35 942 1132 47 40.2 56
비교예3 20 810 947 315 48.7 78
발명예4 30 947 1029 160 45.9 70
발명예5 25 953 1033 101 44.4 66
발명예6 30 949 1028 126 45.2 68
비교예4 25 1054 1095 25 28.4 23
비교예5 20 855 943 101 44.4 66
발명예7 35 857 1037 305 48.4 77
발명예8 25 869 1048 182 46.2 71
발명예9 30 879 1051 113 44.6 67
비교예6 25 928 1092 26 34.0 38
비교예7 20 722 935 329 49.2 79
발명예10 30 868 1083 182 46.1 71
발명예11 40 894 1102 113 44.6 67
발명예12 25 874 1088 160 45.7 70
비교예8 30 991 1162 25 28.2 23
비교예9 25 756 937 142 45.4 69
발명예13 25 792 975 182 46.2 71
발명예14 30 797 983 142 45.5 69
발명예15 35 917 993 160 45.7 70
비교예10 20 890 1041 32 38.3 50
비교예11 25 675 887 182 46.2 71
비교예12 20 689 884 355 52.9 89
비교예13 25 674 868 368 55.2 95
비교예14 30 814 891 317 49.1 79
비교예15 35 967 1198 25 29.2 25
비교예16 20 948 1190 25 31.4 31
비교예17 40 984 1218 25 25.4 15
비교예18 25 1016 1374 40 40.1 55
비교예19 30 997 1366 62 42.4 61
비교예20 40 1040 1383 40 36.3 45
(상기 표 3에서 'fbain'은 베인입계분율을 나타내며, 'Vb'는 래스(lath) 베이나이트를 의미한다.
상기 각각의 발명예 또는 비교예에서 래스(lath) 베이나이트를 제외한 나머지는 래스(lath) 마르텐사이트이다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 성분조성이 본 발명을 발명강을 이용하여 본 발명의 제조조건으로 제조한 발명예 1 내지 15는 래스(lath) 베이나이트 분율이 65% 이상으로 형성됨에 따라 인장강도가 950MPa 이상으로 초고강도를 가질 뿐만 아니라, -20℃에서의 샤르피 충격에너지가 100J 이상으로 저온 인성이 우수한 특성을 갖는 것을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명을 만족하는 발명강을 이용하였음에도 불구하고, 제조조건이 본 발명을 만족하지 아니한 비교예 1 내지 11의 경우에는 래스(lath) 베이나이트 분율이 65% 미만으로 형성됨에 따라 저온 인성이 열화하거나, 초고강도의 확보가 불가능하였다.
또한, 강 성분조성이 본 발명을 만족하지 아니한 비교강을 이용한 경우 제조건이 본 발명을 만족하더라도 강도 또는 인성이 열화하였다.
특히, C의 함량이 불충분한 비교강 1을 이용한 비교예 12 내지 14의 경우 인장강도가 900MPa 미만으로 매우 열위하였으며, C의 함량이 과다한 비교강 2를 이용한 비교예 15 내지 17의 경우 및 Mn의 함량이 과다한 비교강 3을 이용한 비교예 18 내지 20의 경우 래스(lath) 베이나이트의 분율이 65% 미만으로 형성되어 저온 인성이 열화한 것을 확인할 수 있다.
도 1은 본 발명의 조건을 모두 만족하는 발명예의 미세조직을 관찰한 사진으로서, 래스(lath) 베이나이트 및 래스(lath) 마르텐사이트 복합조직으로 이루어진 것을 확인할 수 있다.
또한, 도 2는 본 발명의 조건을 모두 만족하는 발명예의 래스(lath) 베이나이트 체적 분율에 따른 베인입계분율(fbain)의 변화를 나타낸 것으로서, 체적분율 65% 이상으로 래스(lath) 베이나이트 분율을 얻기 위해서는 베인입계분율이(fbain)이 44% 이상인 것이 바람직하다.
그리고, 도 3은 본 발명의 조건을 모두 만족하는 발명예의 래스(lath) 베이나이트 체적분율에 따른 충격인성의 변화를 나타낸 것으로서, 래스(lath) 베이나이트의 체적분율이 65% 미만일 경우 -20℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 급격히 저하하는 것을 확인할 수 있다.

Claims (5)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 망간(Mn): 2.5% 초과~2.9% 이하, 실리콘(Si): 0.01~0.6%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 보론(B): 15~40ppm, 질소(N): 15~150ppm, 칼슘(Ca): 60ppm 이하를 포함하고, 구리(Cu): 0.01~1.0%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 크롬(Cr): 0.05~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~1.0% 및 바나듐(V): 0.005~0.3%로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직이 래스(lath) 베이나이트 및 래스(lath) 마르텐사이트 복합조직을 포함하는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 상기 래스(lath) 베이나이트를 체적 분율 65% 이상 포함하는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 인장강도 950MPa 이상, -20℃에서의 샤르피 충격에너지가 100J 이상인 저온인성이 우수한 초고강도 강재.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.08%, 망간(Mn): 2.5% 초과~2.9% 이하, 실리콘(Si): 0.01~0.6%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 보론(B): 15~40ppm, 질소(N): 15~150ppm, 칼슘(Ca): 60ppm 이하를 포함하고, 구리(Cu): 0.01~1.0%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 크롬(Cr): 0.05~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~1.0% 및 바나듐(V): 0.005~0.3%로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃ 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 베이나이트 변태 개시온도(Bs)+50℃ 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 5~20℃/s의 냉각속도로 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 이하까지 냉각하는 단계
    를 포함하는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 냉각 후 래스(lath) 베이나이트를 체적 분율 65% 이상 포함하는 래스(lath) 베이나이트 및 래스(lath) 마르텐사이트 복합조직을 갖는 저온 인성이 우수한 초고강도 강재의 제조방법.
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