KR101676143B1 - 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은 탄소(C): 0.02~0.12중량%, 망간(Mn): 1.0~3.0중량%, 실리콘(Si): 0.01~0.8중량%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5중량%, 니켈(Ni): 0.01~2.0중량%, 크롬(Cr): 0.1~1.0중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.01~0.5중량%, 구리(Cu): 0.01~1.0중량%, 니오븀(Nb): 0.005~0.10중량%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1중량%, 인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~40중량ppm, 질소(N): 15~150중량ppm, 칼슘(Ca): 60중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재에 관한 것이다.
본 발명에 의할 경우, 제어압연 및 가속냉각을 통해 얻어진 인장강도 1GPa 이상의 초고강도 강을 열처리하여 상기의 미세조직을 안정적으로 얻을 수 있으므로 인장강도가 800MPa 이상이면서도 항복비가 85 % 이하이며 또한, -40℃의 저온에서 충격흡수에너지 값의 최소값이 100J 이상인 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재의 제조가 가능하다.

Description

저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STRUCTURAL STEEL HAVING LOW YIELD RATIO AND GOOD IMPACT TOUGHNESS AND PREPARING METHOD FOR THE SAME}
본 발명은 열처리를 통한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열처리 후 안정적으로 높은 강도와 저항복비 특성을 갖는 동시에 저온에서 우수한 충격인성도 갖는 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 국내외 빌딩, 교량 등과 같은 구조물은 초고층화, 장스팬화 추세가 진행됨에 따라 극후, 고강도 강재의 개발이 요구되고 있다. 고강도 강을 사용하게 되면 높은 허용응력을 가지기 때문에 건축 및 교량 구조를 합리화, 경량화할 수 있어 경제적인 건설이 가능할 뿐만 아니라, 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 절단이나 천공 등 기계가공과 용접 작업이 용이해진다.
한편, 강재의 강도를 높일 경우 인장강도와 항복강도의 비율인 항복비(항복강도/인장강도)가 상승하는 경우가 많은데, 항복비가 상승할 경우에는 소성변형이 일어나는 시점(항복점)에서 파괴가 일어나는 시점까지의 응력차가 크지 않기 때문에, 건축물이 변형에 의해 에너지를 흡수하여 파괴를 방지할 수 있는 여유가 많지 않아, 지진 등과 같은 거대 외력이 작용하였을 때 안전성을 담보하기가 어렵다는 문제점이 있다. 따라서, 구조용 강재는 고강도 및 저항복비를 모두 만족해야 할 필요가 있다.
한편, 일반적으로 강재의 항복비는 강재의 금속조직을 페라이트 (ferrite)와 같은 연질상(軟質相, soft phase)을 주조직으로 하고, 베이나이트(bainite)나 마르텐사이트(martensite) 등의 경질상(硬質相, hard phase)이 적당하게 분산된 조직을 구현함으로써 낮출 수 있는 것으로 알려져 있다.
최근 고강도 및 저항복비를 모두 만족하기 위하여, 특허문헌 1에서는 TMCP 방법 (thermo-mechanical control process, 오스테나이트 재결정온도 이하에서 제어압연 후 가속냉각)으로 제조하고 있는 인장강도 800MPa 이상의 초고강도 건설용 강재의 경우 래스베이나이트(lath bainite)와 같은 경질상을 주조직으로 하고 이에 따른 인성 감소 및 항복비의 증가는 베이나이트의 유효 결정립 크기를 작게 함으로써 보상하고 있다.
그러나, TMCP 방법은 설비 조건 및 환경에 따라 강도의 변화가 심하므로 낮은 항복비를 안정적으로 확보하는 데에 불안 요소가 있으며, 고강도 강재일수록 용접 열영향부의 물성이 용접 열에 매우 민감하게 반응하므로 용접부가 쉽게 취약해지거나 이를 방지하기 위한 예열 등으로 인해 용접 시간이 증가하는 문제가 있다.
또한, 특허문헌 2(KR 1327643)에는 고강도 후판을 조관 후에도 저항복비로 유지시키기 위한 방법으로 페라이트(ferrite)와 오스테나이트(austenite) 2상 영역 (dual phase region)에서 적절히 담금질(quenching)과 템퍼링(tempering)하는 방법이 개시되어 있다. 그러나 여기에서는 강관으로 조관 후의 인장강도 목표를 780MPa 이상으로 하고 있기 때문에 모재인 조관 전 후판의 강도는 최근 요구되고 있는 수준인 800MPa에 훨씬 못 미치는 수준이다.
또한, 저온충격인성 관점에서 보면, 위 특허문헌 1, 2에서 제시하고 있는 강재의 제조조건으로는 최근 수요가 증가하고 있는 극한지용 강재의 저온충격인성 기준인 -40℃ 에서의 샤르피 충격에너지 값이 충분히 높지 않을 가능성이 매우 크다.
따라서, 인장강도 800MPa 이상의 초고강도 강재의 저항복비를 안정적으로 확보하면서도 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
한국 공개특허공보 제2011-0104118호 한국 공개특허공보 제2013-0027979호
본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 이상역 열처리(담금질) 및 후속하는 추가 저온 열처리(템퍼링)를 하여 이에 따른 강도, 항복비, 충격인성의 변화 관계를 도출하고, 이를 통해 높은 강도 수준을 유지하면서 동시에 저항복비 특성 및 저온충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
본 발명의 일 측면은 탄소(C): 0.02~0.12중량%, 망간(Mn): 1.0~3.0중량%, 실리콘(Si): 0.01~0.8중량%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5중량%, 니켈(Ni): 0.01~2.0중량%, 크롬(Cr): 0.1~1.0중량%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5중량%, 구리(Cu): 0.01~1.0중량%, 니오븀(Nb): 0.005~0.10중량%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1중량%, 인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~40중량ppm, 질소(N): 15~150중량ppm, 칼슘(Ca): 60중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은 탄소(C): 0.02~0.12중량%, 망간(Mn): 1.0~3.0중량%, 실리콘(Si): 0.01~0.8중량%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5중량%, 니켈(Ni): 0.01~2.0중량%, 크롬(Cr): 0.1~1.0중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.01~0.5중량%, 구리(Cu): 0.01~1.0중량%, 니오븀(Nb): 0.005~0.10중량%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1중량%, 인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~40중량ppm, 질소(N): 15~150중량ppm, 칼슘(Ca): 60중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050℃~1250℃의 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 미재결정 영역에서 조압연하는 단계;
상기 조압연된 슬라브를 사상압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 20℃/s 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 시작온도(Ms)℃ 이하의 온도에서 냉각을 종료하는 단계;
상기 냉각된 열연강판을 Ac1 과 Ac3 온도 사이의 2상 영역 (dual phase region)에서 열처리하는 단계; 및
상기 열처리된 열연강판을 200℃~500℃ 사이에서 템퍼링하는 단계; 를 포함하는 충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 발명예 A-1의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2는 열처리 온도에 따른 이상역 열처리 직후(템퍼링 적용 전)의 강도 및 항복비를 나타낸 그래프이다.
도 3은 이상역 열처리 및 템퍼링 온도에 따른 강도 및 항복비 변화를 나타낸 그래프이다.
도 4는 이상역 열처리 및 템퍼링 온도에 따른 충격인성의 변화를 나타낸 그래프이다.
본 발명자들은 고강도, 저항복비 및 우수한 저온충격인성을 모두 갖는 강재를 제조하기 위하여 깊이 연구한 결과 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si), 알루미늄(Al), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 구리(Cu), 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 인(P), 황(S), 보론(B), 질소(N), 칼슘(Ca), 철(Fe)을 특별한 성분비로 포함하는 슬라브를 이용하여 강재를 제조하는 경우, 높은 강도와 낮은 항복비 및 우수한 저온충격인성을 안정적으로 확보할 수 있는 강재를 제조할 수 있는 것을 알아내고 본 발명을 완성하였다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재는 탄소(C): 0.02~0.12중량%, 망간(Mn): 1.0~3.0중량%, 실리콘(Si): 0.01~0.8중량%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5중량%, 니켈(Ni): 0.01~2.0중량%, 크롬(Cr): 0.1~1.0중량%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5중량%, 구리(Cu): 0.01~1.0중량%, 니오븀(Nb): 0.005~0.10중량%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1중량%, 인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~40중량ppm, 질소(N): 15~150중량ppm, 칼슘(Ca): 60중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.02~0.12 중량%
C는 베이나이트 또는 마르텐사이트를 형성시키고, 형성되는 베이나이트 또는 마르텐사이트의 크기 및 분율을 결정하는 중요한 원소이므로 적절한 범위 내로 포함된다. 그러나, C의 함량이 0.12 중량%를 초과하게 되면 경화능 및 고용강화 효과의 과도한 증가, 그리고 탄화물의 과다 형성으로 인해 저온인성을 저하시키며, 0.02 중량% 미만에서는 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 방해하여 강도의 하락을 초래하므로, C의 함량은 0.02~0.12중량%인 것이 바람직하다. 한편, 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 더 나은 용접성을 위해 C의 함량을 0.03~0.1중량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 1.0~3.0 중량%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 1.0 중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 3.0 중량%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 수 있으며, 경화능 증대 및 과도한 고용강화 효과로 인해 저온인성을 저하시킨다. 따라서, Mn의 함량은 1.0~3.0중량%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.8 중량%
Si는 탈산제로 사용되며, 강도향상 및 인성향상에 도움이 된다. 하지만, 0.8중량%를 초과하면 저온인성 및 용접성이 저하될 수 있다. 반면, 0.01 중량% 미만의 경우에는 탈산 효과가 불충분할 수 있다. 따라서, Si의 함량은 바람직하게는 0.01~0.8 중량%, 보다 바람직하게는 0.1~0.4 중량%이다.
알루미늄(Al): 0.005~0.5 중량%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 충분한 효과를 나타내기 위하여는 0.005 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 연속 주조시 노즐 막힘이 발생할 수 있는바, Al의 함량은 0.005~0.5 중량%인 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.01~2.0 중량%
Ni는 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소이며, 충분한 효과를 나타내기 위하여는 0.01 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 하지만, Ni는 매우 고가의 원소이므로 2.0 중량% 이상 함유될 경우 경제성이 현저히 저하되며, 용접성도 떨어지게 되는 문제점이 있다. 따라서, Ni의 함량은 0.01~2.0 중량%인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~1.0 중량%
Cr은 경화능을 증가시켜 강재의 강도 증가에 큰 효과가 있으므로, 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여는 0.1 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 용접성을 저하시킨다. 따라서 Cr의 함량은 0.1~1.0 중량%인 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.5 중량%
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.01 중량% 이상 함유할 필요가 있다. 하지만, 함유량이 0.5 중량% 이상이 될 경우, 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하는 문제점이 있다. 따라서, Mo의 함량은 0.01~0.5 중량%인 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.01~1.0 중량%
Cu는 모재의 인성 저하를 최소화시키면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01 중량% 이상을 첨가하여야 하나, Cu의 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해한다. 따라서, Cu의 함량은 0.01~1.0 중량%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.005~0.1 중량%
Nb는 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다. 나아가 본 발명에서는 최종 압연 후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 높여 낮은 속도의 냉각에서도 래스베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 경질상 생성을 촉진시켜주는 역할도 한다. 따라서, Nb는 0.005 중량% 이상 첨가되어야 하나, 0.1 중량%를 초과하여 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성 크랙이 나타날 수 있다. 따라서 Nb의 함량은 0.005~0.1 중량%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005~0.1 중량%
Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시켜주는 역할을 하므로 0.005 중량% 이상이 첨가하나, 0.1 중량% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성 감소와 같은 문제점을 발생시킬 수 있다. 따라서, Ti의 함량은 0.005~0.1 중량%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.02 중량% 이하
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.02 중량%로 하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.01 중량% 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.01 중량%로 하는 것이 바람직하다.
보론(B): 5~40 중량ppm
B은 아주 저가의 첨가원소로 강력한 경화능을 나타내며, 조압연 후의 냉각에서 저속냉각에서도 베이나이트의 형성에 크게 기여하는 유익한 원소이다. 소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시키므로 5 중량ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 다만 과도하게 첨가되면 Fe23(CB)6를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키고, 저온인성도 크게 저하시킨다. 따라서 B의 함량은 5~40 중량ppm인 것이 바람직하다.
질소(N): 15~150 중량ppm
N은 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 150 중량ppm 이하인 것이 바람직하다. 다만, 15 중량ppm 이하의 N함량 제어는 제강부하를 증가시키킨다. 따라서 N의 함량은 15~150 중량ppm인 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 60 중량ppm 이하
Ca는 주로 MnS의 비금속개재물을 억제하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca첨가는 강중에 함유된 산소와 반응하여 비금속개재물인 CaO를 생성하므로 그 상한치는 60 중량ppm인 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 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.
또한, 본 발명에 따른 강재의 미세조직은 템퍼드베이나이트 면적분율이 50~85% 이고, 나머지가 래스베이나이트 및 마르텐사이트인 복합조직일 수 있다.
도 1에 나타낸 바와 같이 가속냉각 후의 열처리로 인해 전위 등의 베이나이트 결정립 내부의 결함이 감소한 형태인 템퍼드 베이나이트가 면적분율로 50~85%, 보다 바람직하게는 60~75%이고, 나머지가 2상역에서의 담금질의 결과 베이나이트 패킷의 입계를 따라 생성되는 경질상인 래스베이나이트 또는 마르텐사이트 중 1종 이상인 혼합조직을 갖는 것이 바람직하다. 이와 같은 미세조직을 가지는 본 발명 강재는 높은 인장강도 및 낮은 항복비를 모두 가질 수 있으며, 저온에서 우수한 충격인성을 가진다.
보다 구체적으로, 도 2에 나타낸 바와 같이 본 발명의 강재는 2상 영역에서 열처리 시 가열 온도가 증가하는 경우 역변태되는 오스테나이트의 함량이 증가하며, 이러한 역변태 오스테나이트는 빠른 속도로 수냉할 경우(quenching) 경질의 래스베이나이트 또는 마르텐사이트로 상변태하게 되어 강재의 인장강도를 향상시킨다. 항복비의 경우 가열 온도에 따라 크게 변하지 않으며, 모든 경우 70% 이하의 낮은 항복비를 가진다.
상기의 담금질 이후 계속되는 템퍼링의 영향은 도 3에 나타낸 바와 같이 템퍼링 온도 약 300℃ 이하까지는 온도가 상승함에 따라 인장강도는 유지, 항복강도는 증가하며 이에 따라 항복비는 증가하는데, 이는 템퍼링으로 인해 조직 내의 가동 전위(mobile dislocation) 밀도가 감소하여 재료의 소성 변형에 필요한 에너지가 증가하기 때문이다. 템퍼링 온도가 더 높아지게 되면 항복강도가 계속 상승하는 가운데 인장강도가 하락하기 시작하며, 이에 따라 항복비가 상승하게 된다. 템퍼링 온도가 약 500℃ 이상으로 높아지게 되면 항복강도와 인장강도 모두 급격히 떨어지며, 인장강도의 하락 폭이 항복강도의 하락 폭보다 크기 때문에 항복비는 급격히 상승하게 된다.
한편, 템퍼링 온도가 200℃ 미만이 되면 도 4에 나타낸 바와 같이 -40℃에서 충격흡수에너지가 100J 미만이 될 가능성이 있다.
또한, 본 발명의 강재는 항복비가 85 %이하이고, 인장강도가 800Mpa 이상인 것이 바람직하며, -40℃에서 충격흡수에너지가 100J 이상인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재의 제조방법은 탄소(C): 0.02~0.12중량%, 망간(Mn): 1.0~3.0중량%, 실리콘(Si): 0.01~0.8중량%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5중량%, 니켈(Ni): 0.01~2.0중량%, 크롬(Cr): 0.1~1.0중량%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5중량%, 구리(Cu): 0.01~1.0중량%, 니오븀(Nb): 0.005~0.10중량%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1중량%, 인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~40중량ppm, 질소(N): 15~150중량ppm, 칼슘(Ca): 60중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050℃~1250℃의 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 미재결정 영역에서 조압연하는 단계;
상기 조압연된 슬라브를 사상압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 20℃/s 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 시작온도(Ms)℃ 이하의 온도에서 냉각을 종료하는 단계;
상기 냉각된 열연강판을 Ac1 과 Ac3 온도 사이의 2상 영역 (dual phase region)에서 열처리하는 단계; 및
상기 열처리된 열연강판을 200℃~500℃ 사이에서 템퍼링하는 단계; 를 포함한다.
이와 같이, 본 발명의 강재 제조과정은 슬라브를 가열하는 단계, 조압연 단계, 사상압연 단계, 냉각 단계, 담금질 단계 및 템퍼링 단계를 포함하며, 각 단계별 상세한 조건은 이하와 같다.
슬라브 가열 온도: 1050~1250℃
본 발명에서는 전술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 가열함에 있어서 가열온도를 1050℃ 이상으로 하는데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위함이다. 다만, 과다하게 높은 온도로 가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화 될 수 있으므로, 슬라브 가열온도의 상한은 1250℃인 것이 바람직하다.
조압연 조건: Tnr ~1250℃
상기 가열된 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 조압연을 실시한다. 압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상에서 이루어지는 것이 바람직하다. 압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조 조직을 파괴하며, 오스테나이트를 미세화시킬 수 있기 때문이다.
또한, 상기 슬라브 가열온도의 상한이 1250℃이고 상기 슬라브 가열 후 별도의 추가적인 가열은 없으므로 조압연 온도의 상한은 1250℃로 하였다.
사상압연 조건: Bs +50℃~ Tnr
조압연된 강판의 오스테나이트 조직을 불균일 미세조직을 도입하기 위해 사상압연을 실시한다. 사상압연 온도는 베이나이트 변태 시작온도(Bs)+50℃ 이상인 것이 바람직하며, 이 경우 가속 냉각기에서 냉각 개시 전에 페라이트가 변태되는 것을 억제할 수 있다. 한편, 사상압연의 개시가 Tnr을 초과하는 고온에서 이루어지는 경우에는 오스테나이트에 불균일 미세조직을 충분히 만들 수 없으므로 가속냉각 후 얻어지는 베이나이트 입도가 커지게 되어 항복강도가 800MPa 미만이 될 가능성이 있다.
압연 후 냉각 조건: 20℃/s 이상의 냉각속도로, 마르텐사이트 시작온도( Ms )℃ 이하의 온도까지 냉각
냉각속도를 20℃/s보다 낮게 되거나 마르텐사이트 시작온도인 Ms 온도 이상에서 냉각이 종료하게 되면 경질상인 베이나이트 또는 마르텐사이트가 형성되지 않게 되어, 담금질 및 템퍼링 후 인장강도가 800Mpa 미만이 될 가능성이 있다.
2상 영역 열처리(담금질) 조건: 페라이트와 오스테나이트 2상 영역인 670~795℃ 사이로 가열 후 수냉
열처리(담금질) 온도가 Ac1 온도인 670℃보다 낮은 경우 역변태 오스테나이트가 형성되지 않아 인장강도가 800MPa 미만이 될 수 있으며, Ac3 온도인 795℃보다 높게 되면 주조직이 경질상인 래스베이나이트 또는 마르텐사이트가 되어 항복비가 85% 이상이 되고 -40℃에서의 충격흡수에너지가 100J 미만이 될 가능성이 있다.
템퍼링 조건: 200~500℃ 사이로 가열 후 공냉
템퍼링 온도가 500℃를 초과하는 경우, 항복강도는 소폭 감소하는데 비해 인장강도가 급격히 낮아지게 되므로 항복비가 85% 를 초과할 가능성이 있으며, 템퍼링 온도가 200℃ 미만이 되면 도 4에 나타낸 바와 같이 -40℃에서 충격흡수에너지가 100J 미만이 될 가능성이 있다.
종합하면, 본 발명의 강재 제조방법은 상술한 조성을 가진 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 가열한 후, 베이나이트 변태 개시 온도인 Bs+50℃ 이상에서 압연을 종료한 후에, 20℃/s 이상의 냉각속도로, 마르텐사이트 시작온도(Ms)℃ 이하에서 냉각을 마치고, 이를 페라이트와 오스테나이트 2상 영역인 670~795℃ 사이에서 담금질한 후에, 200~500℃ 사이에서 템퍼링하면 강재의 미세조직에 템퍼드베이나이트 면적분율이 50~85%이고, 나머지가 래스베이나이트 또는 마르텐사이트 중 1종 이상인 혼합조직을 형성시킨다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타난 성분계를 만족하는 강 슬라브를 하기 표 2에 나타난 제조조건에 부합되도록 가열, 조압연, 사상압연, 냉각, 담금질 및 템퍼링한 후, 항복강도, 인장강도, 항복비, 템퍼드베이나이트 면적분율 및 -40℃ 충격흡수에너지를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
강번호 C Si Mn P S Al Ni Cu Ti Nb Cr Mo B* N* Ca*
발명강A 0.087 0.20 1.46 0.007 0.001 0.029 0.66 0.20 0.014 0.06 0.56 0.18 15 32 8
발명강B 0.075 0.19 1.49 0.009 0.001 0.027 0.67 0.19 0.014 0.06 0.57 0.18 15 34 11
발명강C 0.087 0.20 1.46 0.007 0.001 0.029 0.66 0.20 0.014 0.06 0.56 0.06 15 32 8
비교강D 0.170 0.20 1.47 0.008 0.002 0.031 0.42 0.17 0.017 0.04 0.55 0.09 15 33 9
비교강E 0.049 0.17 3.30 0.009 0.002 0.029 0.66 0.19 0.015 0.05 0.57 0.17 16 32 9
상기 표 1에 기재된 각각의 성분 중에 *로 표시된 합금원소는 중량ppm 단위로 표현되었으며, 그 이외의 합금원소의 단위는 중량%이고 Tnr 및 Ar3의 단위는 ℃이다. 한편, Ms는 수식 Ms=539-423·C-30.4·Mn-17.7·Ni-12.1·Cr-7.5·Mo 에 따라 계산하였다. (단, 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
강종 번호 냉각종료온도 이상역
열처리
온도		 템퍼링
온도		 비고
발명강A A-1 DQ 755 400 발명예
A-2 DQ 785 200 발명예
A-3 DQ 815 350 비교예
A-4 439 725 250 비교예
발명강B B-1 DQ 725 300 발명예
B-2 DQ 755 250 발명예
B-3 DQ 785 600 비교예
B-4 DQ 665 400 비교예
발명강C C-1 DQ 785 350 발명예
C-2 DQ 725 450 발명예
C-3 449 725 400 비교예
C-4 DQ 770 100 비교예
비교강D D-1 DQ 785 350 비교예
D-2 DQ 755 250 비교예
비교강E E-1 DQ 725 300 비교예
E-2 DQ 785 200 비교예
상기 표 2에서, 냉각종료온도, 이상역 열처리 온도 및 템퍼링 온도의 단위는 ℃이다. 또한, 냉각종료온도에서 DQ(Direct Quenching)는 상온까지 급속냉각한 것을 의미한다.
한편, 상기 A-4, C-3는 냉각속도가 본 발명에서 제안하고 있는 냉각속도에 미달되는 조건이며, A-3, B-4는 이상역 열처리 온도가 본 발명에서 제안하고 있는 범위를 벗어난 조건이고, B-3, C-4는 템퍼링 온도가 본 발명에서 제안하고 있는 범위를 벗어난 조건이고, 나머지는 모두 본 발명에서 제안하고 있는 조건에 부합한다.
강종 번호 제품두께 YS TS 항복비 템퍼드베이나이트 분율 (%) CVN(@-40oC)
발명강A A-1 16 727 882 82.4 76.6 246
A-2 20 655 914 71.6 61.2 237
A-3 25 931 1078 86.4 36.9 71
A-4 20 617 759 81.3 91.6 203
발명강B B-1 40 588 815 72.1 80.8 216
B-2 35 624 885 70.5 78.1 194
B-3 35 673 721 93.3 84.7 246
B-4 25 590 784 75.3 90.5 106
발명강C C-1 40 679 911 74.5 63.5 202
C-2 16 616 831 74.1 81.9 239
C-3 25 605 743 81.4 87.2 223
C-4 25 614 908 67.6 76.6 89
비교강D D-1 20 836 984 85.0 51.6 53
D-2 30 717 916 78.3 57.5 52
비교강E E-1 35 802 951 84.3 61.3 61
E-2 16 822 972 84.6 56.6 49
상기 표 3에서, YS는 항복강도를 의미하고, TS는 인장강도를 의미하며 각각의 단위는 MPa이다. 또한, 항복비는 [항복강도/인장강도]로 계산한 값이다. 또한, 충격흡수에너지는 -40℃에서 측정한 값이며 단위는 J이다.
상기 항복강도와 인장강도는 인장 시험기를 이용하여 1축 인장시험을 실시하여 측정하였다. 고강도 강재의 경우에 인장 시험시 연속항복을 일으키며, 항복강도는 연신율 0.2% off-set으로 측정한 값이다. 인장강도는 균일 연신이 종료되고 국부 네킹(necking)이 발생하여 강도 값이 하락하기 시작할 때의 최고 강도가 인장강도이다. 또한, 상기 -40℃ 충격흡수에너지는 V-notch 샤피 충격테스트 표준에 따라 샤피 충격기로 측정하였다.
상기 표 3에서 볼 수 있듯이, 본 발명에 따라 제조된 강재 A-1, A-2, B-1, B-2, C-1, C-2의 경우, 인장강도가 모두 800MPa 이상이며, 항복비가 85 %이하로, 낮은 항복비와 높은 인장강도를 모두 만족하는 동시에 -40℃ 충격흡수에너지가 100J이상인 것을 확인할 수 있다.
반면, C 함량이 본 발명에서 제안한 범위인 0.12 중량%를 초과하는 강 슬라브를 이용하여 제조된 강재 D-1, D-2의 경우, 경화능 증가 및 과도한 고용강화로 인해 인장강도는 매우 높은 반면에 저온충격인성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
또한, Mn 함량이 본 발명에서 제안한 범위인 3.0 중량%를 초과하는 강 슬라브를 이용하여 제조된 강재 E-1, E-2의 경우, 강재 D-1, D-2의 경우와 마찬가지로 경화능 증가 및 과도한 고용강화로 인해 인장강도는 매우 높은 반면 저온충격인성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
한편, 냉각속도가 본 발명에서 제안하고 있는 냉각속도에 미달되는 조건으로 제조된 A-4, C-3는 템퍼드 베이나이트의 면적분율이 85%를 초과하여 인장강도가 800Mpa 미만으로 열위하였다.
또한, 이상역 열처리 온도가 Ac3 온도를 초과하는 A-3의 경우, 템퍼드 베이나이트 면적분율이 50% 미만이며, 항복비가 85%이상이고, 저온충격인성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
이상역 열처리 온도가 Ac1 온도 미만인 B-4의 경우, 템퍼드 베이나이트의 면적분율이 85%를 초과하여 인장강도가 800Mpa 미만으로 열위하였다.
또한, 템퍼링 온도가 500℃를 초과하는 B-3의 경우, 항복비가 85%이상이고, 인장강도가 800Mpa 미만으로 열위하였다.
템퍼링 온도가 200℃ 미만인 C-4의 경우, 저온충격인성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (8)

  1. 탄소(C): 0.02~0.12중량%, 망간(Mn): 1.0~3.0중량%, 실리콘(Si): 0.01~0.8중량%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5중량%, 니켈(Ni): 0.01~2.0중량%, 크롬(Cr): 0.1~1.0중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.01~0.5중량%, 구리(Cu): 0.01~1.0중량%, 니오븀(Nb): 0.005~0.10중량%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1중량%, 인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~40중량ppm, 질소(N): 15~150중량ppm, 칼슘(Ca): 60중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 템퍼드베이나이트 면적분율이 50~85% 이고, 나머지가 래스베이나이트 및 마르텐사이트이며, 항복비가 85 % 이하이고, 인장강도가 800Mpa 이상인 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 -40℃에서 충격흡수에너지가 100J 이상인 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재.
  5. 탄소(C): 0.02~0.12중량%, 망간(Mn): 1.0~3.0중량%, 실리콘(Si): 0.01~0.8중량%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5중량%, 니켈(Ni): 0.01~2.0중량%, 크롬(Cr): 0.1~1.0중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.01~0.5중량%, 구리(Cu): 0.01~1.0중량%, 니오븀(Nb): 0.005~0.10중량%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1중량%, 인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~40중량ppm, 질소(N): 15~150중량ppm, 칼슘(Ca): 60중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050℃~1250℃의 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 [오스테나이트 재결정온도(Tnr)]~1250℃ 의 온도범위에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연된 슬라브를 [베이나이트 변태시작온도(Bs)+50]℃~Tnr 의 온도범위에서 사상압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 20℃/s 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 시작온도(Ms)℃ 이하의 온도에서 냉각을 종료하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 Ac1 과 Ac3 온도 사이의 2상 영역 (dual phase region)에서 열처리하는 단계; 및
    상기 열처리된 열연강판을 200℃~500℃ 사이에서 템퍼링하는 단계; 를 포함하는 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재의 제조방법.
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 강재의 미세조직은 템퍼드베이나이트 면적분율이 50~85% 이고, 나머지가 래스베이나이트 및 마르텐사이트인 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재의 제조방법.
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