KR101899682B1

KR101899682B1 - 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101899682B1
Application number: KR1020160176382A
Authority: KR
Inventors: 소태일; 채재용; 오홍열; 조재영; 강상덕; 이일철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-22
Filing date: 2016-12-22
Publication date: 2018-09-17
Also published as: KR20180073007A

Abstract

본 발명은 빌딩, 교량, 해양 구조물, 조성 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 우수한 강도와 저온 충격인성을 갖는 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법{STEEL HAVING HIGH STRENGTH AND LOW-TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

최근 국내외 빌딩, 교량, 해양 구조물 등과 같은 구조물은 초고층화, 장스팬화 추세가 진행되고 있어 고강도 극후물 강재가 요구되고 있다. 또한, 조선 분야에서도 극후, 고강도 강재의 개발과 더불어, 그 사용 환경에 따라 우수한 저온 충격인성이 요구되고 있다.

우수한 저온 충격인성을 가지기 위해서는 미세조직의 입도를 미세화하여 결정립계가 충격에 의한 크랙 전파 경로를 우회시키도록 하는 것이 중요하다. 통상의 강관, 압력용기, 건축 등에 쓰이는 후판재의 경우에는 보통 열가공제어(Thermo Mechanical Control Process, TMCP) 방법을 통해, 입도 미세화를 도모하는 방법이 이용되고 있는데, 이 방법은 주로 재결정정지온도(RST) 이하에서 사상압연을 실시하여 오스테나이트 결정립 내부에 변형 밴드를 형성시키고, 변형 밴드 내부에 페라이트가 핵생성하게 하여 입도를 미세화하는 방법이다.

그러나, 극후물 강재의 경우에는 중심부는 두께로 인한 낮은 냉각속도와 압연 시 적용되는 압하량이 매우 낮아 전술한 방법에 의한 입도 미세화 효과가 저하되어 중심부 충격인성이 저하되는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 압연 후 실시될 수 있는 노말라이징 열처리는 냉각 중 조대한 페라이트를 형성시켜 강도의 저하 및 저온 충격인성 확보에 어려움이 따르는 문제가 있다.

한편, 해양 구조물 극후물재의 경우에는 1회 ?칭(Quenching) 및 템퍼링(Tempering) 후에는 제품 중심부의 입도 미세화가 충분하지 못했으나, 2회 이상의 반복 ?칭 및 템퍼링 열치리 시 열처리 전 미세조직의 영향으로 최종 제품 중심부의 입도 미세화 효과가 발생하여 목표하는 수준의 저온 충격인성 확보가 가능했던 사례가 있으나, 이러한 반복 열처리를 통한 미세조직의 미세화는 비용 측면과 공정 부호로 인해 양산재에 적용하기에는 다소 무리가 있는 방법이다.

한편, 특허문헌 1은 탄화물의 개수를 제어하여 역변태 오스테나이트의 핵생성 자리를 제공하여 결정립을 미세화하는 방법을 언급하고 있다. 그러나, 탄화물에도 MC, M₃C, M₇C₃, M₂₃C₆ 등 여러가지 형태가 존재하나, MC, M₃C와 같은 탄화물은 역변태 오스테나이트 핵생성 자리를 제공하는데 유리하지만, M₇C₃과 같은 탄화물은 고온에서도 안정한 형태로 유지되어 오스테나이트 핵생성 자리를 제공하는데, 무리가 있다. 따라서, 특허문헌 1과 같이 단순히 탄화물의 개수 증가가 입도 미세회에 효과적이라고 보기는 어렵다.

한국 공개특허공보 제10-2012-0063200호

본 발명의 일측면은 고강도이면서 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것으로서, 보다 구체적으로는 경화능을 증대하는 원소의 첨가와 더불어, 열간압연 후 냉각, 템퍼링 및 노말라이징 처리를 통해 높은 강도와 저온 충격인성을 갖는 강재과 이를 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않는 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자가 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.08~0.2%, Mn: 0.5~1.8%, Si: 0.1~0.5%, Al: 0.01~0.1%, Ni: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.8%, Cu: 0.01~1.0%, Nb: 0.005~0.05%, B: 0.0001~0.002%, Ti: 0.002~0.1%, N: 0.001~0.01%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

강재의 미세조직은 평균 결정립 크기가 12㎛ 이하인 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재를 제공한다.

본 발명의 또다른 일태양은 상기 조성을 갖는 강 슬라브를 Ac3~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계;

상기 재가열된 슬라브를 Ac3 이상의 온도에서 마무리 압연하는 열간 압연하는 단계;

상기 열간 압연된 강재를 10℃/s 이상의 냉각속도로, 상온~400℃의 온도범위까지 냉각하는 단계;

상기 냉각된 강재를 550℃~Ac1의 온도범위에서 (3.4t+30)(t는 강재의 두께, ㎜)분 이상 유지하는 템퍼링하는 단계;

상기 템퍼링 후 Ac3~950℃ 온도범위에서 (1.3t+30)(t는 강재의 두께, ㎜)분 이상 유지하는 노말라이징 처리하는 단계;를 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 높은 강도를 가지면서 우수한 저온 충격인성, 특히 중심부의 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일태양 제조공정의 시간과 온도를 나타낸 그래프이다
도 2는 본 발명의 실시예 중 발명예 1과 비교예 2의 템퍼링 공정 유무에 따른 샤르피 충격 에너지를 나타낸 그래프이다.

이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다. 본 발명은 고강도이면서, 우수한 저온 충격인성이 우수한 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것으로, 경화능을 증대하기 위한 합금원소 첨가와 더불어 압연 후 냉각조건 제어를 통한 초기 미세조직을 제어하여, 열처리 후 입도 미세화 및 미세 탄화물 분산에 의한 저온 충격인성 향상을 도모하는 기술에 관한 것이다.

먼저, 본 발명 강재의 합금 조성에 대해서 상세히 설명한다(이하, 중량%).

탄소(C): 0.08~0.2%

상기 C는 열간압연 후 급냉(?칭)하여 경질상인 베이나이트와 마르텐사이트를 형성시키고, 형성되는 베이나이트의 크기와 분율을 결정하는 중요한 원소이므로 적절한 범위 내로 포함된다. 그러나, C의 함량이 0.2%를 초과하게 되면 인성이 저하되며, 0.08% 미만에서는 충분한 경화능이 얻어지지 않아, 마르텐사이트 또는 베이나이트 형성을 방해하므로, 상기 C의 함량은 0.08~0.2%이 것이 바람직하다.

망간(Mn): 0.5~1.8%

상기 Mn은 오스테나이트 안정화 원소이고, 잔류 오스테나이트를 형성하기 유용한 원소이므로, 0.5% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 1.8%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능으로 인한 용접부 인성의 저하가 발생할 수 있으므로, Mn의 함량은 0.5~1.8%인 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.1~0.5%

상기 Si는 탈산제로 사용되며, 강도 향상 및 인성 향상에 도움이 된다. 그러나, 상기 Si가 0.5%를 초과하는 경우에는 저온 인성 및 용접성이 저하될 수 있다. 반면, 0.1% 미만의 경우에는 탈산 효과가 불충분할 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~0.5%가 바람직하며, 0.1~0.3%가 보다 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.01~0.1%

상기 Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 충분한 효과를 나타내기 위해서는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1%를 초과하는 경우에는 연속 주조시 노즐 막힘이 발생할 수 있으므로, Al의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 0.01~0.5%

상기 Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서 충분한 효과를 나타내기 위해서는 0.01% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni는 고가의 원소이므로, 0.5%를 초과할 경우에는 경제성이 크게 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.01~0.5%

상기 Cr은 경화능을 증가시키는 원소로서, 모재의 강도를 향상시킬 수 있으며, 충분한 효과를 나타내기 위해서는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, Cr은 0.5%를 초과할 경우에는 용접성이 크게 저하될 수 있으므로, Cr의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.8%

상기 Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 대폭 향상시켜 페라이트 형성을 억제함과 동시에 베이나이트 또는 마르텐사이트 형성을 유도하는 효과가 있고, 강도 또한 크게 향상시킬 수 있기 때문에, 0.01% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 고가의 합금원소이고, 다량 첨가될 경우에는 용접부의 경도를 과도하게 증가시켜 인성을 저해할 수 있기 때문에, 0.8%를 넘지 않는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.8%인 것이 바람직하다.

구리(Cu): 0.01~1.0%

상기 Cu는 모재의 인성 저하를 최소화시키면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하나, 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로, 그 상한은 1.0%인 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0001~0.002%(1~20ppm)

상기 B는 저가의 합금원소로서, 미량 첨가에도 강한 경화능을 나타내는 원소이므로 1ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 20ppm을 초과하는 경우에는 오히려 경화능을 저해함과 동시에 저온 충격인성을 크게 저하시킨다. 따라서, 상기 B의 함량은 1~20ppm인 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.005~0.05%

상기 Nb는 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킬 뿐만 아니라, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다. 또한, 압연 후 냉각 시에도 오스테나이트의 안정성을 높여 낮은 속도의 냉각에서도 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경질상 생성을 촉진시켜 주는 역할도 한다. 따라서, 상기 효과를 발휘하기 위해서 Nb는 0.005% 이상 첨가되나, 0.05%를 초과하여 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 크랙이 발생할 수 있는 문제점이 있다. 따라서, Nb의 함량은 0.005~0.05%인 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.002~0.1%

상기 Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온 인성을 크게 향상시키는 원소로서, 0.002% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.1%를 초과한 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나, 중심부 정출에 의한 저온 인성 감소와 같은 문제점을 발생시킬 수 있으므로, Ti의 함량은 0.002~0.1%인 것이 바람직하다.

질소(N): 0.001~0.01%(10~100ppm)

상기 N은 Ti와 동시 첨가 시, TiN을 형성하여 용접 열영향에 의한 결정립 성장을 억제해주는 원소이나, 다량 첨가될 경우 인성을 큰 폭으로 감소시키는 원소로서 최대 100ppm 이하인 것이 바람직하다. 다만, 10ppm 미만으로 N 함량을 제어하는 것은 제강 부하를 증가시키기 때문에, 상기 N 함량은 10~100ppm인 것이 바람직하다.

인(P): 0.02% 이하

상기 P는 강도 향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로, 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하다. 따라서, 그 상한은 0.02%로 하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.01% 이하

상기 S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로, 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하다. 따라서, 그 상한은 0.01%로 하는 것이 바람직하다.

상기 조성에 추가적으로, 바나듐(V) 및 텅스텐(W) 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다. 상기 V 및 W는 용접 후 열처리(PWHT) 후에 물성 열화를 방지하는 역할을 한다. 구체적으로, 바나듐(V): 0.01~0.5% 및 텅스텐(W): 0.01~0.1% 중 하나 이상을 포함하는 것이 바람직하다.

상기 V는 다른 합금원소에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접 열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있어, 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하나, 0.5%를 초과하는 경우에는 강도 하락을 방지하는 효과가 저해되므로, 상기 V는 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.

상기 W은 기지조직의 연화를 방지함과 동시에 탄화물을 석출하는데 효과적인 원소로서, 이를 위해서는 0.01% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면, W은 고가의 원소이므로 첨가량은 최대 0.1%로 하는 것이 바람직하다.

상기 성분 이외에 나머지는 Fe를 포함한다. 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 언급하지 않는다. 또한, 본 발명은 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가를 배제하는 것은 아니다.

본 발명의 강재는 결정립 크기가 12㎛ 이하의 페라이트와 펄라이트 조직을 포함하는 것이 바람직하다. 후술하는 바와 같이, 최종 노말라이징 열처리 후 공냉한 강재의 미세조직은 결정립 크기가 12㎛ 이하인 페라이트가 60~80부피%로 포함하고 나머지가 사상압연 방향과 동일한 방향을 가지는 밴드구조의 펄라이트 조직을 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명의 강재는 중간 템퍼링 열처리를 도입함에 따라, 노말라이징 열처리 후 페라이트의 크기가 미세화되어, 저온 충격인성을 크게 개선시킬 수 있다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대해 상세히 설명한다. 본 발명은 전술한 합금 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 열간압연하는 단계; 냉각하는 단계; 템퍼링 열처리 하는 단계; 및 노말라이징 열처리 하는 단계;를 포함한다.

상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 Ac3~1250℃의 온도범위로 재가열한다. 참고적으로, 상기 Ac3 온도는 아래 관계식에 의해 도출될 수 있다(각 성분의 값은 함량(중량%)임).

Ac3 = 937.2 - 436.5C + 56Si - 19.7Mn - 16.3Cu - 26.6Ni - 4.9Cr + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al + 3315B

강 슬라브를 Ac3 온도 미만으로 재가열 할 경우 완전한 오스테나이트 조직을 얻을 수 없으며, 1250℃를 초과한 온도에서 재가열 할 경우 오스테나이트 결정립 크기가 조대해져 열간압연 후 미세한 미세조직을 얻을 수 없으므로, Ac3~1250℃의 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다.

상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연한다. 이때 열간 압연은 Tnr~1250℃의 온도에서 조압연하고, Ac3 이상의 온도에서 사상압연을 행하는 것이 바람직하다. 상기 Tnr은 아래 관계식에 의해 도출될 수 있다.

Tnr = 887 + 464C + (6445Nb-√644Nb) + (732V-√230V) + 890Ti + 363Al - 357Si

상기 조압연을 Tnr~1250℃의 범위로 설정한 것은 위 강 슬라브 재가열 범위를 설정한 이유와 동일하며, Ac3 온도 미만의 온도에서 사상압연을 실시할 경우 오스테나이트와 페라이트 조직이 혼재될 위험이 있으며, 압연롤에 부하가 증가하여 설비상 문제가 발생할 소지가 있기 때문에, Ac3 이상의 온도에서 사상압연을 하는 것이 바람직하다.

상기 열간 압연된 강재를 냉각한다. 이때 냉각은 가속 냉각(급냉, ?칭)을 행하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각속도가 10℃/s 미만이면 저온상인 베이나이트나 마르텐사이트 대신 페라이트 및 펄라이트가 형성되어 래쓰 경계 잔류 오스테나이트의 형성이 어려우므로, 냉각속도는 10℃/s 이상인 것이 바람직하며, 상부(upper) 베이나이트 또는 페라이트 형성 억제를 위해서, 상온~400℃의 온도범위까지 냉각하는 것이 바람직하다.

상기 냉각 즉, 가속 냉각을 통해 저온 조직(래스 베이나이트 또는 마르텐사이트)를 형성한다. 또한, 상기 저온 조직상 경계에 존재하는 잔류 오스테나이트의 분율(부피 분율)은 1.5% 이상인 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 1.5% 미만이면, 후술하는 템퍼링 열처리 시, 얻어지는 시멘타이트(탄화물)의 부피분율이 낮아 충격 인성의 개선 효과가 충분하지 못하다. 상기 잔류 오스테나이트 분율의 상한은 특별히 한정하지 않으나, 강도 하락을 방지하기 위해서는 10%를 넘지 않는 것이 바람직하다.

상기 냉각 후 템퍼링(tempering) 열처리를 행한다. 상기 템퍼링 열처리는 550℃~Ac1의 온도범위에서 (3.4t+30)분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 상기 t는 강재의 두께(mm)를 의미하고, Ac1은 아래의 관계식으로 도출될 수 있다.

Ac1 = 750.8 - 26.6C + 17.6Si - 11.6Mn - 22.9Cu - 23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo - 39.7V - 5.7Ti + 232.4Nb - 169.4Al - 894.7B

상기 템퍼링 열처리를 행함으로서, 상기 가속 냉각시 형성된 잔류 오스테나이트는 모두 시멘타이트(탄화물)로 분해된다. 통상적으로 래스 베이나이트나 마르텐사이트의 경계면에 존재하는 잔류 오스테나이트는 모상과 유사한 방위관계를 가지며, 이를 Ac3 온도를 넘어 열처리하게 되면, 오스테나이트간 합체 및 성장이 일어나 입도 미세화 효과를 저해하는 단점이 있다. 그러나, 래스 베이나이트나 마르텐사이트의 경계면에 시멘타이트(탄화물)이 존재하는 경우에, 이를 Ac1 온도 이하로 열처리하게 되면, 결정 방위가 상이한 시멘타이트가 오스테나이트로 역변태하는 과정에서 합체 및 성장의 억제가 가능한다. 한편, 상기 템퍼링 열처리를 550℃ 미만에서 수행할 경우, 잔류 오스테나이트로부터 분해된 시멘타이트(탄화물)의 조대화가 충분히 일어날 수 없다.

상기 템퍼링 열처리를 (3.4t+30)분 미만의 시간으로 유지할 경우에는 중심부 숙열도가 부족할 수 있다. 상기 열처리는 조업조건을 고려하고, 강도 저하를 방지하기 위해서 (3.4t+120)분 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 템퍼링 열처리 후 노말라이징(normalizing) 열처리를 행한다. 상기 노말라이징은 Ac3~950℃의 온도에서, (1.3t+20)분 이상 유지하는 것이 바람직하다.

상기 템퍼링 열처리 후 행해지는 노말라이징 열처리는 도 1에 나타난 바와 같이, 2가지의 방안이 가능한다. 즉, 도 1의 (1)에 도시된 바와 같이, 템퍼링 열처리 후 냉각 없이 바로 노말라이징 온도로 승온하는 방법이고, 다른 하나는 도 1의 (2)에 도시된 바와 같이, 템퍼링 후 공냉하고 나서 노말라이징 온도로 승온하는 방법이다. 어느 방법을 택할지는 제조공정의 상황과 여건에 따라, 작업자의 선택사항이다. 상기 노말라이징 열처리를 행하여, 결정립 크기가 12㎛ 이하인 페라이트와 펄라이트 조직을 확보한다.

상기 노말라이징 온도가 Ac3 미만일 경우에는 오스테나이트와 페라이트가 공존하여 공냉 후 조대한 페라이트를 형성할 수 있으며, 950℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트가 조대하게 성장하여 강도 및 인성이 저하될 수 있다. 한편, 충분한 숙열도를 유지하기 위해서는 (1.3t+20)분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 공정부하 증가와 강도 저하를 방지하기 위해서 (1.3t+120)분 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강재는 항복강도가 260MPa이상, 인장강도가 500MPa 이상이며, -20℃에서의 샤르피 충격에너지가 300J 이상인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것이며, 본 발명을 한정하고자 하는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1의 조성을 갖는 100㎜ 두께의 슬라브를 제조하고, 이 슬라브를 조압연 및 사상압연하여 두께 40㎜의 판재를 제조하였다.

이와 같은 열간압연 후 표 2의 조건으로 가속 냉각(?칭), 템퍼링 열처리, 노말라이징 열처리를 행하였다. 한편, 상기 가속 냉각 후 미세조직의 잔류 오스테나이트 분율을 표 2에 함께 나타내었다.

위와 같이 제조된 각 강재에 대해서, 결정립 크기, 인장강도, 충격 인성 등을 평가하여, 그 결과를 표 3에 나타내었다. 이때 결정립 크기는 광학 현미경을 이용하여 조사하였고, 강도 및 연신율은 인장시험기를 이용하였으며, 충격 인성은 샤르피 충격 시험기를 통해, -20℃에서의 샤르피 충격 인성 결과를 측정하였다. 한편, -80~20℃의 조건에서 충격인성의 천이구간을 관찰하여, 이를 도 2에 나타내었다.

No.	C	Si	Mn	Al	B	Ni	Cr	Mo	Cu	P	S	Ti	N	Nb	V	W
1	0.17	0.18	1.41	0.02	1	0.014	0.02	0.01	0.014	110	11	0.016	80	0.014	0.010	0.09
2	0.16	0.19	1.37	0.01	2	0.013	0.04	0.02	0.016	101	12	0.015	70	0.032	0.010	0.08
3	0.16	0.19	1.37	0.02	2	0.014	0.02	0.10	0.014	115	10	0.016	78	0.012	0.011	0.09
4	0.17	0.35	1.40	0.02	4	0.014	0.03	0.03	0.013	108	11	0.016	76	0.015	0.009	0.10
5	0.12	0.18	1.43	0.02	3	0.014	0.03	0.02	0.012	111	11	0.016	84	0.013	0.010	0.09
6	0.17	0.18	1.41	0.02	1	0.014	0.02	0.01	0.014	110	11	0.016	80	0.014	0.010	0.09
7	0.17	0.18	1.41	0.02	1	0.014	0.02	0.01	0.014	110	11	0.016	80	0.014	0.010	0.09
8	0.17	0.20	1.40	0.02	1	0.013	0.54	0.01	0.013	113	11	0.015	80	0.015	0.010	0.09
9	0.22	0.05	1.39	0.02	1	0.013	0.02	0.03	0.013	112	11	0.015	80	0.015	0.010	0.09

(나머지는 Fe와 불가피한 불순물이고, 단위는 중량%임. 단, B, P, S 및 N의 중량ppm임.)

No.	열연 후 가속냉각	잔류 γ 분율(%)	템퍼링 온도(℃)	템퍼링 시간(min.)	노말라이징 온도(℃)	노말라이징시간(min.)	구분
1	○	3.52	620	240	890	125	발명예 1
2	○	3.16	622	240	891	125	발명예 2
3	○	4.02	615	240	892	125	발명예 3
4	○	2.16	621	240	891	125	발명예 4
5	○	2.97	623	240	889	125	발명예 5
6	×	1.24	-	-	890	125	비교예 1
7	○	3.52	-	-	890	125	비교예 2
8	○	3.77	621	240	893	125	비교예 3
9	○	4.67	622	240	891	125	비교예 4

No.	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	연신율(%)	-20℃ 샤르피 충격에너지(J)	결정립 크기(㎛)	구분
1	340	504	40	342	11.63	발명예 1
2	308	507	38	348	11.22	발명예 2
3	331	535	35	352	10.04	발명예 3
4	355	521	38	319	11.76	발명예 4
5	297	506	40	350	11.57	발명예 5
6	362	510	39	226	11.72	비교예 1
7	329	507	39	199	12.88	비교예 2
8	348	542	32	152	13.25	비교예 3
9	362	527	34	127	10.26	비교예 4

No. 1 내지 5의 경우에는 모두 본 발명의 합금 조성범위를 만족하고, 제조 조건을 만족하는 경우로서, 항복강도(YS)가 260MPa 이상, 인강강도(TS)가 500MPa 이상, -20℃에서의 샤르피 충격 에너지가 300J 이상을 만족하는 것을 확인할 수 있다.

한편, No. 6 내지 7은 상기 No. 1과 합금 조성범위가 동일하지만, No. 6은 열간압연 후 가속 냉각을 하지 않고, 공냉을 적용하여 초기 미세조직이 페라이트롸 펄라이트로 구성되고, 템퍼링 처리 없이 노말라이징을 적용한 경우로서, 인장특성은 우수하지만, 저온 충격인성이 본 발명에서 목표한 것에 도달하지 못했다. No. 7은 중간 템퍼링을 하지 않고, 노말라이징을 한 것으로서, No. 6에 비해 저온 충격인성이 더욱 열위해졌다.

No. 8은 Cr의 함량이 본 발명의 범위를 초과한 경우로서, 고온에서 안정한 M₇C₃ 형태의 탄화물의 생성으로 노말라이징 열처리 시 탄화물이 역변태 오스테나이트의 핵생성 사이트로의 역할을 제대로 수행하지 못하여 열위한 저온 충격인성을 나타냈다. No. 9는 C의 함량이 본 발명 범위를 초과하고, Si 함량이 본 발명 범위에 미치지 않는 경우로서, 저온 충격인성이 크게 저하되어 본 발명에서 요구한 물성을 만족하지 못하고 있다.

한편, 도 2는 상기 발명예 1과 비교예 2의 충격천이곡선을 나타낸 결과로, 노말라이징 열처리 전 단계에서 템퍼링 열처리를 도입한 경우(발명예 1)와, 템퍼링 도입 없이 노말라이징 열처리한 강재(비교예 2)의 온도별 샤르피충격에너지를 나타낸 도면이다. 노말라이징 전 템퍼링 열처리를 도입한 강재가 0~-80℃의 온도 범위에서 템퍼링을 미적용한 강재에 비해 우수한 저온 충격인성을 나타내는 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.08~0.2%, Mn: 0.5~1.8%, Si: 0.1~0.5%, Al: 0.01~0.1%, Ni: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.8%, Cu: 0.01~1.0%, Nb: 0.005~0.05%, B: 0.0001~0.002%, Ti: 0.002~0.1%, N: 0.001~0.01%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강재의 미세조직은 평균 결정립 크기가 12㎛ 이하인 페라이트 60~80 부피% 및 사상압연 방향과 동일한 방향을 가지는 밴드구조의 펄라이트 20~40부피%를 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 V: 0.01~0.5% 및 W:0.01~0.1% 중 하나 이상을 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
삭제
중량%로, C: 0.08~0.2%, Mn: 0.5~1.8%, Si: 0.1~0.5%, Al: 0.01~0.1%, Ni: 0.01~0.5%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.8%, Cu: 0.01~1.0%, Nb: 0.005~0.05%, B: 0.0001~0.002%, Ti: 0.002~0.1%, N: 0.001~0.01%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 Ac3~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 Ac3 이상의 온도에서 마무리 압연하는 열간 압연하는 단계;
상기 열간 압연된 강재를 10℃/s 이상의 냉각속도로, 상온~400℃의 온도범위까지 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강재를 550℃~Ac1의 온도범위에서 (3.4t+30)(t는 강재의 두께, ㎜)분 이상 유지하는 템퍼링하는 단계;
상기 템퍼링 후 Ac3~950℃ 온도범위에서 (1.3t+30)(t는 강재의 두께, ㎜)분 이상 유지하는 노말라이징 처리하는 단계;
를 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 강 슬라브는 V: 0.01~0.5% 및 W:0.01~0.1% 중 하나 이상을 포함하는 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 냉각 후의 강재는 래스 베이나이트 및 마르텐사이트 중 하나 이상인 저온 조직상으로 이루어지고, 상기 저온 조직상 경계에 존재하는 잔류 오스테나이트는 1.5 부피% 이상인 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.