KR19990042043A - 인성이 우수한 인장강도 140ｋｇｆ/㎟급 고장력강판의 제조방법 - Google Patents

인성이 우수한 인장강도 140ｋｇｆ/㎟급 고장력강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 광산업, 목재업, 시멘트 산업 및 운송업 등의 산업분야에서 사용되는 내마모용 강판의 제조방법에 관한 것이며; 그 목적은 종래의 고장력강과 거의 유사한 강을 제어압연 및 압연후 냉각조건 및 재가열소입조건을 제어하여 종래와 동등이상의 강도를 보이면서 인성이 우수한 140kgf/㎟급 고장력강판의 제조방법을 제공함에 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 고장력강판의 제조방법에 있어서, 중량%로 C:0.13-0.20%, Mn:0.5-1.5%, Si:0.15-0.35%, P:0.02%이하, S:0.008%이하, Cr:0.3-1.0%, B:0.001-0.004%, Ti:0.01-0.04%, Nb:0.01-0.04%, Sol-Al: 0.02-0.06% 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1150-1300℃ 온도에서 가열하여 미재결정온도 영역에서 누적압하율 40% 이상이 되는 조건으로 제어압연한 후, 30초 이내에 냉각을 개시하여 5-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉한 다음, 850-910℃의 온도로 재가열하여 10-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉하고, 이어 150-350℃에서 소려처리하여 이루어지는 인성이 우수한 인장강도 140kgf/㎟급 고장력강판의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

인성이 우수한 인장강도 140ｋｇｆ/㎟급 고장력강판의 제조방법
본 발명은 광산업, 목재업, 시멘트 산업 및 운송업 등의 산업분야에서 사용되는 내마모용 강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 종래의 강과 유사한 화학조성의 강에 제어압연과 직접소입후 저온재가열소입 공정을 적용하여 충격인성이 우수한 인장강도 140kgf/㎟급 고장력강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
내마모용 강판은 내마모성과 밀접한 관련이 있는 경도(또는 강도)에 따라서 분류되고 있으며, 상용 내마모용 강판은 BHN(Brinel Hardness Number)320, 360, 400, 500급이 있고, 이는 각각 인장강도 100, 120, 140, 190kgf/㎟에 해당된다. 최근, 내마모강의 적용분야 및 사용환경이 다양해짐에 따라서 내마모성을 보증하기 위한 강도 이외에도, 인성이 향상된 내마모강의 요구가 증대되고 있다.
인장강도 140kgf/㎟급(BHN400급) 고강도 내마모강을 제조하는 종래의 방법은 다음과 같다. 중량%로 C:0.13-0.30%, Mn:0.4-1.5%, Si:0.15-0.35%, P:0.02%이하, S:0.008%이하, Cr:0.25-0.65%, Mo:0-0.25%, B:0.001-0.003%, Ti:0.-0.05% 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 원소로 구성되는 슬라브를 1150-1300℃에서 충분히 가열하고, 각 압연패스(pass)당 10-30%의 압하율로 열간압연한 다음 공냉한 후 다시 900℃이상으로 재가열하여 소입하고 이어 150-300℃에서 소려처리하여 제조하고 있다. 그런데, 상기한 종래방법에 의해 제공되는 고장력강판은 최근 내마모강의 사용환경을 감안할 때 인성이 낮다는 문제가 있다. 이와 같은 문제는 고가인 Ni, Cr, Mo, Co 등의 합금원소를 첨가하는 방법에 의해 상기 종래강판의 강도를 낮추지 않고 인성을 증가시킬 수는 있다. 그러나, 이러한 합금원소 첨가방법은 탄소당량 증가에 따른 용접성 저하는 물론 생산 비용의 증가를 초래하는 문제점을 안고 있다.
이에, 본 발명자는 고강도강에서 합금원소의 큰 증가없이 인성을 향상시키는 방법에 대해서 깊이 있게 연구와 실험을 행한 결과, 제어압연 및 제어압연후 냉각조건 및 재가열소입조건을 제어하면 마르텐사이트 유효결정립의 미세화효과에 의해 그 해결이 가능하다는 것을 확인하고, 본 발명을 제안하게 이르렀다.
즉, 본 발명은 종래의 고장력강에 합금원소의 첨가없이 제어압연 및 압연후 냉각조건 그리고, 재가열소입조건을 제어함으로서 동등이상의 강도를 보이면서 인성이 우수한 140kgf/㎟급 고장력강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
도 1은 발명재와 비교재의 인장강도-충격인성 관계를 나타내는 그래프이다;
도 2는 발명재와 비교재의 미세조직을 나타내는 광학현미경 사진이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 고장력강판의 제조방법은, 중량%로 C:0.13-0.20%, Mn:0.5-1.5%, Si:0.15-0.35%, P:0.02%이하, S:0.008%이하, Cr:0.3-1.0%, B:0.001-0.004%, Ti:0.01-0.04%, Nb:0.01-0.04%, Sol-Al: 0.02-0.06% 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1150-1300℃ 온도에서 가열하여 미재결정온도 영역에서 누적압하율 40% 이상이 되는 조건으로 제어압연한 후, 30초 이내에 냉각을 개시하여 5-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉한 다음, 850-910℃의 온도로 재가열하여 10-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉하고, 이어 150-350℃에서 소려처리하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 상기 성분범위 및 제조조건 한정 이유에 대해서 설명한다.
상기 C는 강의 주요 강화원소로서 그 함량이 증가하면 소입성 및 고용강화 효과의 증대에 의해서 강도가 증가되지만 용접성 및 인성을 해치고, 반대로 그 함량이 감소하면 강도가 감소하여 강도확보가 불가능하므로 0.13-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 소입성 및 고용강화 효과를 향상시켜 강도를 증가시키나 과도하게 첨가될 경우 용접성을 해치므로 0.5-1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si는 내부품질을 개선하기 위한 탈산제로 첨가되는 성분인데, 그 함량이 증가하면 항복강도는 증가하지만 강의 연성-취성 천이온도를 높여 인성을 해치고 용접성에도 유해하므로 0.15-0.35%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P과 S는 제강과정에서 피할수 없는 불순물 원소로서 그 함량을 낮추는 것은 제조비용의 증가를 초래하나 인성에 유해한 원소이므로 P은 0.02%, S은 0.008%이하로 각각 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cr은 강의 소입성 향상을 위해서 필수적인 원소이며 그 첨가량이 증가할수록 소입성은 증가하나 용접성을 해치는 것므로 0.3-1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 B은 극미량을 첨가하여도 소입성을 크게 향상시키는 원소로 알려져 있다. 일반적인 고장력강에 비해서 Cr의 함량이 낮고 고가인 Ni과 Mo이 첨가되지 않는 본 발명의 경우에는 소입성을 화보하기 위해서 B의 첨가는 필수적이다. 소입성의 확보를 위해서는 최소한 0.001%이상이 첨가되어야 하며, 그 함량이 크게 증가하면 BN 등의 화합물이 형성되어 인성을 해치는 한편, 소입성도 감소시킬 수 있기 때문에 그 첨가량은 0.001-0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ti은 소입성에 대한 B의 효과를 극대화하기 위해서 첨가되는데, 강중에 고용 N가 존재하는 경우에 B과 결합하여 BN화합물을 형성하며 결과적으로 소입성에 대한 B의 효과는 사라지게 된다. 따라서, N와의 친화력이 B보다 강한 Ti을 첨가하여 TiN을 형성시킴으로서 강중의 고용 N을 제거할 목적으로 첨가된다. Ti의 첨가량이 증가할수록 B의 효과를 극대화할 수 있으나, 그 함량이 과도하게 증가하면 주조시 노즐 막힘이 발생할 수 있으며 TiC2S2등의 개재물이 형성되어 인성을 해칠수 있으므로 그 첨가량은 0.01-0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Nb은 오스테나이트 미재결정 온도를 높여 제어압연을 적용하는 경우에 압연생산성을 높이는 효과가 있어 제어압연을 행하는 경우에 필수적인 원소이며, 재가열소입 열처리시 오스테나이트 결정립미세화에도 상당한 효과가 있다. 그러나 그 첨가량이 증가함에 따라 용접성이 나빠지므로 그 함량은 0.01-0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Sol-Al은 탈산을 위해서 필수적인 원소로서 인성을 개선시키는 효과가 있으며 강중의 고용 N을 감소시키는 효과도 있으나 그 함량이 과도하게 증가할 경우에 강중의 알루미늄 산화물 증가로 오히려 인성을 해치게 되므로 그 함량을 0.02-0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 이루어진 슬라브를 1150-1300℃로 가열하는 것이 필요한데, 그 이유는 가열온도가 1150℃이하인 경우에는 압연시 변형저항의 증가로 과도한 압연부하를 초래하며, 1300℃이상의 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상성장에 의한 조직의 불균일을 초래하여 결과적으로 인성을 해칠뿐만 아니라 강중의 고용 N의 증가로 소입성이 부족하여 강도저하를 초래할 수 있기 때문이다.
상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연, 직접소입, 재가열소입 및 소려처리를 순차적으로 실시함에 있어 각각의 조건을 제어하여 재가열소입 열처리시 오스테나이트 결정립을 미세화하는 것이 필요하며, 그 이유는 다음과 같다. 주어진 합금성분의 마르텐사이트강의 강도와 인성을 동시에 향상시키거나 강도의 큰 희생없이 인성을 증가시키기 위해서는 마르텐사이트의 유효결정립을 미세화해야 하기 때문이며, 이를 위해서는 재가열소입 열처리시 오스테나이트의 결정립을 미세화하는 것이 필요하다(출처 - 저자: K.A. Taylor외 2, 서명 : Physical Metallurgy of Direct-Quenched Steels).
먼저, 상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하는데, 이때 미재결정온도 영역에서의 누적압하율이 40%이상이 되는 조건으로 열간압연하는 것이 필요하며 그 이유는 다음과 같다. 재가열소입 열처리전의 조직이 미세할수록 또한 전위가 많을수록 재가열소입 열처리시 마르텐사이트-오스테나이트 변태의 구동력과 핵생성 위치(site)수가 증가하여 오스테나이트의 핵생성이 활발해지며 결과적으로 오스테나이트 결정립은 미세해지게 된다. 미재결정온도 영역에서 누적압하율이 40%이하인 경우에는 오스테나이트로 부터 유기되는 가공전위 조직을 확보할 수 없을뿐만 아니라 조직미세화 효과도 크지 않아서 재가열소입 열처리시 오스테나이트 결정립을 미세화할 수 없기 때문이다.
상기와 같이 열간압연한후 수냉하는데, 이때 수냉개시까지의 유지시간은 그 시간이 짧을수록 제어압연(미재결정압연) 효과를 충분히 확보할 수 있으며, 그 유지시간이 너무 길면 오스테나이트의 재결정에 의해서 제어압연 효과가 반감되므로 30초 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 냉각을 개시하여 냉각하는 속도는 5-50℃/sec가 바람직하다. 그 이유는 냉각속도의 증가가 변태조직의 미세화 및 전위밀도 증가 측면에서 유리하지만, 50℃/sec이상으로 빠르면 심한 판변형을 유발하기 때문이다.
상기와 같이 상온으로 냉각한 다음, 오스테나이트 단상영역(Ac3온도이상)에서 재가열하는 것이 필요한데, 이때 온도범위는 850-910℃로 제한하는 것이 필요하다. 그 이유는 가열온도가 낮을수록 오스테나이트 결정립미세화 측면에서 유리하지만 850℃이하의 경우에는 오스테나이트화가 불충분하게 되어 강도가 감소할 수 있고 910℃이상의 경우에는 오스테나이트 결정립 조대화가 촉진되어 마르텐사이트 유효결정립이 증가하여 결과적으로 인성감소를 초래하기 때문이다. 상기와 같이 가열된 강판을 수냉하는데, 이때의 냉각속도는 10-50℃/sec가 바람직하다. 그 이유는 냉각속도가 빠를수록 마르텐사이트 조직확보에 의한 강도확보 측면에서 유리하지만, 50℃/sec이상으로 빠르면 심한 판변형을 유발하기 때문이다. 또한, 냉각속도가 너무 느리면 상부베이나이트 또는 페라이트 등의 연질조직이 발생하여 강도저하를 초래하기 때문이다.
상기와 같이 상온으로 냉각한 다음, 150-350℃의 온도범위에서 소려처리한다. 소려온도는 강도와 인성에 중요한 인자로서 그온도가 450℃이상이면 인성은 증가하나 세멘타이트 형성 및 회복과 재결정에 의해서 강도가 급격히 감소하며 결과적으로 140kgf/㎟의 강도확보는 불가능하게 된다. 한편, 350-450℃온도 영역에서는 급격한 강도감소는 피할수 있으나 소려마르텐사이트 취화현상이 발생하여 강도와 인성이 모두 감소하기 때문에 그 상한은 350℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한 소려처리를 실시하지 않거나 그 온도가 너무 낮으면 사용중에 지연파괴(delayed fracture)로 알려진 응력부식균열(stress crossion cracking)에 의한 파손의 민감성이 높은 것으로 알려져 있기 때문에 그 하한은 150℃로 하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다.
[실시예]
하기 표 1과 같이 조성되는 슬라브를 1150-1300℃에서 충분히 가열하고, 하기 표 2의 조건으로 압연 및 열처리하여 제조된 각 시편에 대하여 기계적 성질을 측정하고 그 측정결과를 하기 표 3에 나타내었다. 또한 각 시편들에 대한 인장강도-충격인성 관계를 측정하여 그 결과를 도 1에 나타내었다. 그리고, 발명재(a, b)와 비교재(1) 및 비교재(5)에 대하여 광학현미경 미세조직을 관찰하고 그 결과를 도 2에 나타내었다.
강종 화 학 성 분 (중량%)
C Mn Si P S Cr Ti Nb B Sol.Al Fe
발명강 0.16 1.0 0.31 0.002 0.003 0.61 0.031 0.032 0.0025 0.025 나머지
시편번호 미재결정온도영역 에서의압하율(%) 압연후냉각 방법 재가열소입온도(℃) 소려온도(℃)
방법 속도(℃/sec)
발명재 a 57 수냉 32 910 250
b 57 수냉 32 850 250
비교재 1 0 공냉 1.9 910 250
2 0 수냉 33 910 250
3 57 공냉 1.9 910 250
4 57 수냉 32 970 250
5 0 공냉 1.9 850 250
6 0 수냉 33 850 250
7 57 수냉 32 910 350
기계적성질시편 항복강도(kgf/㎟) 인장강도(kgf/㎟) 연신율(%) BHN경도값 충격인성(Joule)
20℃ -40℃
발명재 a 98.5 143.3 14.9 406 63.6 40.3
b 98.8 145.8 15.4 409 60.8 42.1
비교재 1 96.0 141.5 15.4 402 45.7 30.7
2 95.0 141.1 14.7 399 48.3 31.8
3 97.3 141.9 14.8 403 51.6 32.2
4 99.3 140.8 12.7 397 54.8 33.8
5 94.5 135.0 15.1 359 64.3 43.2
6 91.3 130.8 13.7 382 62.9 44.8
7 96.8 135.2 15.3 378 45.6 21.2
참고로, BHN400급 내마모용 강판으로 사용하기 위해서는 BNH 경도값이 400이상이 되어야 하며 이는 ASTM-E-140 표준에 의해서 인장강도 140kgf/㎟에 해당되는 강도이다.
먼저, 상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 의해서 제조된 발명재(a, b)는 종래의 방법으로 제조한(즉, 열간압연하고 공냉한 후 910℃에서 재가열소입하고 250℃에서 소려처리한) 비교재(1) 보다 강도가 증가하여 BHN 400급 내마모용 강판에서 요구하고 있는 강도 및 경도 요구조건을 충분히 만족하고 있을 뿐만 아니라, -40℃에서의 충격인성은 종래방법으로 제조된 비교재(1) 보다 30%이상 증가하였음을 알 수 있다.
이에 반해, 통상의 방법으로 열간압연하고 직접소입한 후 910℃에서 재가열소입한 비교재(2)와 발명재(a, b)와 같이 제어압연하고 공냉한 후 910℃에서 재가열소입한 비교재(3)는 강도측면에서 비교재(1)와 유사하며 BHN 400급 내마모용 강판의 요구수준은 만족하지만 -40℃에서의 충격인성 또한 비교재(1)의 수준을 보이고 있다. 그리고, 발명재(a, b)와 동일한 방법으로 제조한 후 재가열 소입온도만을 970℃로 높인 비교재(4)는 강도와 인성 모두에서 큰 개선효과가 없으며, 발명재(a)와 동일한 방법으로 압연하고 재가열소입 열처리를 행한후 350℃에서 소려처리한 비교재(7)은 강도와 인성 모두 비교재(1) 수준 보다 낮았다. 또한, 종래의 방법으로 제조하고 재가열 소입온도만을 850℃로 낮춘 비교재(5)와 통상의 방법으로 열간압연하고 직접소입한 후 재가열소입온도만을 850℃로 낮춘 비교재(6)은 발명재(a, b)와 유사한 충격인성을 나타내지만 강도가 현저히 낮았다.
한편, 도 1에 나타난 바와같이, 본 발명에 따라 재가열소입 전에 제어압연 및 직접소입을 행하여 미세조직을 제어하고 재가열소입시 통상의 방법 보다 약간 저온에서 재가열을 행하여 다시 한 번 미세조직을 제어하는 방법으로 제조된 발명재(a, b)는 종래방법에 의해 제조된 비교재(1)에 비해서 월등히 우수한 강도-인성의 관계를 보이고 있다. 또한, 발명재(a, b)는 본 발명에서 제시하고 있는 제어압연, 직접소입, 850-910℃의 재가열소입온도 및 150-350℃의 소려온도중에서 한가지 이상의 조건을 벗어나는 방법으로 제조된 비교재(2-7)에 비해서 월등히 우수한 강도-인성의 관계를 보이고 있다.
이를 야금학적인 관점에서 분석해 보면 다음과 같다.
재가열소입 및 소려처리된 마르텐사이트강의 강도는 합금원소의 고용강화, 마르텐사이트 변태시 형성된 전위에 의한 전위강화, 소려처리시 형성된 여러종류의 탄화물에 의한 석출강화, 마지막으로 래스(lath)와 패킷(packet) 등의 마르텐사이트 유효결정립 미세화에 의한 Hall-Petch 강화에 의해서 결정된다(출처 - 저자: A. Kelly와 R.B. Nicholson, 서명 : Strengthening Mechanism in Crystal), 그런데, 이들 강화기구 중에서 강도와 인성을 모두 증가시키는 강화기구는 마르텐사이트 유효결정립 미세화에 의한 강화기구이며 나머지 강화기구는 강도증가와 더불어 인성을 감소시키는 것으로 알려져 있다. 한편, 1966년 Transaction ASM(vol.59. 26 page, 저자:R.A. grange)에 발표되어 그후 정설로 입증된 이론에 따르면 마르텐사이트 유효결정립을 미세화시키기 위해서는 변태전의 오스테나이트 결정립을 미세화해야하며 결과적으로 오스테나이트 결정립을 미세화하면 변태후 마르텐사이트의 강도와 인성이 모두 향상된다.
먼저, 재가열소입처리 조건과 소려처리 조건이 동일한 발명재(a)와 비교재(1-3)을 비교해 보면, 모두 동일한 재가열소입을 실시하였으므로 전위강화 효과는 동일하며 소려처리도 동일한 온도에서 행하였으므로 고용강화 효과와 석출강화 효과도 동일함에도 불구하고 발명재(a)가 비교재(1-3) 보다 강도와 인성이 모두 우수한데, 그 이유는 다음과 같다. 발명재(a)의 경우에 제어압연과 직접소입 공정을 적용하여 재가열소입 전의 조직을 미세화하고 많은 전위를 함유하게 함으로서 재가열시 오스테나이트 변태의 구동력과 핵생성 위치수를 증가시켰으며 결과적으로 재가열소입 오스테나이트의 결정립을 미세화한 것에 있다. 이는 도 2에 제시된 미세조직을 보면 확인할 수 있다. 즉, 도 2(a,b)에 나타난 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 발명재(a)는 재가열소입후 오스테나이트 결정립이 11㎛정도로 매우 미세하다(도 2a). 반면에 종래법으로 제조된 비교재(1)의 오스테나이트 결정립은 16㎛로 더 큼을 알 수 있다(도 2b).
그리고, 발명재(a, b)와 동일한 방법으로 압연 및 냉각을 행한 반면 970℃에서 재가열소입처리된 비교재(4)는 비교재(1)과 유사한 강도-인성을 보이며, 제어압연 및 직접 소입의 효과가 사라진 것으로 나타났다. 이는 재가열소입 온도가 증가함에 따라 오스테나이트 결정립의 크기가 증가한 것이 기인하며 이는 야금학적으로 잘 알려진 Oswald Ripening에 의한 입자조대화 현상이다.
또한, 통상의 방법으로 열간압연 및 공기중에서 냉각하고 850℃에서 재가열소입 처리된 비교재(5)와 통상의 방법으로 열간압연하고 수냉각한 후 850℃에서 재가열소입 처리된 비교재(6)은 발명재(a, b)와 유사한 인성을 보이나 강도가 현저히 낮음을 보였다(도 1). 이는 재가열소입 온도가 너무 낮아서 총분하게 오스테나이트화가 되지 않은 것에 기인한다. 이는 도 2c에 제시된 미세조직을 보면 확인할 수 있다. 즉, 비교재(5)는 재가열소입 후에 매우 작은 재가열 오스테나이트들이 형성되고 있는 반면 조대한 압연조직이 상당히 잔류하여 결과적으로 매우 불균일한 조직을 보임을 알 수 있다. 이와 같은 조직이 발생하면 소입성이 불충분하여 강도가 저하하는 것으로 알려져 있다.
반면에, 비교재(5,6)과 같이 통상의 재가열소입온도 보다 낮은 850℃에서 재가열소입을 행한 발명재(b)는 910℃에서 개가열소입한 발명재(a) 보다 낮은 강도와 인성이 더욱 증가함을 보여주고 있다(도 1). 이는 제어압연 및 직접소입을 행하는 것에 의해서 많은 전위를 함유한 조직으로 부터 재가열 열처리를 실시함으로서 오스테나이트 변태온도(Ac3)를 낮추는 효과에 기인한다. 이는 도 2d에서 제시된 미세조직을 보면 확인할 수 있다. 즉, 발명재(b)는 완전하게 오스테나이트화가 이루어져 매우 균일한 오스테나이트 조직을 보이면서 결정립크기는 8㎛ 정도로 미세해진 것을 알 수 있다.
또한, 발명재와 동일한 압연, 냉각 및 재가열소입으로 제조한 반면 최종 소려처리함을 달리한 비교재(7)의 경우에 강도와 인성 모두 발명재에 비해서 좋지 않음을 알 수 있었다(도 1). 일반적으로 마르텐사이트는 소려온도가 높아지면 강도는 감소하는 반면 인성은 증가하는 경향을 보이지만 세멘타이트가 형성되는 온도인 350-450℃ 부근에서는 강도와 인성이 동시에 감소한다. 이는 야금학적으로 잘 알려진 소려마르텐사이트 취화현상이며 이것이 바로 비교재(7)의 낮은 강도와 인성의 원인이 된다.
이상으로 부터 본 발명재(a, b)의 경우 제어압연 및 직접소입 공정에 의해서 재가열소입 열처리 전의 조직을 미세화하는 한편, 많은 전위조직을 확보함으로서 재가열 열처리시 오스테나이트 변태의 구동력 증가, 핵생성 자리수의 증가 및 오스테나이트 변태온도(Ac3) 감소효과에 의해서 재가열 오스테나이트 결정립이 미세화되고 결과적으로 종래방법에 의해 제조된 비교재(1)에 비해서 강도가 약간 증가하면서도 30%이상의 인성증가가 이룩됨을 알 수 있었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 종래강에 합금성분 첨가없이 종래강과 동등이상의 강도를 보이면서도 인성을 30%이상 향상시킬 수 있으므로 용접성의 저하가 없음은 물론, 인성이 우수한 140kgf/㎟ 급 고장력강을 경제적으로 생산할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

  1. 고장력강판의 제조방법에 있어서,
    중량%로 C:0.13-0.20%, Mn:0.5-1.5%, Si:0.15-0.35%, P:0.02%이하, S:0.008%이하, Cr:0.3-1.0%, B:0.001-0.004%, Ti:0.01-0.04%, Nb:0.01-0.04%, Sol-Al: 0.02-0.06% 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1150-1300℃ 온도에서 가열하여 미재결정온도 영역에서 누적압하율 40% 이상이 되는 조건으로 제어압연한 후, 30초 이내에 냉각을 개시하여 5-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉한 다음, 850-910℃의 온도로 재가열하여 10-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 수냉하고, 이어 150-350℃에서 소려처리하는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 인장강도 140kgf/㎟급 고장력강판의 제조방법.
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