KR19990053985A

KR19990053985A - 저온인성이 우수한 베이나이트계강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR19990053985A
Application number: KR1019970073716A
Authority: KR
Inventors: 주세돈
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 1997-12-24
Filing date: 1997-12-24
Publication date: 1999-07-15
Also published as: KR100325714B1

Abstract

본 발명은 화학조성이 중량%로 C: 0.01%∼0.04%, Mn: 1.2%∼2.0%, Si: 0.1%∼0.3%, Al: 0.02%∼0.06%, Ti: 0.01∼0.03%, Nb: 0.04∼0.06%, V: 0.05∼0.07%, Mo: 0.15∼0.25, B: 0.001∼0.002, S: 0.02%이하, P: 0.02%이하, N: 10∼100ppm, O: 0.01%∼0.05%, Ca: 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물원소로 이루어진 베이나아트계강 및 상기 조성으로 이루어진 강의 슬라브를 1050℃∼1300℃의 온도범위에서 가열한 후 변태온도보다 100℃∼200℃높은 온도에서 압연을 종료하는 단계와, 상기 압연을 종료한 강의 슬라브를 가속 냉각하는 단계를 포함하여 이루어진 것을 특징으로하는 저온인성이 우수한 베이나이트계강의 제조방법을 요지로 한다.

Description

저온인성이 우수한 베이나이트계강 및 그 제조방법

본 발명은 저온인성이 우수한 베이나이트계강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 특히 인장강도 62kgf/mm²이상을 유지하며서 저온인성도 -60℃에서 200J/cm 이상 확보되는 후판 강재를 고온압연 및 가속냉각에 의해 제조함으로써 생산 단가를 향상시킨 베이나이트계강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래에는 인장강도 60kgf/mm²급 이상을 요구하는 고강도 구조용 강재C,Mn 및 미량원소 들을 다량 함유시켜 강재의 강도를 높이는 방법과, 혹은 강재의 필수적인 후속공정인 용접시의 용접성을 개선하기 위하여 합금원소의 함유를 가급적 줄이고, 이에 따른 강도 저하는 가속냉각을 통한 미세조직의 제어를 통하여 보상하는 방법이 주로 이용되어 왔다. 혹은 극저탄소형 베이나이트 합금의 경우에는 고온 압연 후 공냉을 통하여 기지조직을 베이나이트로 만들어서 강도 및 용접성을 향상시키는 방법이 최근에 공진된 바 있다. 그런데 고온압연 및 공냉에 의해 제조된 저탄소형 강재는 베이나이트 조직이 비교적 조대하여 조온인성이 취약한 단점을 가지고 있으며, 특히 마무리압연온도를 850℃이상으로 관리해야 하며, 이는 생산성저하와 염격한 품질관리를 초래하는 단점이 있다.

본 발명은 강의 강도에 결정적인 영향을 미치는 C의 함량을 극소화하는(0.04%이하)대신 Mo와 B을 이용하여 강재의 경화능을 높여서 기지조직을 페라이트가 아닌 베이나이트로 만드는데 있어서, 고온에서 압연을 종료한 후 가속냉각하여 베이나이트 기지조직을 치밀하게 제어함으로서 저온인성이 우수한 60kg후 강판을 제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.

상술한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 항복강도 50kgf/mm²본급 구조용 강재를 제조하는 방법에서, 강의 성분을 중량 %로 C:0.01%∼0.04%, Mn:1.2%∼2.0%, Si: 0.1%∼0.3%, Al: 0.02%∼0.06%, Ti:0.01∼0.03%, Nb: 0.04∼0.06%, V: 0.05∼0.07%, Mo: 0.15∼0.25, B: 0.001∼0.002, S: 0.02%이하, P:0.02%이하, N: 10∼100ppm, O: 0.01%∼0.05%, Ca:10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 강을 조성하는 단계와, 상기 강의 슬라브를 1050℃∼1300℃의 온도범위에서 가열한 후 변태온도보다 100℃∼200℃높은 온도에서 압연을 종료하는 단계와, 상기 압연을 종료한 강의 슬라브를 가속 냉각하는 단계를 포함하여 이루어진 것을 특징으로하는 저온인성이 우수한 베이나이트계강의 제조방법에 의하여 달성된다.

도 1은 발명강과 비교강의 차피충격에너지 값을 실험온도에 대하여 나타낸 그래프도.

도 2는 (a)발명강과 (b)비교강의 미세조직사진(압연종료온도=950℃)을 나타낸 도면이다.

이하 본 발명을 상세히 설명하기로 한다.

본 발명에 관한 베이나이트강은 그 화학조성이 중량 %로 C:0.01%∼0.04%, Mn:1.2%∼2.0%, Si: 0.1%∼0.3%, Al: 0.02%∼0.06%, Ti:0.01∼0.03%, Nb: 0.04∼0.06%, V: 0.05∼0.07%, Mo: 0.15∼0.25, B: 0.001∼0.002, S: 0.02%이하, P:0.02%이하, N: 10∼100ppm, O: 0.01%∼0.05%, Ca:10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물원소로 이루어져 있다.

또한 본 발명은 상기 조성으로 이루어진 강의 슬라브를 1050℃∼1300℃의 온도범위에서 가열한 후 변태온도보다 100℃∼200℃높은 온도에서 압연을 종료한 후, 가속냉각법을 냉각하여 생산성을 향상시키고, 조온인성이 우수한 인장강도 60kgf/mm²본급 강재의 제조방법을 제공하고 있다.

이하, 본 발명의 성분 한정이유에 대하여 설명한다.

통상 강의 합금성분중 C은 함량이 적을 경우 제 2상 조직의 분율이 저하하여 강도가 저하되고, 만을 경우에는 강도는 증가하나 충격인성 특히 저온인성을 해치고 용접시에 용접성을 저하시킨다. 본 발명은 C함량을 0.04%이하로 극저 관리하여, 압연후의 기지조직을 베이나이트로 만들고 제 2상의 생성을 억제시키되, C의 함량이 0.01% 이하이면 베이나이트 기지상의 자체강도가 저하되므로 C의 함량을 0.01%∼0.04%범위로 한정하는 것이다.

Si은 제강시에 탈산제로 첨가되며 고용강화 효과도 있으나, 충격천이 온도를 높이고 0.3%이상이면 첨가되면 용접성이 저하되며 강판표면에 산화피막이 심하게 형성되므로 그 함량은 0.1∼0.3%범위로 한정하는 것이다.

Mn은 S와 함께 연신된 비금속개재물인 MnS을 형성하여 상온연신율 및 저온인성을 저하시키므로 2.0%이하로 관리하는 것이 바람직하나, 1.2% 이가가 되면 강의 소입성을 저하키켜 공냉시에 베이나이트를 형성하기 어려워 강도확보가 어려우므로 1.2∼2.0%로 제한하는 것이다.

Al은 제강시에 탈산제로 첨가되나 0.06% 이상 첨가되면 비금속 산화물인 Al₂O₃를 형성하여 충격인성을 저하시키므로 0.02∼0.06%범위로 제한하는 것이다.

Ti은 강의 응고과정에서 TiN석출물을 형성하여 주괴를 가열하는 동안에 결정립의 성장을 억제하고, 열간압연과정에서 재결정립의 성장을 억제함으로써, 강의 결정립 미세화에 큰 역할을 하는 주요한 원소이다. Ti의 적정 첨가량은 N의 함량에 따라 변하게 되는데, 질소의 양에 비해 Ti의 첨가가 상대적으로 적으면 형성되는 TiN의 양이 적어서 결정립을 미세화시키는데 불리하고, 반면 과량 첨가되는 가열 중 TiN이 조대해져서 또한 결정립 성장 억제 효과가 감소하게 된다. 따라서 Ti의 첨가량은 0.01∼0.03로 한정하는 것이다.

Nb은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 기지(Martrix)와 정합을 이루는 탄질화물(Nb(C,N))로 석출함으로서 강의 강도를 증가시키는 중요한 원소이다. 본 발명의 특징이 공냉에 의한 베이나이트 기지 조직의 형성에 의하여 강도 및 저온인성이 우수한 강을 제조함에 있으므로 경화능을 증진시키기 위해서는 Nb을 다량함유시키는 것이 중요하나, 0.06% 이상 첨가하여도 상기의 효과가 증대시키는 것이 아니며, 페라이트 내의 고용된 상태로 존재하여 충격인성을 저하시킬 위험이 있고, 용접성을 저하시킬 수도 있으므로 0.04%∼0.06%로 제한하는 것이다.

V은 냉각 중에 VC를 형성하여 석출강화 및 입계성장 억제에 기여하며, 공냉중에 미세한 VC가 석출하여 강도를 증가시키므로 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하나 0.07%이상 함유되면 조대한 VC가 취성을 유발시키고 용접성을 저해하므로 0.05%∼0.07%로 제한하는 것이다.

B은 경화능을 증대시킬 뿐 아니라 입계에 편석하여 입계의 결합력을 증대시키는 것으로 알려져 있다. 이는 입계를 따라 파단이 진전되는 인성 파괴 특성을 보이는 강에서의 저온인성을 증진시키는데 B이 큰 기여를 하게됨을 의미하므로 B을 0.001% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 그러나 0.002% 이상 함유하면 입계를 오히려 취화시키는 경향이 있으므로 0.001%∼0.002% 범위로 제한하는 것이다.

Mo는 경화능을 증진시켜 페라이트 변태를 억제함으로서 기지조직을 베이나이트 조직으로 만드는데 필수적인 원소이나. 0.25%이상 함유하면 Mo-C석출물이 형성되어 입계를 취화시키고, C에 의한 냉각능 또한 저하시키므로 0.15∼0.25%범위로 제한하는 것이다.

P는 충격인성에 특히 나쁜 원소로서 함량이 낮으면 낮을수록 좋으나 제강과정에서 피할 수 없는 물성에 해로운 영향을 끼치지 않도록 그 함량은 0.02%이하로 제한하는 것이다.

S은 MnS의 비금속 개재물로 존재하여 열간압연에 의하여 길게 연신되어 강판 물성이 이방성을 조장하고 충격인성을 저하시키므로 그 함량은 0.002%이하로 관리하는 것이다.

상기 합금성분 외에 다른 합금 성분으로서, N,O 및 Ca은 일반 구조용 강재의 경우 통상 함유되는 성분으로서 그 함량 또한 통상의 범위인 N: 10∼100ppm, O:0.01%∼0.05%, Ca: 10∼100ppm이다.

이하, 열간압연 및 냉각에 대해 보다 상세히 설명한다.

본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강의 슬라브를 1050℃∼1300℃의 온도범위에서 가열한 후 재결정 영역에서 열간 압연하고, 60%∼80%의 압하량 범위로 재결정 온도 이하의 미재결정 영역에서 열간압연하여 Ar3+100℃∼200℃의 온도범위에서 종료하는 열간압연을 행한 압연판을 물을 이용하여 냉각속도 7℃/sec 이상으로 냉각시킨다.

상기와 같이 조성되는 저합금강의 슬라브를 열간압연 하기전에 1050∼1300℃의 온도범위서 가열해 주게 되는데, 그 이유는 다음과 같다. 본 발명에서는 Nb를 오스테나이트 중에 용해된 상태로 존재하도록 하며, 이 Nb에 의한 경화능 증가로 생기는 변태온도의 강하로 페라이트를 미세화 시키는 것이 강도 및 저온인성 향상을 위하여 주요한 점이다. 슬라브 상태에서는 Nb이 C과 결합하여 탄화물 NbC로 존재하며, 따라서 열간압연전에 슬라브를 1050℃ 이상으로 가열하여 NbC가 용해되어 Nb이 원자상태로 존재하도록 해야하며, 단 가열온도가 1300℃ 이상일 경우에는 오스테나이트 입자가 너무 조대화되고, 강중에 델타 페라이트(δ-ferrite)가 일부 생성되어 강판의 성질을 열화시키므로 슬라브 가열온도는 1050∼1300℃ 범위로 하는 것이다.

상기 가열온도로 가열된 주괴는 재결정영역에서 열간압연한 후 재결정온도이하의 미재결정 영역에서의 압하량이 60∼80%가 되도록 미재결정 압연한다. 압하량이 60%이하일 경우에는 미재결정 압연에 의한 페라이트 입자 미세화를 기대할수 없고 80% 이상일 경우에는 압연 후에 판내에 극심한 재질편차가 우려되므로 압하량은 60∼80% 범위에서 관리하는 것이다.

이 때 미재결정 압하 개시 온도(T4)는 재결정온도 보다 50℃가량 낮은 것이 적당한데 재결정온도 R은 조정에 따라 변하며 경험식에 의해 다음과 같은 수학식 1로서 계산될수 있다.

R=887+464C+(6645Nb-664√Nb)+(732V-230√V)+890Ti+363Al-357Si(℃)

압연종료온도(T5)는 강도이외에도 저온인성에 밀접한 연관이 있으므로 특히 엄격하게 관리하여야 할 지표이여 종래의 가속냉각강의 경우에는 Ar3를 기준으로 ±30℃정도에서 압연을 종료하였다. 이는 압연종료온도(T5)가 너무 높으면 연성, 저온인성 등은 우수하지만 강도가 저하되며, 압연종료온도가 너무 낮으면 이상역 압연이 발생하여 연신된 페라이트와 퍼얼라이트가 존재하며 퍼얼라이트 밴드가 형성되어 연성 및 저온인성을 매우 저하시키므로 압연종료온도는 하기식 1의 Ar3를 기준으로 ±30℃ 이내에서 관리하는 것이 종래의 기술 이었다.

Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-15Cr-80Mo(℃)---------(1)

본 발명의 특징은 상대적으로 고온에서 압연을 종료함으로써 생산성을 25%정도 향상시킨 강재의 제조방법을 제공하는데 있는데, 이는 공냉 후의 미세조직이 베이나이트로 이루어질 수 있기 때문에 가능하다. 공냉 후의 조직이 베이나이트가 되면 강도 및 인성의 압연 종료온도 의존성이 매우 작아지므로 종래의 기술보다 고온에서 압연을 종료할수 있으며, 본 발명에서는 상기의 Ar3 온도보다 100℃∼200℃온도에서 압연을 종료하는 것으로 한정한다. 압연후에는 물을 이용하여 가속냉각하는 단계를 거친다.

이하 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

하기의 표 1과 같이 조성되는 합금강의 슬라브를 제작하였으며, 동일한 슬라브를 여러부분으로 나누어 압연마무리 온도를 950℃,850℃등으로 제어하여 압연하였으며, 압연된 판재는 가속냉각 혹은 공냉하였는데, 여기서 공냉재는 비교강(B)이며, 가속냉각재는 발명강(A)으로부터, 압연 및 냉각조건은 하기의 표 2에 나타내었다.

C	Mn	Si	Nb	Ti	V	B	Mo
0.019	1.76	0.17	0.048	0.012	0.05	0.0014	0.21

이하, 실시예를 통하여 두 강종의 물성차이를 보다 상세히 설명한다.

	마무리압연온도	냉각속도	인장강도	연신율
발명강(A)	950	7℃/sec(가속냉각)	62.6	36
발명강(A)	850	7℃/sec(가속냉각)	63.2	34
비교강(B)	950	3℃/sec(공냉)	60.1	37
비교강(B)	850	3℃/sec(공냉)	61.1	36

상기의 표 2에서 알수 있듯이 발명강과 비교강은 동일한 진공용해 슬라브에서 절단하여 각각 압연후 가속냉각 혹은 공냉한 강으로서 공냉재인 비교강(B)에 비하여 가속냉각재인 발명강(A)가 동일한 마무리압연 온도에서 인장강도가 약 2kg/mm²정도 증가한 것을 볼수 있다.

(실시예 2)

도 1은 상기의 압연판재 중 압연종료온도가 850℃,950℃인 발명강과 비교강의 챠피 충격인성치를 실험온도에 대하여 도시한 것이다. 발명강은 압연종료온도에 관계없이 -60℃에서도 충격인성값이 200J/cm를 상회하는데 반하여 비교강 중 압연종료온도가 950℃인 경우에는 저온에서 인성값이 급격히 하락하는 것을 볼수 있다. 이는 가속냉각을 적용하지 않을 경우에는 압연 종료온도를 필히 850℃이하로 관리해야 함을 의미하며, 이는 생산성 저하를 수반하게 된다. 또한 강판 생산중에 압연종료온도를 850℃이하로 관리하지 못할 경우에는 압연강판이 저온인성 불량처리 되는 단점이 있다. 반면, 가속냉각법을 적용하는 발명강의 경우에는 압연종료온도를 950℃까지 높일수 있으므로 압연중 공냉대기 시간이 필요없으므로 생산성이 향상되고, 850℃보다 높은 온도에서 압연이 종료되어도 저온인성이 -60℃까지 확보되므로 불량율을 매우 줄일수 있는 장점이 있다.

(실시예 3)

상기 실시예 1 및 실시예 2에서 알수 있듯이, 발명강이 비교강에 비하여 강도 및 저온인성이 우수하였는데, 이는 발명강과 비교강이 동일하게 베이나이트 기지조직을 보이지만 발명강은 도 2에서 보는 것과 같이 비교강에 비하여 보다 치밀하고 균일한 미세조직을 가지기 때문이다.

상술한 바와 같이 본 발명에 의하면 인장강도 60kgf/mm2급을 만족하고, 저온인성이 우수하고 강재가 고온압연+가속냉각법을 이용하여 제조할 수 있으므로 생산성이 향상되는 우수한 발명이다.

Claims

화학조성이 중량%로 C: 0.01%∼0.04%, Mn: 1.2%∼2.0%, Si: 0.1%∼0.3%, Al: 0.02%∼0.06%, Ti: 0.01∼0.03%, Nb: 0.04∼0.06%, V: 0.05∼0.07%, Mo: 0.15∼0.25, B: 0.001∼0.002, S: 0.02%이하, P: 0.02%이하, N: 10∼100ppm, O: 0.01%∼0.05%, Ca: 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물원소로 이루어진 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 베이나이트계강.
화학조성이 중량%로 C: 0.01%∼0.04%, Mn: 1.2%∼2.0%, Si: 0.1%∼0.3%, Al: 0.02%∼0.06%, Ti: 0.01∼0.03%, Nb: 0.04∼0.06%, V: 0.05∼0.07%, Mo: 0.15∼0.25, B: 0.001∼0.002, S: 0.02%이하, P: 0.02%이하, N: 10∼100ppm, O: 0.01%∼0.05%, Ca: 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 강을 조성하는 단계와;

상기 강의 슬라브를 1050℃∼1300℃의 온도범위에서 가열한 후 변태온도보다 100℃∼200℃높은 온도에서 압연을 종료하는 단계와;

상기 압연을 종료한 강의 슬라브를 가속 냉각하는 단계; 를 포함하여 이루어진 것을 특징으로하는 저온인성이 우수한 베이나이트계강의 제조방법.
제 2항에 있어서,

상기 가속냉각하는 단계에서 냉각속도를 7℃∼15℃ 범위에서 조절하는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 베이나이트계강의 제조방법.