KR20000009350A - 소려연화 저항성이 우수한 고장력강의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 인장강도 110kgf/㎟급 고장력강의 제조방법에 관한 것이며; 그 목적은 종래 90kgf/㎟급 강과 유사한 화학조성의 강에 탄질화물 형성원소를 미량 첨가하고 직접소입 공정을 적용하여 소려연화저항성이 우수한 인장강도 110kgf/㎟급 고장력강판의 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C:0.13-0.18%, Mn:0.2-1.5%, Si:0.15-0.35%, P:0.02%이하, S:0.008% 이하, Ni:2.0-4.0%, Cr:0.5-2.0%, Mo:0.3-1.0%, Nb:0.02-0.06%, Ti:0.02-0.06%, Sol-Al: 0.02-0.06%와 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1150-1300℃ 온도에서 가열하여 열간압연한 다음, 30초 이내에 냉각을 개시하여 10-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각한 후 550-700℃에서 소려처리하는 소려연화저항성이 우수한 고장력강의 제조방법에 관한 것을 그 기술적요지로 한다.

Description

소려연화 저항성이 우수한 고장력강의 제조방법

본 발명은 인장강도 110kgf/㎟급 고장력강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 종래 90kgf/㎟급 강과 유사한 화학조성의 강에 탄질화물 형성원소를 미량 첨가하고 직접소입 공정을 적용하여 소려연화저항성이 우수한 인장강도 110kgf/㎟급 고장력강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

일반적으로 인장강도 90kgf/㎟급 이상의 고장력강은 마르텐사이트 조직을 확보하기 위해서 소입소려 열처리에 의해 제조하고 있으며, 이때의 소려처리는, 충격인성과 같은 강도 특성이 중요한 경우에는 550℃이상의 고온에서 소려처리하고 있다. 그런데, 이와 같이 고온에서 소려처리할때의 문제점은 강의 강도가 급격히 감소한다는 것이다.

그 일례로 90kgf/㎟급 고장력강으로 널리 알려진 HY100강종은, 소입소려처리에 의해서 제조되고 있으며 그 대표적인 제조방법은 다음과 같다(MIL-S-16116K(SH)). 즉, 중량%로, C:0.15-0.20%, Mn:0.2-1.5%, Si:0.15-0.38%, P:0.015%이하, S:0.008%이하, Ni:2.75-3.5%, Cr:1.3-1.7%, Mo:0.35-0.45%, V:0.03%이하 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 원소로 구성되는 슬라브를 1150-1300℃에서 충분히 가열하고, 각 압연패스(pass)당 10-30%의 압하율 및 900℃이상의 압연 마무리온도의 조건으로 열간압연을 한 다음, 공냉한 후 다시 900℃이상으로 재가열하여 소입한후 550-650℃에서 소려처리하여 제조하고 있다.

최근에는 국방산업을 필두로 강의 고강도화가 요구되고 있어 상기한 종래강의 강도를 개선할 것이 요구되고 있다. 이를 위해 종래강을 보다 낮은 온도에서 소려열처리를 실시하면 고강도는 얻을 수 있다. 그러나, 소려열처리 온도가 낮아지는 경우에는 소려마르텐사이트 취화(tempered martensite embrittlement) 현상에 의한 인성감소를 일으키는 문제점이 있다(출처-저자 :G.Krauss, 서명:Principles of Treatment of steel). 따라서, 인성을 해치지 않고 강도를 증가시키기 위한 다른 방법으로, C의 증가와 함께 고가인 Ni, Cr, Mo, Co 등의 합금원소를 크게 증가시키는 방법이 고려되고 있으나, 이러한 방법은 탄소당량 증가에 따른 용접성 저하는 물론, 생산비용의 큰 증가를 초래하는 문제점이 있다.

이에, 본 발명자는 고장력강에서 합금원소의 큰 증가와 인성의 큰 감소없이 강도를 증가시키는 방법에 대하여 심도있는 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 이르렀다.

즉, 본 발명은 종래의 90kgf/㎟급 강과 유사한 화학조성의 강에 탄질화물 형성원소를 미량첨가하고, 직접소입 공정을 적용함으로서 소려연화저항성이 우수한 인장강도 110kgf/㎟급 고장력강의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

도 1은 발명재와 비교재의 소려온도에 따른 경도변화를 나타내는 그래프

도 2는 발명재의 미세한 석출물을 보여주는 투과전자 현미경사진

도 3은 발명재와 비교재의 인장강도-충격인성 관계를 나타내는 그래프

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 고장력강의 제조방법은, 중량%로 C:0.13-0.18%, Mn:0.2-1.5%, Si:0.15-0.35%, P:0.02%이하, S:0.008% 이하, Ni:2.0-4.0%, Cr:0.5-2.0%, Mo:0.3-1.0%, Nb:0.02-0.06%, Ti:0.02-0.06%, Sol-Al: 0.02-0.06%와 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1150-1300℃ 온도에서 가열하여 열간압연한 다음, 30초 이내에 냉각을 개시하여 10-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각한 후 550-700℃에서 소려처리하는 것을 포함하여 구성된다.

이하, 상기 성분범위 및 제조조건 한정 이유에 대해서 설명한다.

상기 C는 고장력강에서 주요 강화원소로서 그 함량이 증가하면 소입성 및 강도가 증가되지만 용접성 및 인성을 해치고 반대로 그 함량이 감소하면 소입성 및 강도가 감소하여 강도확보가 불가능하므로 0.13-0.18%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Mn도 소입성을 향상시켜 강도를 증가시키는 효과가 있으나 과도하게 첨가될 경우에 용접성에 유해하므로 0.2-1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Si 는 탈산제로 첨가되는 성분이며, 그 함량이 증가하면 항복강도는 증가하지만 연성-취성 천이온도를 높여 인성을 해치고 용접성에도 유해하므로 0.15-0.35%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 P과 S는 제강과정에서 피할수 없는 불순물 원소로서 인성 및 용접성에 유해한 원소이므로 그 함량을 P는 0.02%이하, S는 0.008% 이하로 각각 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Ni은 강의 소입성을 증가시키는 한편, 연성-취성 천이온도를 낮춰 인성을 개선시키는 고장력강의 필수원소이지만, 고가인 관계로 2.0-4.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Cr 과 Mo은 강의 소입성 향상을 위해서 필수적인 원소일뿐만 아니라 550℃이상의 고온소려처리시 소려연화를 억제하여 강도를 현저히 증가시키는 원소이며 그 첨가량이 증가할수록 고온소려처리시 소려연화를 억제하는 효과는 증가한다. 한편 550℃이상의 고온에서 소려연화를 억제하기 위한 목적으로 Cr과 Mo를 첨가할 경우에는 Cr은 5.0%, Mo는 1.0%이상을 첨가해야 효과적인 것으로 알려져 있다(출처-저자 :G.Krauss, 서명:Principles of Treatment of steel). 그러나, Cr과 Mo의 첨가량이 과도하게 증가함에 따라 용접성을 해치며 또한 제조원가가 크게 증가하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서는 주로 소입성 증가를 목적으로 첨가하였으며 Cr은 0.5-2.0%, Mo은 0.3-1.0%로 각각 제한한다.

상기 Ti과 Nb의 첨가량이 작은 경우에는 첨가된 Ti과 Nb이 주조와 압연과정을 통하여 상당히 큰 제2상으로 석출하며 압연완료 후에 강에 고용상태로 존재하는 함량이 거의 없게 되며 이 경우에는 600℃ 부근에서 소려처리하는 동안 강도가 급격히 감소하는 종래강과 유사한 소려연화거동을 보인다. 한편, Ti과 Nb의 첨가량이 증가할수록 압연완료후에 고용상태로 존재하는 Ti과 Nb의 함량이 증가하여 600℃ 부근에서의 소려연화저항성이 증가하지만 과도하게 첨가할 경우에 연속주조중의 노즐막힘 및 산화물과 유화물 등의 형성에 의한 인성감소의 문제점이 있으며 또한, 제조원가가 증가하기 때문에 그 첨가량은 각각 0.02-0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Sol-Al은 탈산을 위해서 필수적인 원소로서 인성을 개선시키는 효과가 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 조성으로 이루어진 강슬라브를 1150-1300℃로 가열하는 것이 바람직한데, 그 이유는 가열온도가 1150℃이하인 경우에는 압연시 변형저항의 증가로 과도한 압연부하를 초래하며, 1300℃이상의 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상성장에 의한 조직의 불균일을 초래하여 결과적으로 인성을 해치게 되기 때문이다.

상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연한 다음 냉각하는데, 이때의 냉각개시까지의 유지시간은 그 시간이 짧을수록 제어압연 및 직접소입에 의한 강도와 인성증가 효과를 충분히 확보할 수 있으며, 그 유지시간이 너무 길면 오스테나이트의 재결정에 의해서 제어압연 효과가 줄어들게 되므로 30초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 냉각을 개시하여 냉각하는 속도는 10-50℃/sec가 바람직하다. 그 이유는 냉각속도가 빠를수록 마르텐사이트 조직확보에 의한 마르텐사이트의 강도증가의 측면에서 유리하지만 너무 과도하게 빠르면 심한 판변형을 유발하므로 50℃/sec로 제한하는 것이 필요하며, 또한, 냉각속도가 너무 느리면 상부베이나이트 등의 연질조직 발생으로 강도가 저하를 초래하기 때문이다.

상기와 같이 상온으로 냉각한 다음, 550-700℃의 온도범위에서 소려처리 한다. 소려온도는 강도와 인성에 중요한 인자로서 그 온도가 550℃이하이면 강도는 증가하나 소려마르텐사이트 취화 현상에 의해서 인성이 현저히 감소하며, 700℃이상이면 인성은 크게 증가하나 강도가 급격히 감소하여 110gf/㎟의 강도 확보가 불가능하게 된다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

아래 표 1과 같이 조성되는 강슬라브를 1250℃에서 충분히 가열하여 아래 표 2의 조건으로 압연 및 열처리하여 제조한 다음, 제조된 각 시편에 대하여 기계적 성질을 측정하고 그 측정결과를 아래 표 3에 나타내었다.

강종	화 학 성 분 (중량%)
	C	Mn	Si	P	S	Ni	Cr	Mo	V	Nb	Ti	Sol.Al
발명강	0.15	0.60	0.26	0.003	0.004	3.08	1.50	0.78	-	0.04	0.04	0.024
비교강	0.17	0.27	0.25	0.004	0.005	2.92	1.53	0.39	0.026	-	-	0.020

시편번호	미재결정 온도영역에서의압하율(%)	소입방법	냉각속도(℃/sec)	소려온도(℃)	강 종
발명재	a	50	압연후 직접수냉	35	600	발명강
	b	50	압연후 직접수냉	35	650	발명강
	c	0	압연후 직접수냉	35	600	발명강
	d	0	압연후 직접수냉	35	650	발명강
비교재	1	0	재가열후 수냉	35	600	발명강
	2	0	재가열후 수냉	35	650	발명강
	3	0	재가열후 수냉	35	450	비교강
	4	0	재가열후 수냉	35	500	비교강
	5	0	재가열후 수냉	35	600	비교강
	6	0	재가열후 수냉	35	650	비교강
	7	50	압연후 직접수냉	35	600	비교강
	8	50	압연후 직접수냉	35	650	비교강

기계적성질시편번호	항복강도(kgf/㎟)	인장강도(kgf/㎟)	연신율	상온충격인성(Joule)
발명재	a	112.4	127.5	16.6	89
	b	103.9	118.1	17.9	113
	c	110.6	125.7	18.8	85
	d	103.2	117.4	17.7	107
비교재	1	90.4	102.7	17.0	115
	2	83.9	95.3	19.3	136
	3	109.0	124.5	17.9	72
	4	106.0	118.0	19.4	94
	5	96.5	107.5	22.0	156
	6	81.5	92.5	23.5	204
	7	97.1	108.4	22.8	161
	8	84.2	95.6	23.7	207

상기 표 1, 2 및 3을 통해서 알 수 있듯이, 본 발명에 의해서 제조된 발명재(a,b,c,d)와 비교적 낮은 온도에서 소려처리를 행한 비교재(3,4)만이 110kgf/㎟이상의 인장강도를 만족함을 알 수 있었다. 그러나, 비교재(3,4)의 경우 소려연화취성이 발생하였다.

또한, 종래강을 재가열소입법으로 제조하고 소려처리를 600℃이상에서 실시한 비교재(5,6) 및 종래강을 발명재와 동일한 직접소입법으로 제조하고 600℃이상에서 소려처리한 비교재(7,8)은 발명재에 비해서 약 20kgf/㎟ 정도 낮은 강도를 보여주고 있다. 한편, 발명강을 종래의 제조법인 재가열소입법으로 제조한 비교재(1,2) 또한 발명재에 비해서 20kgf/㎟ 이상 낮은 강도를 보여주고 있다.

위와 같이, 동일한 소려온도에서 소려처리를 실시하는 경우에 발명재가 비교재에 비해서 약 20kgf/㎟ 정도 높은 강도를 보인 것은, 야금학적으로 볼 때 탄질화물 형성원소인 Ti과 Nb를 적정량 첨가하고, 이러한 탄질화물이 미세하게 석출하도록 제조방법을 적절히 제어한 효과이다. 즉, 합금성분과 제조방법을 제어함으로써 550℃이상의 고온소려처리 동안에 소려연화에 대한 저항성을 증대함에 의해서 이룩된 결과이다.

이를 좀더 명확하게 보여주기 위한 결과를 도 1에 나타내었다. 도 1에 의하면 종래강에 직접소입을 적용하는 경우 소려온도범위에서 고른 강도증가를 나타내며 이는 잘 알려진 제어압연-직접소입 효과이다(출처-저자 :K.A. Tayloy외 2명, 서명:Physical Metallargy of Direct-Quenched Steels)

반면에 종래강에 Ti과 Nb를 미량 첨가한 발명강을 직접소입하는 경우에는 종래강에서 나타난 직접소입 효과이외에 550℃이상에서 강도감소가 현저히 억제되는 즉, 소려연화저항성이 현저히 향상되는 효과를 나타내고 있다. 이는 발명강에 새롭게 첨가된 Ti과 Nb이 직접소입에 의해서 강에 고용상태로 존재하다가 600℃부근에서 소려처리할 때 미세한 입자로 석출한 것에 기인한 석출강화의 효과이다.

도 2에는 발명강을 직접소입법으로 제조한 발명재(a)와 재가열소입법으로 제조한 비교재(1)에서 형성된 Ti과 Nb의 복합탄질화물을 보여주는 투과전자현미경사진을 나타내었다. 비교재 1(도 2a)의 경우에는 상당히 큰 석출입자들이 분포하고 있는 반면 발명재(a)(도 2b)의 경우에는 매우 미세한 석출입자들이 분포하고 있음을 보여 주고 있다. 이와 같은 석출입자의 크기 차이는 비교재의 석출입자들은 900℃에서 재가열소입 열처리동안에 형성하였고 발명재의 석출입자들은 600℃에서 소려처리동안에 형성한 것에 기인하는 것이다. 이와 같이 온도가 낮아짐에 따라 석출입자가 미세해지는 것은 열역학적으로 잘 알려진 사실이다.

또한, 석출강화이론에 의하면 석출입자가 미세할수록 강화효과는 증대되기 때문에 발명강을 직접소입법에 의해서 제조한 발명재(a, b, c, d)가 재가열소입법에 의해서 제조한 비교재(1, 2)보다 우수한 강도를 나타낸 이유가 된다.

한편, 인장강도 110kgf/㎟ 이상을 확보한 발명재와 비교재들에 대한 강도-인성의 관계를 도 3에 나타내었다, 도 3에 나타난 바와 같이, 발명재(a,b,c,d)들은 비교재(3,4)에 비해서 유사한 강도에서 인성이 우수함을 알 수 있다. 이는 야금학적인 관점에서 볼 때 450℃와 500℃의 온도에서 소려처리된 비교재의 경우에 소려마르텐사이트 취화현상에 의해서 낮은 인성을 보인 것에 기인하며 따라서 소려온도감소에 의한 강도증가는 인성감소를 수반하는 문제점이 있음을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 Ti과 Nb의 미량첨가와 직접소입공정의 적용에 의해서 550℃이상의 고온에서 소려연화저항성이 현저히 억제되는 110kgf/㎟ 급 고장력강을 경제적으로 생산할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

1. 고장력강의 제조방법에 있어서,

   중량%로 C:0.13-0.18%, Mn:0.2-1.5%, Si:0.15-0.35%, P:0.02%이하, S:0.008% 이하, Ni:2.0-4.0%, Cr:0.5-2.0%, Mo:0.3-1.0%, Nb:0.02-0.06%, Ti:0.02-0.06%, Sol-Al: 0.02-0.06%와 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1150-1300℃ 온도에서 가열하여 열간압연한 다음, 30초 이내에 냉각을 개시하여 10-50℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각한 후 550-700℃에서 소려처리하는 것을 특징으로 하는 소려연화저항성이 우수한 고장력강의 제조방법.