KR20160075927A

KR20160075927A - 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR20160075927A
Application number: KR1020140184503A
Authority: KR
Inventors: 서인식; 이운해; 이순기; 김용진
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-19
Filing date: 2014-12-19
Publication date: 2016-06-30

Abstract

본 발명은 선박, 견축, 교량, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 구조물에 사용되는 구조용 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 판 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 강재 및 이것의 제조방법에 관한 것이다.

Description

두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 {THE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT STRENGTH AND TOUGHNESS AT THE CENTER OF THICKNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

최근, 건축물 및 구조물 등이 고층화 및 대형화됨에 따라 이들의 소재로 사용되는 구조용 강재도 대형화되고 있는 추세이다. 뿐만 아니라, 상기 구조용 강재는 그 두께도 두꺼워지고 있으며, 대체적으로 50mm(50t) 이상의 두께를 갖는 후물 강재가 널리 사용되고 있는 실정이다.

이와 같이, 고층화 및 대형화되고 있는 건축물 및 구조물 등은 가혹한 환경 하에서도 그 사용이 요구되므로, 이에 적합하도록 높은 강도가 요구될 뿐만 아니라, 우수한 인성을 갖는 강재의 요구가 증가하고 있다.

이를 위해, 종래에는 페라이트계의 탄소강에 경질조직을 형성하는 방법을 주로 연구하여 왔다.

일 예로, 특허문헌 1 및 2에서는 보론(B) 및 니오븀(Nb) 등의 소입성 향상 원소를 첨가하는 방법을 제안하고 있으며, 특허문헌 3에서는 급냉조직을 활용하는 방안에 대해 개시하고 있으며, 특허문헌 4 및 5에서는 가속냉각을 활용하는 방안에 대해 개시하고 있다.

그러나, 이들 종래 기술은 모두 강재의 두께가 두꺼워질수록 중심부의 냉각속도를 확보하기 어려운 문제가 있으며, 이로 인해 중심부 강도가 저하되는 결과를 초래하였다.

이에, 두께가 두꺼운 후물 강재의 중심부 강도 확보를 위하여, 다량의 합금원소를 첨가할 필요가 있으나, 이러할 경우 표면 또는 강재 표면으로부터 1/4t(t: 두께(mm)) 지점에서 다량의 마르텐사이트가 생성되어 오히려 인성이 저하되는 문제로 인해, 중심부의 강도와 인성을 후물 강재에서 동시에 확보하는데 큰 어려움이 있다.

한편, 후물 강재의 두께 둥심부에서 강도의 저하를 억제하기 위한 방법으로서, 미세조직으로 오스테나이트 단상을 갖는 오스테나이트계 강재의 활용을 고려할 수 있다.

그러나, 이러한 오스테나이트계 강재를 두께 50mm 이상의 후물 강재로 제조하게 되는 경우, 강도 확보 측면에서 다량의 탄소(C)를 첨가할 필요가 있으며, 이러할 경우 상대적으로 강재의 냉각속도가 느려져 강재 두께방향 중심부에서 탄화물(carbide)이 석출하게 되고, 이러한 탄화물은 결국 강재 중심부의 인성을 크게 저하시키는 문제가 있다.

일본공개특허공보 제1982-082459호 일본공개특허공보 제1985-238449호 일본공개특허공보 제1984-047323호 일본공개특허공보 제1991-260011호 일본공개특허공보 제1993-001323호

본 발명의 일 측면은, 오스테나이트계 강재를 이용한 후물 강재를 제공함에 있어서, 강의 성분조성 및 제조조건을 최적화함으로써 두께 중심부에서의 탄화물 형성을 억제하여 두께 중심부의 강도 및 인성을 동시에 우수하게 확보할 수 있는 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 12~16%, 크롬(Cr): 5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.3~3.0%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

단면 두께의 중심부(두께를 t라 할 때, t/4~3t/4의 범위)의 미세조직이 면적분율로 3% 이하의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 800~1050℃ 온도로 열간 마무리 압연하여 후강판을 제조하는 단계; 및 상기 후강판을 1.5℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 두께가 두꺼운 후물 강재의 중심부 강도 및 인성을 동시에 우수하게 확보할 수 있는 효과가 있으며, 이러한 본 발명의 강재는 고층화 및 대형화되고 있는 구조용 강재로 적합하게 적용할 수 있다.

본 발명자들은 기존 다량의 탄소(C)와 망간(Mn)이 첨가된 오스테나이트계 강재를 두께가 두꺼운 후물 강재로 제조하는 경우, 두께 중심부에서의 탄화물 형성으로 강재의 인성이 크게 저하되는 문제를 근본적으로 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 탄화물 형성을 억제할 수 있는 원소들을 첨가함과 아울러, 그 함량을 제어함으로써 오스테나이트 안정도를 향상시킬 수 있으며, 이로 인해 탄화물의 형성을 효과적으로 억제할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명은 상기 탄화물 형성을 억제할 수 있는 원소들로서, 구리(Cu) 및 실리콘(Si)의 함량을 제어하는 특징이 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른, 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 12~16%, 크롬(Cr): 5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.3~3.0%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명의 강재 성분조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.3~0.9%

탄소(C) 오스테나이트 안정화 원소로서, 강재의 균일 연신율을 향상시키는 역할을 할 뿐만 아니라, 강도를 향상시키고, 가공경화율을 높이는데 유리한 원소이다.

이러한 C의 함량이 0.3% 미만이면 강도 및 가공경화율 향상 효과가 저감 될 수 있을 뿐만 아니라, 오스테나이트 안정화도가 저하되어 피로 하중이 가해지기 전 마르텐사이트 조직이 형성되어 피로 균열 전파 속도를 상승시키는 문제점이 있다. 또한, 낮은 오스테나이트 안정도로 인해 오스테나이트 단상 조직을 확보하기 곤란한 단점이 있다. 반면, 그 함량이 0.9%를 초과하는 경우에는 본 발명에서 의도하는 탄화물 형성의 억제 효과를 충분히 확보할 수 없게 되며, 이러할 경우 후물 강재의 두께 중심부 인성을 저해하는 탄화물을 형성시키게 되므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.3~0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 12~16%

망간(Mn)은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소로서, 본 발명에서는 오스테나이트상을 안정화 시키기 위해서 12% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다.

즉, Mn의 함량이 12% 미만이면 상대적으로 C의 함량이 적은 경우, 준안정상인 입실론 마르텐사이트(ε-martensite)가 형성되어 극저온에서의 가공유기변태에 의해 쉽게 알파 마르텐사이트(α-martensite)로 변태하므로 인성을 확보할 수 없게 된다. 이를 방지하기 위해 C의 함량을 증가시켜 오스테나이트의 안정화를 도모할 경우에는 오히려 탄화물 석출로 인해 물성이 급격히 열화되므로 바람직하지 못하다. 반면, 그 함량이 16%를 초과하는 경우에는 강재의 부식속도의 저하를 초래하고 과도하게 함량이 증가하게 됨으로써 제조원가가 상승하여 경제성이 감소하는 문제점이 있다.

따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 12~16%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 5% 이하(0은 제외)

크롬(Cr)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는데 유리한 원소로써, 후물 강재의 강도 확보에 매우 중요한 원소이다.

이러한 Cr의 함량이 5%를 초과하게 되면 크롬 탄화물이 결정립계에 다량 발생하여 충격인성 및 연신율을 저감시키는 원인으로 작용하는 문제가 있으며, 특히 본 발명에서 목표로 하는 탄화물 형성의 억제를 효과적으로 확보할 수 없게 된다.

따라서, 본 발명에서 Cr의 함량은 5% 이하(0은 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.3~3.0%

구리(Cu)는 탄화물 내 고용도가 매우 낮으며 오스테나이트 내 확산이 느려서 탄화물 생성시에 탄화물과 오스테나이트의 계면에 편석되어 탄화물이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 오스테나이트 내부의 탄소 고용도를 높여 탄화물 자체의 생성을 방지하는 효과도 있다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.3% 이상으로 Cu를 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 탄화물 형성과 성장을 억제하는 효과가 포화되고, 오히려 제조원가의 상승을 가져올 뿐만 아니라 오스테나이트의 변형모드를 가공경화가 낮은 슬립(slip) 형태로 변화시키기 때문에 인장강도의 감소를 초래할 수 있다. 또한, 제조 시 판재의 균열을 발생시키는 원인(hot shortness)이 될 수 있다.

따라서, 본 발명에서 Cu의 함량은 0.3~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.1~1.0%

본 발명에서 실리콘(Si)은 상기 Cu와 더불어 탄화물 형성을 억제하기 위해 첨가하는 원소로서, 이러한 Si은 탄화물 내 고용도가 매우 낮으며 오스테나이트 내 확산이 느려 탄화물 생성시에 탄화물과 오스테나이트의 계면에 편석되어 탄화물의 성장을 방해하는 효과가 있다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Si을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 탄화물 형성과 성장을 억제하는 효과가 포화되고, 용접성을 저하시키는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 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.

상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 강재는 그 미세조직이 단면 두께의 중심부(두께를 t라 할 때, t/4~3t/4의 범위)를 기준으로 면적분율로 3% 이하의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다.

즉, 본 발명은 후물 강재로서 적합한 오스테나이트계 강재를 제공함에 있어서, 상기 강재의 두께 중심부 특히, 강 표면으로부터 두께 방향으로 t/4~3t/4의 범위 내에 존재하는 탄화물이 면적분율 3% 이하를 만족하는 것이 바람직하다.

만일, 두께 방향 t/4~3t/4의 범위 내 존재하는 탄화물의 분율이 3%를 초과하게 되면 중심부 인성이 저하되는 문제가 있다.

이하에서는, 본 발명에 따른 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다. 하기의 제조방법은 본 발명의 강판을 제조할 수 있는 바람직한 일 예를 나타낸 것이며, 이에 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 제조방법은 개략적으로는 상술한 성분계를 만족하는 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리한 후, 열간압연 및 냉각 공정을 거쳐 후강판으로 제조하는 방법을 제공한다. 이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

(강 슬라브 재가열 단계)

먼저, 상술한 성분조성을 갖도록 용강을 제조한 후 이를 주조하여 강 슬라블 형태로 제조한다. 이후, 상기 강 슬라브를 1100~1300℃로 재가열함으로써, 후속하는 열간압연시 마무리 온도를 안정적으로 확보하는 것이 바람직하다.

상기 가열온도가 1100℃ 미만이면 열간 마무리 압연 온도를 안정적으로 확보하는데 어려움이 있으며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 산화 스케일이 과도하게 형성되는 문제가 있다.

(열간압연 단계)

상기 재가열된 강 슬라브를 열간 마무리 압연하여 후강판으로 제조할 수 있으며, 본 발명에서 열간 마무리 압연은 800~1050℃ 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.

열간 마무리 압연시 그 온도가 800℃ 미만이면 강재 두께 중심부에서 탄화물이 다량 석출되어 두께 중심부 인성의 저하를 일으킬 수 있으며, 미세조직이 팬케이크화 되어 이방성이 발생할 우려가 있다. 반면, 열간 마무리 온도가 1050℃를 초과하게 되면 결정립 성장이 활발하여 쉽게 결정립이 조대화되어 강도가 저하되는 문제가 발생할 수 있다.

(냉각 단계)

본 발명에서는 상기에 의해 제조된 후강판을 냉각하는 공정을 통해 두께 중심부에서 탄화물이 형성하는 것을 억제하는 것이 바람직하다. 본 발명의 성분조성을 만족하는 후강판은 기본적으로 두께 중심부에서 탄화물 형성이 억제되지만, 매우 느린 냉각속도에서도 그 효과가 발휘되는 것은 아니므로, 냉각조건을 적절하게 제어하는 것이 바람직하다.

이를 위해서는, 상기 냉각시 냉각속도 1.5℃/s 이상으로 500℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 냉각설비의 부하 등을 고려하여 50℃/s 이하로 실시하는 것이 바람직할 것이다.

만일, 냉각속도가 1.5℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 500℃를 초과하게 되면 두께 중심부에 탄화물이 석출되어 인성을 저해하는 문제가 있다.

상술한 제조방법에 의해 제조되는 본 발명의 강재는 특별히 두께를 한정할 필요는 없으나, 수냉각으로도 두께 중심부에서 빠른 냉각속도를 얻기 어려운 50mm(50t) 이상의 두께를 갖는 후강판의 제조에 효과가 크다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 1)

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 재가열한 후 970℃에서 열간 마무리 압연하여 두께 50mm 이상의 후강판을 제조하였다. 이후, 상기 각각의 후강판을 두께 중심부의 냉각속도 3.5℃/s로 450℃까지 수냉각하였다.

상기 냉각을 완료하여 제조한 각각의 후강판에서 시편을 채취하여, 두께 중심부 내 탄화물 분율 및 오스테나이트 분율을 측정하였으며, 기계적 물성(항복강도, 인장강도, 충격인성)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

상기 충격인성은 -60℃에서 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 실시하여 충격인성을 측정하였다.

구분	성분조성(중량%)
구분	C	Mn	Si	Cu	Cr
발명강 1	0.55	14.1	0.4	1.6	2.5
발명강 2	0.3	15.7	0.1	1.0	1.5
발명강 3	0.9	14.8	0.5	1.7	0.2
비교강 1	0.29	12.2	0.3	0.5	0.7
비교강 2	0.91	12.8	0.3	0.4	1.9
발명강 4	0.65	12.0	0.2	0.7	1.6
발명강 5	0.43	16.0	0.6	0.4	1.1
비교강 3	0.32	11.9	0.3	0.5	0.8
비교강 4	0.54	17.0	0.6	1.6	2.5
발명강 6	0.45	15.4	0.1	1.6	1.4
발명강 7	0.54	15.3	1.0	1.5	1.2
비교강 5	0.82	12.6	0.09	0.4	2.8
비교강 6	0.47	12.9	1.1	0.8	1.7
발명강 8	0.45	15.8	0.4	0.3	1.2
발명강 9	0.49	15.2	0.2	3.0	1.4
비교강 7	0.78	12.5	0.2	0.2	2.1
비교강 8	0.51	12.7	0.3	3.5	1.3
발명강 10	0.72	15.6	0.4	1.8	0.1
발명강 11	0.38	15.8	0.3	1.5	5.0
비교강 9	0.33	15.9	0.2	0.9	0
비교강 10	0.76	12.8	0.4	1.5	5.1

구분	조직 분율(%)		기계적 물성
구분	탄화물 분율	상온 γ 분율	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	충격인성(J)
발명강 1	0.3	99 이상	381	793	134
발명강 2	0.1 이하	99 이상	327	728	78
발명강 3	1.8	98.2	357	752	112
비교강 1	0.1 이하	85	304	717	13
비교강 2	5.6	94.4	404	804	14
발명강 4	0.2	99 이상	368	762	94
발명강 5	0.1 이하	99 이상	330	740	159
비교강 3	0.1 이하	89	310	723	17
비교강 4	0.1	99 이상	380	780	142
발명강 6	2.4	97.6	340	740	106
발명강 7	0	99 이상	345	745	151
비교강 5	7.2	92.8	419	819	11
비교강 6	0	99 이상	351	754	121
발명강 8	1.7	98.3	335	730	148
발명강 9	0	99 이상	345	749	157
비교강 7	6.8	93.2	396	791	14
비교강 8	0	99 이상	344	744	152
발명강 10	0.2	99 이상	335	734	162
발명강 11	0.8	99 이상	430	844	115
비교강 9	0	99 이상	289	674	175
비교강 10	4.1	95.9	474	874	21

(상기 표 1에서 오스테나이트 분율이 99% 이상인 것은 미량의 탄화물 또는 개재물을 제외하고 오스테나이트 단상인 것이다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성을 모두 만족하는 발명강 1 내지 11은 두께 중심부 내 탄화물이 3% 이하이고, 오스테나이트상이 97% 이상으로 포함하고 있음을 확인할 수 있다. 또한, 강도 및 인성이 우수하여 항복강도 300MPa 이상, -60℃에서의 충격인성이 60J 이상으로, 일반 구조용 강재뿐만 아니라 저온 환경에서 사용되는 구조용 강재로도 사용하기에 적합하다.

반면, C의 함량이 불충분한 비교강 1의 경우 상온에서도 마르텐사이트가 형성되어 오스테나이트 분율이 85%로 낮았으며, 이로 인해 -60℃에서의 충격인성이 13J로 매우 낮게 나타났다.

또한, C의 함량이 너무 과다한 비교강 2의 경우 오히려 두께 중심부 내 탄화물 분율이 5.6%로 나타났으며, 이로 인해 저온 충격인성이 매우 열위하였다.

그리고, Mn의 함량이 불충분한 비교강 3의 경우 상온에서 마르텐사이트 형성됨에 따라 오스테나이트 분율이 89%로 낮았으며, 이로 인해 저온 충격인성이 매우 열위하였다.

또한, 비교강 4는 Mn의 함량이 본 발명에서 한정하는 상한값을 초과하는 경우로서, 본 발명에서 목표로 하는 물성이 포화되어 더 우수한 특성을 발견할 수 없었으며, 오히려 제조원가의 상승으로 경제적으로 불리하였다.

비교강 5는 Si의 함량이 불충분한 경우로서, 두께 중심부 내 탄화물의 생성을 억제하는 효과를 충분히 확보하지 못함에 따라 탄화물 분율이 7.2%로 매우 높게 나타났으며, 이로 인해 -60℃에서의 충격인성이 11J로 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.

또한, 비교강 6은 Si의 함량이 본 발명에서 한정하는 상한값을 초과하는 경우로서, 본 발명에서 목표로 하는 물성이 포화되어 더 우수한 특성을 발견할 수 없었으며, 오히려 저온 충격인성이 다소 낮아지는 것을 확인할 수 있다.

비교강 7은 Cu의 함량이 불충분한 경우로서, 두께 중심부 내 탄화물 생성 억제 효과를 충분히 얻지 못하여 탄화물 분율이 6.8%로 높게 나타났으며, 저온 충격인성이 매우 열위하였다.

비교강 8은 Cu의 함량이 본 발명에서 한정하는 상한값을 초과하는 경우로서, 본 발명에서 목표로 하는 물성이 포화되어 더 우수한 특성을 발견할 수 없었으며, 오히려 제조원가의 상승으로 경제적으로 불리하였다.

또한, 비교강 9는 Cr이 첨가되지 않은 경우로서, 저온 충격인성은 확보 가능하였으나, 항복강도가 289MPa로 매우 낮게 나타남에 따라, 구조용 강재로서 적합하지 못한 수준이었다.

한편, Cr의 함량이 본 발명에서 한정하는 상한값을 초과하는 비교강 10의 경우에는 본 발명에서 의도하는 효과가 충분히 발현되지 못함에 따라 두께 중심부 내 탄화물 분율이 4.1%로 높았으며, 이로 인해 저온 충격인성이 열위하였다.

( 실시예 2)

상기 실시예 1에 나타낸 발명강 1의 성분조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃에서 재가열한 후, 하기 표 3에 나타낸 각각의 조건(압연온도, 냉각속도, 냉각종료온도)을 적용하여 각각의 후강판을 제조하였다.

이후, 상기 실시예 1에서와 동일하게 두께 중심부 내 탄화물 분율, 오스테나이트 분율을 측정하고, 기계적 물성(항복강도, 인장강도, -60℃에서의 충격인성)을 측정하여 하기 표 4에 나타내었다.

강종	열간 마무리 압연 온도(℃)	냉각속도 (℃/s)	냉각종료온도 (℃)	구분
발명강 1	970	3.5	450	발명재 1
	800	3.5	450	발명재 2
	1050	3.5	450	발명재 3
	750	3.5	450	비교재 1
	1100	3.5	450	비교재 2
	970	1.5	450	발명재 4
	970	50	450	발명재 5
	970	0.6	450	비교재 3
	970	3.5	500	발명재 6
	970	3.5	680	비교재 4

구분	조직 분율(%)		기계적 물성
구분	탄화물 분율	상온 γ 분율	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	충격인성(J)
발명재 1	0.3	99 이상	381	743	134
발명재 2	0.5	99 이상	481	833	85
발명재 3	0	99 이상	316	708	172
비교재 1	3.8	96.2	511	863	17
비교재 2	0	99 이상	290	683	189
발명재 4	0.5	99 이상	376	744	139
발명재 5	0	99 이상	384	752	128
비교재 3	5.4	94.6	354	724	13
발명재 6	0.4	99 이상	380	738	132
비교재 4	3.6	96.4	342	721	23

상기 표 3 및 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성을 만족하는 발명강 1을 본 발명의 제조조건으로 제조한 발명재 1 내지 6의 경우 두께 중심부 내 탄화물이 3% 이하이고, 오스테나이트상이 97% 이상으로 포함하고 있음을 확인할 수 있다. 또한, 강도 및 인성이 우수하여 항복강도 300MPa 이상, -60℃에서의 충격인성이 60J 이상으로, 일반 구조용 강재뿐만 아니라 저온 환경에서 사용되는 구조용 강재로도 사용하기에 적합하다.

반면, 열간 마무리 압연온도가 너무 낮은 비교재 1의 경우에는 두께 중심부에서 탄화물이 3.8%의 분율로 형성됨에 따라 저온 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

또한, 열간 마무리 압연온도가 너무 높은 비교재 2의 경우에는 탄화물 석출은 발생하지 않았으나, 항복강도 및 인장강도가 너무 낮아 구조용 강재로 사용하기에 적합하지 못하였다.

또한, 냉각시 냉각속도가 너무 느린 비교재 3의 경우에는 두께 중심부에서 탄화물이 5.4% 분율로 형성됨에 따라 저온 충격인성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.

그리고, 500℃를 초과하여 냉각을 종료한 비교재 4의 경우에는 두께 중심부에서 탄화물이 3.6% 분율로 형성되었으며, 저온 충격인성도 열위하였다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 12~16%, 크롬(Cr): 5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.3~3.0%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
단면 두께의 중심부(두께를 t라 할 때, t/4~3t/4의 범위)의 미세조직이 면적분율로 3% 이하의 탄화물 및 잔부 오스테나이트를 포함하는 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 50mm(50t) 이상의 두께를 갖는 것인 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 300MPa 이상의 항복강도 및 -60℃에서 60J 이상의 충격인성을 갖는 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 12~16%, 크롬(Cr): 5% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.3~3.0%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~1050℃ 온도로 열간 마무리 압연하여 후강판을 제조하는 단계; 및
상기 후강판을 1.5℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계
를 포함하는 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 열간 마무리 압연시 50mm(50t) 이상의 두께를 갖도록 압연하는 것인 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재의 제조방법.