WO2018117509A1 - 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2018117509A1
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유승호
정문영
정영진
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Definitions

  • the present invention relates to a low yield ratio type ultra high strength steel having a low yield ratio and high tensile strength, which can be preferably used as a construction steel, and a manufacturing method thereof.
  • yield strength / tensile strength which is the ratio of tensile strength and yield strength
  • yield point the point of plastic deformation
  • the yield ratio of steel is mainly composed of a soft phase such as ferrite as the metal structure of the steel, and a hard phase such as bainite or marensite. It is known that the hard phase can be lowered by implementing a properly dispersed tissue.
  • Patent Document 1 discloses proper quenching and tempering in the dual phase region of ferrite and austenite. A method of reducing the yield ratio is disclosed.
  • the productivity is reduced and the manufacturing cost is inevitably increased.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 55-97425
  • One aspect of the present invention is to provide a resistive ratio-type ultra high strength steel and a method of manufacturing the same. More specifically, the present invention is to provide a resistance-ratio-type ultra-high strength steel and a method of manufacturing the same, which can secure ultra high strength and resistance ratio without degrading productivity and increasing manufacturing cost.
  • One aspect of the present invention is carbon (C): 0.05 to 0.09% by weight, silicon (Si): 0.1 to 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.8 to 2.5% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 0.06% by weight, Nickel (Ni): 0.1-0.5% by weight, Copper (Cu): 0.1-0.5% by weight, titanium (Ti): 0.01-0.05% by weight, niobium (Nb): 0.01-0.07% by weight, chromium (Cr): 0.1 0.5 wt%, molybdenum (Mo): 0.1-0.6 wt%, vanadium (V): 0.01-0.05 wt%, phosphorus (P): 0.01 wt% or less (excluding 0 wt%), sulfur (S): 0.01 % By weight (excluding 0% by weight), boron (B): 5-30% by weight, nitrogen (N): 20-60% by weight, calcium (Ca): 50% by weight or less (
  • another aspect of the present invention is carbon (C): 0.05 to 0.09% by weight, silicon (Si): 0.1 to 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.8 to 2.5% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 0.06 Weight%, Nickel (Ni): 0.1-0.5 weight%, Copper (Cu): 0.1-0.5 weight%, Titanium (Ti): 0.01-0.05 weight%, Niobium (Nb): 0.01-0.07 weight%, Chromium (Cr ): 0.1 to 0.5% by weight, molybdenum (Mo): 0.1 to 0.6% by weight, vanadium (V): 0.01 to 0.05% by weight, phosphorus (P): 0.01% by weight or less (excluding 0% by weight), sulfur (S ): 0.01 wt% or less (excluding 0 wt%), boron (B): 5-30 wt ppm, nitrogen (N): 20-60 wt ppm, calcium (Ca): 50
  • FIG. 1 is a photograph showing a CSL grain boundary and a general grain boundary.
  • Figure 2 is a photograph taken with an electron back scattering diffraction (EBSD) device of the microstructure of the invention No. 7 test.
  • EBSD electron back scattering diffraction
  • Figure 3 is a photograph taken with a microstructure of the test No. 4 of the comparative example with an Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) device.
  • EBSD Electron Back Scattering Diffraction
  • Resistance ratio-type ultra high strength steel is carbon (C): 0.05 ⁇ 0.09% by weight, silicon (Si): 0.1 ⁇ 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.8 ⁇ 2.5% by weight, aluminum (Al ): 0.01 to 0.06% by weight, nickel (Ni): 0.1 to 0.5% by weight, copper (Cu): 0.1 to 0.5% by weight, titanium (Ti): 0.01 to 0.05% by weight, niobium (Nb): 0.01 to 0.07% by weight %, Chromium (Cr): 0.1 to 0.5% by weight, molybdenum (Mo): 0.1 to 0.6% by weight, vanadium (V): 0.01 to 0.05% by weight, phosphorus (P): 0.01% by weight or less (excluding 0% by weight) ), Sulfur (S): 0.01% by weight or less (excluding 0% by weight), boron (B): 5-30 ppm by weight, nitrogen (N): 0.05 ⁇
  • C is an important element that forms bainite or martensite and determines the size and fraction of bainite or martensite formed.
  • C content is more than 0.09% by weight, low temperature toughness is lowered, while when the C content is less than 0.05% by weight, it prevents the formation of bainite or martensite, resulting in a decrease in strength. Therefore, it is preferable that C content is 0.05 to 0.09 weight%.
  • the upper limit of the C content may be more preferably 0.085% by weight, and in the case of a plate used as a steel structure for welding, it may be more preferable to set the upper limit of the C content to 0.08% by weight for better weldability. .
  • Si is used as a deoxidizer and is an element to improve strength and toughness.
  • Si content is more than 0.4% by weight, not only low temperature toughness and weldability may be lowered, but also thicker scales may be formed on the surface of the sheet, which may cause gas cutting property defects and other surface cracks.
  • Si content is less than 0.1% by weight, the deoxidation effect may be insufficient. Therefore, Si content is 0.1 to 04 weight%.
  • the more preferable upper limit of Si content may be 0.35 weight%, and a more preferable lower limit may be 0.15 weight%.
  • Mn is a useful element for improving the strength by solid solution strengthening, so it needs to be added at least 1.8% by weight.
  • the content of Mn is preferably 1.8 to 2.5% by weight.
  • Al is an element which can deoxidize molten steel at low cost and stabilizes ferrite.
  • the Al content is less than 0.01% by weight, the above effects are insufficient.
  • the Al content is more than 0.06% by weight, nozzle clogging may occur during continuous casting. Therefore, it is preferable that Al content is 0.01 to 0.06 weight%.
  • the more preferable upper limit of Al content may be 0.05 weight%, and a more preferable lower limit may be 0.015 weight%.
  • Ni is an element which can improve the strength and toughness of a base material simultaneously. In order to fully show the effect mentioned above in this invention, it is preferable to add 0.1 weight% or more. However, since Ni is an expensive element, the addition of an amount exceeding 0.5% by weight may lower the economic efficiency and lower the weldability. Therefore, it is preferable that Ni content is 0.1 to 0.5 weight%.
  • Cu is an element that can increase the strength while minimizing the decrease in toughness of the base metal. In order to fully acquire the effect mentioned above, it is preferable to add 0.1 weight% or more. However, when the Cu content is more than 0.5% by weight can greatly inhibit the product surface quality. Therefore, it is preferable that Cu content is 0.1 to 0.5 weight%.
  • Ti significantly improves low temperature toughness by suppressing the growth of grains when reheating, but more than 0.01% by weight is added, but excessive addition of more than 0.05% by weight causes problems such as clogging of the playing nozzle and reduction of low temperature toughness due to the determination of the center part. Since it can generate
  • Nb is an important element in the production of TMCP steel and precipitates in the form of NbC or NbCN to greatly improve the strength of the base metal and the welded portion.
  • Nb dissolved in reheating at a high temperature suppresses recrystallization of austenite and transformation of ferrite or bainite, thereby exhibiting an effect of miniaturizing the tissue.
  • the present invention not only forms bainite at a low cooling rate when the slab is cooled after rough rolling, but also increases the stability of austenite during cooling after the final rolling, thereby promoting martensite formation even at a low rate of cooling. Also
  • Nb content is 0.01 weight% or more. However, if the Nb content is more than 0.07% by weight, brittle cracks may appear at the edges of the steel. Therefore, it is preferable that Nb content is 0.01 to 0.07 weight%.
  • Cr is an element added to secure strength and also serves to increase hardenability. In order to fully acquire the above-mentioned effect, it is necessary to add 0.1% or more. However, when the Cr content is more than 0.5%, the hardness of the welded portion may be excessively increased and the toughness may be inhibited. Therefore, it is preferable that Cr content is 0.1 to 0.5%.
  • Mo is required to add more than 0.1% by weight because it has the effect of greatly improving the hardenability even with a small amount of addition, but the addition of more than 0.6% by weight, excessively increase the hardness of the weld and toughness May inhibit. Therefore, it is preferable that Mo content is 0.1 to 0.6 weight%.
  • Vanadium (V) 0.01% to 0.05% by weight
  • V has a lower solubility temperature than other microalloys and is effective in preventing the drop in strength due to precipitation in the weld heat affected zone. In order to fully acquire the effect mentioned above, it is preferable to add 0.01 weight% or more. However, when the V content is more than 0.05% by weight, the toughness may be lowered rather. Therefore, it is preferable that V content is 0.01 to 0.05 weight%.
  • Phosphorus (P) 0.01 wt% or less (excluding 0 wt%)
  • P is an element that is advantageous in improving strength and corrosion resistance, it is advantageous to keep it as low as possible because it can greatly impair impact toughness, and the upper limit thereof is preferably 0.01% by weight.
  • S is an element that forms MnS or the like and greatly impairs the impact toughness, it is advantageous to keep S as low as possible, and the upper limit thereof is preferably 0.01% by weight.
  • B is a very inexpensive addition element, exhibits strong hardening ability, and is a beneficial element that greatly contributes to the formation of bainite even at low speed cooling in the cooling after rough rolling.
  • B content is more than 30 ppm by weight, Fe 23 (CB) 6 may be formed, thereby lowering the curing ability and significantly lowering the low temperature toughness. Therefore, it is preferable that B content is 5-30 weight ppm.
  • the lower limit of the N content is preferably 20 wtppm.
  • Ca is mainly used as an element to suppress non-metallic inclusions of MnS and to improve low temperature toughness.
  • the excessive addition of Ca reacts with oxygen contained in the steel to produce CaO, a nonmetallic inclusion, so the upper limit is preferably 50 ppm by weight.
  • Co Co + 10 to 500 ppm by weight
  • Co is an element capable of forming a passivation film to ensure corrosion resistance and to increase high temperature strength.
  • the Co content is less than 10 ppm by weight, the above effects are insufficient.
  • the upper limit is preferably 500 ppm by weight.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the steel having the advantageous steel composition of the present invention described above can be obtained a sufficient effect only by including the alloying elements in the above-described content range, Sn: 5-50 wtppm, W: 0.01-0.5 wt% and Sb: 0.01
  • the alloying elements in the above-described content range Sn: 5-50 wtppm
  • W 0.01-0.5 wt%
  • Sb 0.01
  • properties such as strength, toughness, toughness of the weld heat affected zone, weldability, and the like.
  • Tin (Sn) 5 to 50 ppm by weight
  • Sn is an element useful for securing corrosion resistance. It is preferable to add 5 ppm by weight or more from the viewpoint of ensuring corrosion resistance. However, when the Sn content is more than 50 ppm by weight, rather than a contribution to improving the corrosion resistance, it may cause a problem that a large amount of defects in the form of swelling or bursting like a blister is generated on the surface of the steel. In addition, Sn can increase the strength of the steel, but the elongation and low temperature impact toughness is reduced, so the upper limit is preferably 50 ppm by weight.
  • W is an element useful for improving the hardenability of steel and ensuring corrosion resistance. It is preferable to add 0.01 weight% or more from the viewpoint of ensuring corrosion resistance. However, since W is a very expensive element and its specific gravity is large, it is easy to be localized. Therefore, the upper limit thereof is preferably 0.5% by weight.
  • Antimony is an element that is useful for securing corrosion resistance and cutting property by increasing adhesion between the scale and the base metal generated on the surface of steel. It is preferable to add 0.01 weight% or more from a cutting point. However, when Sb is added in excess of 0.05% by weight, the scale produced on the steel surface is difficult to peel off, which makes subsequent work such as painting difficult, so the upper limit is preferably 0.05% by weight.
  • microstructure of the steel of the present invention may include bainitic ferrite and granular bainite as a main phase, and may include M-A (phase martensite) as a secondary phase.
  • bainitic ferrite contains many high hard grain boundaries in the mouth while maintaining the initial austenite grain boundaries, it is useful for improving the strength and impact toughness due to the grain refinement effect.
  • Granular bainite maintains initial austenite grains like bainitic ferrite, but secondary phases such as M-A exist in the mouth or grain boundaries. Although there is no high angle grain boundary in the mouth, it is somewhat disadvantageous in impact toughness, but the strength is somewhat increased by the presence of a large amount of low angle grain boundary such as intra-particle dislocation.
  • bainitic ferrite and granular bainite as a column, resistance ratio and high strength can be secured.
  • the area fraction of the bainitic ferrite is 60 ⁇ 90%
  • the granular bainite is 10 ⁇ 30%
  • the MA Martensite-Austenite
  • the area fraction of the bainitic ferrite is less than 60%, it is difficult to obtain high tensile strength, the fraction of the Coincidence Site Lattice (CSL) grain boundary is low, the impact absorption energy value may be low, and the corrosion characteristics and strength may be inferior. Crack propagation can be difficult to suppress.
  • the area fraction of the bainitic ferrite is greater than 90%, there is a problem that the yield ratio is increased.
  • the area of granular bainite is less than 10%, not only the tensile strength but also the yield strength is increased, so that a low yield ratio cannot be secured. If the granular bainite is more than 30%, the granular bainite cannot be effectively refined to coarse initial austenite grains
  • the strength may be inferior, the fraction of Coincidence Site Lattice (CSL) grain boundary may be low, the value of impact absorption energy may be low, the corrosion characteristics and strength may be inferior, and crack propagation may be difficult.
  • CSL Coincidence Site Lattice
  • Secondary phases such as M-A are preferably microstructures useful for implementing resistance ratios and have an area fraction of 5% or less.
  • M-A is more than 5%, the yield ratio may be reduced, but it may adversely affect securing high tensile strength because it may act as a crack initiation point for external stress.
  • the steel according to the present invention can ensure the fraction of the grain boundary deviation angle CSL (Coincidence Site Lattice) grain boundary of 15 ° or more and low energy by satisfying the above-described microstructure fraction of 20% or more.
  • CSL Coordinatdence Site Lattice
  • the CSL grain boundary refers to a grain boundary in which the arrangement of metal atoms is repeatable according to a specific plane and angle as shown in the solid solid line of FIG. 1, and is also called a special grain boundary.
  • grain boundaries with specific orientations such as twins.
  • the dashed line and the thick solid line in FIG. 1 represent general grain boundaries.
  • the fraction of the CSL grain boundaries differs depending on the manufacturing conditions, and is closely related to the final microstructure.
  • the fraction of CSL grain boundaries can be measured using an Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) device.
  • EBSD Electron Back Scattering Diffraction
  • CSL grain boundaries have a regular orientation, the energy values themselves are lower than those of random grain boundaries (generally called high-angle grain boundaries), and thus the corrosion characteristics are significantly superior to those of ordinary grain boundaries. Since the angle is larger than 15 °, in addition to the effect of increasing the strength due to the particle refinement, it plays a role in preventing the propagation of cracks to improve toughness.
  • This CSL grain boundary is advantageous in terms of corrosion and strength than the usual high-angle grain boundary because the energy of the grain boundary is low. That is, when the energy of the high-angle grain boundary having a random orientation relationship is 100, the energy of the CSL grain boundary is 20 to 80 levels, and in the case of the twin grain boundary, the energy is particularly low among the CSL grain boundaries.
  • the shock absorption energy value may be low, corrosion characteristics and strength may be inferior, and crack propagation may be difficult.
  • the steel according to the present invention has a yield ratio of 0.85 or less, can secure a tensile strength of 800MPa or more, it can be preferably used as a steel for construction.
  • the steel according to the present invention may have a shock absorption energy of 150J or more at -5 °C.
  • the thickness of the steel according to the present invention may be 100mm or less.
  • Steel according to the present invention can ensure a high strength and a high yield ratio, it is easy to machining and welding operations such as cutting or drilling. Therefore, it is preferable that the thickness of steel materials is 100 mm or less. More preferably, it is 80 mm or less, More preferably, it is 60 mm or less. The lower limit does not need to be particularly limited, but may be 15 mm or more in order to use the steel as a construction structural steel.
  • Another aspect of the present invention provides a method for producing a resistive complex type ultra high strength steel, comprising: heating a slab having the above-described alloy composition to 1050 to 1200 ° C; Roughly rolling the heated slab to obtain a bar; Hot rolling the bar to a finish rolling temperature of 700 to 950 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; A first cooling step of cooling the hot rolled steel sheet to Ar 3 or less at a cooling rate of 10 to 30 ° C./s; And a second cooling step of cooling the first cooled hot rolled steel sheet to Bs or less at a cooling rate of 30 to 70 ° C / s.
  • the slab having the alloy composition described above is heated to 1050-1200 ° C.
  • the heated slab is rough rolled to obtain a bar.
  • the rough rolling may be performed in a temperature range of 950 ⁇ 1050 °C.
  • the slab surface temperature is relatively low, and thus the rolling load is increased.
  • the deformation is not effectively deformed to the center of the slab thickness direction, so that defects such as pores are not removed or particle refinement effects are reduced.
  • a recrystallization will occur and a particle will grow and austenite particle will also coarsen.
  • the bar is hot rolled to a finish rolling temperature of 700 to 950 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet.
  • finish rolling temperature is less than 700 °C the temperature of the plate material is low, there is a risk that the load occurs in the rolling mill can not be rolled to the final thickness, if it exceeds 950 °C there is a risk of recrystallization during rolling.
  • the rolling reduction rate of the hot rolling may be 50 to 80%.
  • finish rolling reduction rate is less than 50%, the rolling load per pass acting on the material during rolling increases, resulting in a risk of equipment accidents.
  • finishing rolling reduction rate exceeds 80%, the number of rolling passes increases and the final rolling temperature is reached. There is a fear that the thickness cannot be secured.
  • the hot rolled steel sheet is cooled in two stages. This is to secure both bainitic ferrite and granular bainite, and to secure a high CSL intergranular fraction.
  • the hot rolled steel sheet is first cooled to Ar 3 or lower at a cooling rate of 10 to 30 ° C./s.
  • the primary cooling rate is less than 10 °C / s, it is difficult to secure a tensile strength of 800 MPa or more as soft ferrites are formed, and if the primary cooling rate is more than 30 °C / s, the amount of particles phase-transformed from austenite to granular bainite As this decreases, there is a problem in that it is impossible to secure a resistance ratio.
  • the cooling rate of the primary cooling step is preferably 10 ⁇ 30 °C / s, more preferably 15 ⁇ 25 °C / s.
  • the cooling end temperature is greater than Ar3, there is a problem that phase transformation does not occur due to granular bainite as the microstructure exists only in the austenite single phase. In other words, if the phase transformation occurs as austenite single phase immediately after the secondary cooling, the granular bainite fraction on the final tissue is too small, less than 10%, so that the resistance ratio cannot be satisfied.
  • the lower limit of the cooling end temperature may be Ar3-50 °C considering the secondary cooling step.
  • the first cooled hot rolled steel sheet is secondarily cooled to Bs or less at a cooling rate of 30 to 70 ° C / s.
  • the main structure of the bainitic ferrite is not enough phase transformation during cooling to satisfy the tensile strength of 800MPa or more, and if it exceeds 70 °C / s martensite is a low temperature transformation structure As the probability of generation increases, not only the tensile strength but also the yield strength increases, making it difficult to satisfy the yield ratio of 0.85 or less.
  • a slab satisfying the component system shown in Table 1 was heated to 1160 ° C., roughly rolled at 1000 ° C., and then hot rolled and cooled to meet the manufacturing conditions shown in Table 2 to obtain a steel.
  • the microstructure, CSL fraction and mechanical properties of the steel were measured and shown in Table 3 below.
  • Yield strength and tensile strength were measured using a universal tensile tester, and the shock absorption energy value was measured by Charpy impact test at -5 °C.
  • microstructures were observed by optical microscope after chemically corroding steels and polishing them.
  • CSL Coincidence Site Lattice
  • BF bainitic ferrite
  • GB granular bainite
  • MA phase martensite
  • AF acicular ferrite
  • M martensite
  • the unit is area%.
  • the microstructure of the invention examples satisfying the alloy composition and manufacturing conditions of the present invention is the bainitic ferrite is 60 ⁇ 90%, the granular bainite is 10 ⁇ 30%, MA is 5% or less (including 0%) Satisfied.
  • the CSL grain boundary could be secured by 20% or more, and the resistive ratio of 0.85 or less and the tensile strength of 800 MPa or more could be obtained.
  • the shock absorption energy value in -5 degreeC was 150 J or more.
  • the CSL grain fraction was less than 20%
  • the impact absorption energy value at -5 °C was less than 150J
  • the yield ratio can be seen that more than 0.85 or tensile strength is less than 800MPa.
  • Example No. 7 When comparing the microstructures of Example No. 7 and Comparative Example No. 4 of the invention with the Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) device, FIGS. 2 and 3, the arrangement of the metal atoms has a specific surface. It was confirmed that the CSL grain boundaries, which are repeatable grain boundaries, were clearly different according to the and angles.
  • EBSD Electron Back Scattering Diffraction

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Abstract

본 발명의 일 측면은 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 저항복비형 초고강도 강재에 관한 것이다.

Description

저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법
본 발명은 낮은 항복비 및 높은 인장강도를 가져 건설용 강재로 바람직하게 사용할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 국내외 빌딩, 교량 등과 같은 구조물은 초고층화, 장스팬화 추세가 진행됨에 따라 극후, 고강도 강재의 개발이 요구되고 있다. 고강도 강을 사용하게 되면 높은 허용응력을 가지기 때문에 건축 및 교량 구조를 합리화, 경량화할 수 있어 경제적인 건설이 가능할 뿐만 아니라, 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 절단이나 천공 등 기계가공과 용접 작업이 용이해진다.
한편, 강재의 강도를 높일 경우 인장강도와 항복강도의 비율인 항복비(항복강도/인장강도)가 상승하는 경우가 많은데, 항복비가 상승할 경우에는 소성변형이 일어나는 시점(항복점)에서 파괴가 일어나는 시점까지의 응력차가 크지 않기 때문에, 건축물이 변형에 의해 에너지를 흡수하여 파괴를 방지할 수 있는 여유가 많지 않아, 지진등과 같은 거대 외력이 작용하였을 때 안전성을 담보하기가 어렵다는 문제점이 있다. 따라서, 구조용 강재는 고강도 및 저항복비를 모두 만족해야 할 필요가 있다.
한편, 일반적으로 강재의 항복비는 강재의 금속조직을 페라이트 (ferrite)와 같은 연질상(軟質相, soft phase)을 주조직으로 하고, 베이나이트(bainite)나 마르텐사이트(martensite) 등의 경질상(硬質相, hard phase)이 적당하게 분산된 조직을 구현함으로써 낮출 수 있는 것으로 알려져 있다.
상기와 같은 연질상 기반의 미세조직에 경질상이 적당히 분산된 조직을 얻기 위해, 특허문헌 1에는 페라이트와 오스테나이트(austenite)의 2상 영역(dual phase region)에서 적절한 담금질(quenching)과 템퍼링(tempering)을 통하여 항복비를 낮출 수 있는 방법이 개시되어 있다. 그러나 상기 방법은 압연 제조 공정 이외에 열처리 공정수가 추가되기 때문에, 생산성 저하는 물론 제조단가의 증가가 불가피한 문제점이 있다.
따라서, 생산성의 저하와 제조단가의 상승 등의 문제를 모두 해결하면서도, 초고강도 및 저항복비를 확보할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 일본 특개소 55-97425호
본 발명의 일 측면은 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다. 보다 상세하게는 생산성 저하와 제조단가 상승 없이 초고강도 및 저항복비를 확보할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 저항복비형 초고강도 강재에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1200℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 냉각하는 1차 냉각 단계; 및
상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 냉각하는 2차 냉각 단계;를 포함하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 생산성 저하와 제조단가 상승 없이 초고강도 및 저항복비를 확보할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 CSL 입계와 일반 입계를 나타낸 사진이다.
도 2는 발명예인 시험번호 7의 미세조직을 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치로 촬영한 사진이다.
도 3은 비교예인 시험번호 4의 미세조직을 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치로 촬영한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 저항복비형 초고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저항복비형 초고강도 강재는 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
탄소(C): 0.05~0.09중량%
C는 베이나이트 또는 마르텐사이트를 형성시키고, 형성되는 베이나이트 또는 마르텐사이트의 크기 및 분율을 결정하는 중요한 원소이다.
C 함량이 0.09 중량% 초과인 경우에는 저온인성을 저하시키며, C 함량이 0.05 중량% 미만인 경우에는 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 방해하여 강도의 하락을 초래한다. 따라서, C 함량은 0.05~0.09중량%인 것이 바람직하다.
한편, C 함량의 상한은 보다 바람직하게는 0.085 중량%일 수 있으며, 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 더 나은 용접성을 위해 C 함량의 상한을 0.08 중량%로 하는 것이 보다 더 바람직할 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.4중량%
Si는 탈산제로 사용되며, 강도 및 인성을 향상시키는 원소이다.
Si 함량이 0.4중량% 초과인 경우에는 저온인성 및 용접성이 저하될 뿐만 아니라 판재 표면에 스케일이 두껍게 형성되어 가스 절단성 불량 및 기타 표면 크랙 등을 유발할 수 있다. 반면에, Si 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 탈산 효과가 불충분할 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~04중량%이다.
또한, Si 함량의 보다 바람직한 상한은 0.35중량%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 0.15중량%일 수 있다.
망간(Mn): 1.8~2.5중량%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 1.8중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, Mn 함량이 2.5중량% 초과인 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 수 있다. 따라서, Mn의 함량은 1.8~2.5중량%인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있고, 또한 페라이트를 안정화하는 원소이다. Al 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Al 함량이 0.06중량% 초과인 경우에는 연속 주조시 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 따라서, Al 함량은 0.01~0.06중량%인 것이 바람직하다.
또한, Al 함량의 보다 바람직한 상한은 0.05중량%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 0.015 중량%일 수 있다.
니켈(Ni): 0.1~0.5중량%
Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이다. 본 발명에서 상술한 효과를 충분히 나타내기 위해서는 0.1중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni은 고가의 원소이므로 0.5중량%를 초과하는 양의 첨가는 경제성이 저하되며 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, Ni 함량은 0.1~0.5 중량%인 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.1~0.5중량%
Cu는 모재의 인성 저하를 최소화시키면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1중량% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 함량이 0.5중량% 초과인 경우에는 제품 표면 품질을 크게 저해할 수 있다. 따라서, Cu 함량은 0.1~0.5중량%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%
Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시켜주는 바, 0.01중량% 이상이 첨가하나, 0.05중량% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성 감소와 같은 문제점을 발생시킬 수 있으므로, 그 상한은 0.05중량%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%
Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 중요한 원소이고, NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다. 나아가 본 발명에서는 조압연 후 슬라브가 냉각될 때 낮은 냉각 속도로도 베이나이트를 형성시킬 뿐만 아니라, 최종 압연 후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 높여 낮은 속도의 냉각에서도 마르텐사이트 생성을 촉진시켜주는 역할도 한다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Nb 함량이 0.01 중량% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Nb 함량이 0.07중량% 초과인 경우에는 강재의 모서리에 취성 크랙이 나타날 수 있다. 따라서, Nb 함량은 0.01~0.07중량%인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~0.5중량%
Cr은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소로써 담금질성을 증가시키는 역할도 한다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, Cr 함량이 0.5% 초과인 경우에는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해할 수 있다. 따라서, Cr 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.1중량% 이상의 첨가가 필요하나, 0.6중량%을 초과하여 첨가하는 경우 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해할 수 있다. 따라서, Mo 함량은 0.1~0.6중량%인 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.01~0.05중량%
V 은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, V 함량이 0.05중량% 초과인 경우에는 인성을 오히려 저하시킬 수 있다. 따라서, V 함량은 0.01~0.05중량%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외)
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.01중량%로 하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외)
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.01중량%로 하는 것이 바람직하다.
보론(B): 5~30중량ppm
B은 아주 저가의 첨가원소로 강력한 경화능을 나타내며, 조압연 후의 냉각에서 저속냉각에서도 베이나이트의 형성에 크게 기여하는 유익한 원소이다.
소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시킬 수 있으므로 5중량ppm 이상 첨가할 수 있다. 그러나, B 함량이 30중량ppm 초과인 경우에는 Fe23(CB)6를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키고, 저온인성도 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, B 함량은 5~30중량ppm 인 것이 바람직하다
질소(N): 20~60중량ppm 이하
N은 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 60중량ppm 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, N 함량을 20중량ppm 미만으로 제어하는 것은 제강부하를 증가시키기 때문에 상기 N 함량의 하한은 20중량ppm인 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외)
Ca는 주로 MnS의 비금속개재물을 억제하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca첨가는 강중에 함유된 산소와 반응하여 비금속개재물인 CaO를 생성하므로 그 상한치는 50중량ppm인 것이 바람직하다.
코발트(Co): 10~500중량ppm
Co는 부동태 피막을 형성시켜 내식성을 확보할 수 있고, 고온강도를 높일 수 있는 원소이다. Co 함량이 10 중량ppm 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 다만, Co는 고가의 원소로 다량 첨가될 경우 경제성이 저하되므로 그 상한치는 500중량 ppm인 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 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 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 본 발명의 유리한 강 조성을 가지는 강재는 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, Sn: 5~50중량ppm, W: 0.01~0.5중량% 및 Sb: 0.01~0.05중량% 중 1 이상을 추가로 포함함으로써 강재의 강도, 인성, 용접열영향부의 인성, 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시킬 수 있다.
주석(Sn): 5~50중량ppm
Sn은 내식성을 확보하는데 유용한 원소이다. 내식성 확보 측면에서 5중량ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Sn 함량이 50중량ppm 초과인 경우에는 내식성 향상에 대한 기여 효과보다는 강재 표면에 수포처럼 스케일이 부풀거나 터지는 형태의 결함이 다량 발생하는 문제점을 발생시킬 수 있다. 또한, Sn은 강의 강도를 증가시킬 수 있으나 연신율과 저온 충격인성을 떨어뜨리므로 그 상한은 50중량ppm인 것이 바람직하다.
텅스텐(W): 0.01~0.5중량%
W은 강의 경화능을 향상시키고 내식성을 확보하는데 유용한 원소이다. 내식성 확보 측면에서 0.01중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, W은 매우 고가의 원소이며 비중이 커서 편재되기 쉬우므로 그 상한은 0.5중량%인 것이 바람직하다.
안티몬(Sb): 0.01~0.05중량%
안티몬은 강의 표면에 발생하는 스케일과 모재 간의 밀착성을 높임으로써 절단성과 함께 내식성을 확보하는데 유용한 원소이다. 절단성 측면에서 0.01중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Sb가 0.05중량% 초과로 첨가될 경우 강재 표면에 생성된 스케일이 박리되기 어려워 도장과 같은 후속 작업이 곤란하게 되므로 그 상한은 0.05중량%인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 강재의 미세조직은 베이니틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이트를 주상으로 포함하고, M-A(도상 마르텐사이트)를 이차상으로 포함할 수 있다.
베이니틱 페라이트는 초기 오스테나이트 결정립계를 유지하면서 입내에 많은 고경각입계를 포함하고 있기 때문에 결정립 미세화 효과에 따른 강도와 충격인성 향상에 유용하다.
그래뉼러 베이나이트는 베이니틱 페라이트와 마찬가지로 초기 오스테나이트 결정립을 유지하고 있으나 입내 또는 입계에 M-A와 같은 이차상이 존재하게 된다. 입내에 고경각입계가 존재하고 있지 않아 충격인성에 다소 불리하나, 입내 전위와 같은 저경각입계가 다량 존재함으로써 강도는 다소 증가된다.
베이니틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이트를 주상으로 포함함으로써 저항복비와 고강도를 확보할 수 있다.
이때, 면적분율로 상기 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)는 60~90%이고, 상기 그래뉼러 베이나이트(granular bainite)는 10~30%이며, 상기 M-A(Martensite-Austenite)는 5% 이하(0% 포함)일 수 있다.
베이니틱 페라이트의 면적분율이 60% 미만인 경우에는 높은 인장강도를 확보하기 어려우며, CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율이 낮아져서 충격흡수에너지 값이 낮을 수 있으며, 부식 특성 및 강도가 열위할 수 있고, 크랙 전파를 억제하기 어려울 수 있다. 반면에, 베이니틱 페라이트의 면적분율이 90% 초과인 경우에는 항복비가 증가되는 문제점이 있다.
그래뉼라 베이나이트의 면적분율이 10% 미만인 경우에는 인장강도뿐만 아니라 항복강도 역시 증가하게 되어 낮은 항복비를 확보할 수 없고, 30% 초과인 경우에는 조대한 초기 오스테나이트 결정립을 효과적으로 미세화시키지 못해 인장강도가 열위해질 수 있으며, CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율이 낮아져서 충격흡수에너지 값이 낮을 수 있으며, 부식 특성 및 강도가 열위할 수 있고, 크랙 전파를 억제하기 어려울 수 있다.
M-A와 같은 이차상은 저항복비 구현에 유용한 미세조직으로서 5% 이하의 면적분율을 갖는 것이 바람직하다. M-A의 면적분율이 5% 초과인 경우에는 항복비는 감소할 수 있으나, 상대적으로 외부 응력에 대한 크랙(crack) 시발점으로 작용할 수도 있기 때문에 인장강도를 높게 확보하는데 불리하게 작용하게 된다.
한편, 본 발명에 따른 강재는 상술한 미세조직 분율을 만족함으로써 입계 어긋남각이 15° 이상이면서 에너지가 낮은 입계인 CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율을 20% 이상으로 확보할 수 있다.
CSL 입계란 도 1의 가는 실선과 같이 금속 원자의 배열이 특정 면과 각도에 따라서 반복성을 띄는 입계를 의미하며, 특수 입계(special grain boundary)라고도 한다. 예를 들어, 쌍정 입계(twin)와 같이 특정한 방위관계를 갖는 입계가 있다. 반면에, 도 1의 점선 및 굵은 실선은 일반 입계를 나타낸다.
동일한 성분계를 갖더라도 제조조건에 따라 CSL 입계의 분율이 상이하며, 최종 미세조직과 밀접한 관련이 있다. CSL 입계의 분율은 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치를 이용하여 측정할 수 있다.
CSL 입계는 규칙적인 방위관계를 가지므로 무질서(random)한 일반 입계(일반적으로 고경각입계라고 함)와 비교하여 에너지 값 자체가 낮아 부식 특성이 일반 입계에 비하여 현저히 뛰어나며, 일반 입계와 마찬가지로 입계 어긋남각은 15° 이상으로 크기 때문에 입자미세화에 따른 강도 증가 효과 외에도 크랙의 전파를 방해하는 역할을 하여 인성을 향상시킨다.
이러한 CSL 입계가 통상의 고경각 입계보다 부식 및 강도 측면에서 유리한 것은 바로 입계의 에너지가 낮기 때문이다. 즉, 랜덤한 방위 관계를 갖는 고경각 입계의 에너지를 100이라 할 때 CSL 입계의 에너지는 20~80 수준이며, 쌍정 입계의 경우 CSL 입계 중에서도 특히 에너지가 낮다.
CSL 입계의 분율이 20% 미만인 경우에는 충격흡수에너지 값이 낮을 수 있으며, 부식 특성 및 강도가 열위할 수 있고, 크랙 전파를 억제하기 어려울 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 강재는 항복비가 0.85 이하이고, 인장강도가 800MPa 이상을 확보할 수 있어, 건설용 강재 등으로 바람직하게 사용할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 강재는 -5℃에서 충격흡수에너지가 150J 이상일 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 강재의 두께는 100mm 이하일 수 있다.
본 발명에 따른 강재는 고강도 및 저항복비를 확보할 수 있으므로, 절단이나 천공 등 기계가공과 용접 작업이 용이해진다. 따라서, 강재의 두께는 100mm 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 80mm이하, 보다 더 바람직하게는 60mm이하이다. 하한은 특별히 한정할 필요는 없으나, 건설 구조용 강재로 사용하기 위해서는 15mm이상일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1200℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계; 상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 냉각하는 2차 냉각 단계;를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1200℃로 가열한다.
조압연 단계
상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는다.
이때, 상기 조압연은 950~1050℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 조압연 온도가 950℃ 미만인 경우에는 상대적으로 슬라브 표면 온도가 낮아 압연하중이 증가하게 되고, 이는 결과적으로 슬라브 두께 방향 중심까지 유효변형이 되지 않아 기공과 같은 결함이 제거되지 않거나 입자 미세화 효과가 줄어들 우려가 있고, 1050℃를 초과하는 경우에는 재결정이 일어남과 동시에 입자가 성장하여 역시 오스테나이트 입자가 조대해질 우려가 있다.
열간압연 단계
상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 마무리압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 판재의 온도가 낮아 압연기에 부하가 발생하여 최종 두께까지 압연을 하지 못할 우려가 있고, 950℃를 초과하는 경우에는 압연 중 재결정이 일어날 우려가 있다.
이때, 상기 열간압연의 압하율은 50~80%일 수 있다.
상기 마무리압연 압하율이 50% 미만인 경우에는 압연 중 소재에 작용하는 패스 당 압연하중이 증가하게 되어 설비 사고의 위험이 있고, 80%를 초과하는 경우에는 압연 패스 수가 증가하게 되어 압연종료온도까지 최종 두께를 확보하지 못할 우려가 있다.
냉각 단계
상기 열연강판을 2 단계로 다단냉각한다. 이는 베이니틱 페라이트와 그래뉼라 베이나이트를 모두 확보하고, CSL 입계 분율을 높게 확보하기 위함이다.
1차 냉각 단계
상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 1차 냉각한다.
1차 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 연질의 페라이트들이 생성됨에 따라 인장강도 800 MPa 이상을 확보하기 어렵고, 30℃/s 초과인 경우에는 오스테나이트에서 그래뉼라 베이나이트로 상변태되는 입자의 양이 적어짐에 따라 저항복비를 확보할 수 없는 문제점이 있다.
따라서 1차 냉각 단계의 냉각속도는 10~30℃/s인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 15~25℃/s이다.
냉각종료온도가 Ar3 초과인 경우에는 미세조직이 오스테나이트 단상(single phase)으로만 존재함에 따라 그래뉼라 베이나이트로 상변태가 일어나지 않을 문제점이 있다. 즉, 오스테나이트 단상으로 존재하다가 2차 냉각으로 바로 상변태가 일어날 경우 최종 조직 상의 그래뉼라 베이나이트 분율이 10% 미만으로 지나치게 적어 저항복비를 만족할 수 없게 된다. 한편, 냉각종료온도의 하한은 하기 2차 냉각 단계를 고려하여 Ar3-50℃일 수 있다.
2차 냉각 단계
상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 2차 냉각한다.
2차 냉각속도가 30℃/s 미만인 경우에는 주 조직인 베이니틱 페라이트가 냉각 중 충분히 상변태 되지 못해 인장강도 800MPa 이상을 만족할 수 없는 문제점이 있으며, 70℃/s 초과인 경우에는 저온변태조직인 마르텐사이트가 생성될 확률이 높아짐에 따라 인장강도뿐만 아니라 항복강도 역시 증가하게 되어 항복비 0.85 이하를 만족시키기 어렵다.
2차 냉각종료온도가 Bs 초과인 경우에는 베이니틱 페라이트 및 그래뉼라 베이나이트가 충분히 상변태 되지 못해 강도를 확보할 수 없다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1에 나타난 성분계를 만족하는 슬라브를 1160℃로 가열하고, 1000℃에서 조압연한 후, 하기 표 2에 나타난 제조조건에 부합되도록 열간압연 및 냉각하여 강재를 얻었다. 상기 강재의 미세조직, CSL 분율 및 기계적 물성을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
항복강도 및 인장강도는 만능인장실험기를 이용하여 측정하였고, 충격흡수에너지 값은 -5℃에서 샤르피 충격시험을 행하여 측정하였다.
미세조직은 강재를 경면 연마한 후 화학적 부식시킨 후 광학현미경으로 관찰하였다.
입계 어긋남각이 15° 이상이면서 에너지가 낮은 입계인 CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율은 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치를 이용하여 측정하였다.
Figure PCTKR2017014440-appb-T000001
상기 표 1에서 *를 표시한 B, N, Ca, Co 함량의 단위는 중량ppm이고, 나머지 원소 함량의 단위는 중량%이다.
Figure PCTKR2017014440-appb-T000002
Figure PCTKR2017014440-appb-T000003
상기 표 3에서, BF: 베이니틱 페라이트, GB: 그레뉼러 베이나이트, MA: 도상 마르텐사이트, AF: 애시큘러 페라이트, M: 마르텐사이트를 의미하며, 단위는 면적%이다.
본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예들의 미세조직은 베이니틱 페라이트는 60~90%이고, 상기 그래뉼러 베이나이트는 10~30%이며, M-A는 5% 이하(0% 포함)를 만족하였다.
이에 따라 CSL 입계를 20% 이상 확보할 수 있었으며, 0.85 이하의 저항복비 및 800MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, -5℃에서의 충격흡수 에너지 값이 150J 이상이었다.
반면에, 본 발명의 합금조성은 만족하였으나, 제조조건을 만족하지 못하는 비교예인 시험번호 4, 5, 6, 9, 13, 14, 18, 19는 본 발명에서 제시한 미세조직을 만족하지 못하였다.
이에 따라 CSL 입계 분율이 20% 미만으로 -5℃에서의 충격흡수 에너지 값이 150J 미만이었으며, 항복비가 0.85를 초과하거나 인장강도가 800MPa 미만인 것을 확인할 수 있다.
발명예인 시험번호 7과 비교예인 시험번호 4의 미세조직을 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치로 촬영한 사진인 도 2 및 도 3을 비교해 보았을 때, 금속 원자의 배열이 특정 면과 각도에 따라서 반복성을 띄는 입계인 CSL 입계 분율이 명확하게 차이나는 것을 확인할 수 있었다.
또한, 본 발명의 합금조성을 만족하지 못하는 비교강들의 경우에는 본 발명의 제조조건을 만족하더라도 항복비가 0.85를 초과하거나 인장강도가 800MPa 미만인 것을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (12)

  1. 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 저항복비형 초고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 Sn: 5~50중량ppm, W: 0.01~0.5중량% 및 Sb: 0.01~0.05중량% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 미세조직은 베이니틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이트를 주상으로 포함하고, M-A를 이차상으로 포함하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
  4. 제3항에 있어서,
    면적분율로 상기 베이니틱 페라이트는 60~90%이고, 상기 그래뉼러 베이나이트는 10~30%이며, 상기 M-A는 5% 이하(0% 포함)인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 입계어긋남각이 15도 이상이면서 에너지가 낮은 입계의 분율인 CSL가 20면적% 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 항복비가 0.85 이하이고, 인장강도가 800MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 -5℃에서의 충격흡수 에너지 값이 150J 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 두께가 100mm 이하인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
  9. 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
    상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 냉각하는 1차 냉각 단계; 및
    상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 냉각하는 2차 냉각 단계;를 포함하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브는 Sn: 5~50중량ppm, W: 0.01~0.5중량% 및 Sb: 0.01~0.05중량% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 열간압연은 압하율을 50~80%로 행하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서,
    상기 조압연은 950~1050℃의 온도범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.
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