WO2021091138A1 - 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel material for construction or construction machinery having excellent low-temperature impact toughness and a method of manufacturing the same.
  • Patent Document 1 As an example, the invention presented in Patent Document 1 can be cited.
  • the slab to which various components are added is reheated to homogenize it, and the homogenized steel slab is hot-rolled and accelerated to cool, followed by tempering heat treatment. Is being described.
  • the invention presented in Patent Document 1 aimed to obtain sufficient hardenability by controlling the content ratio of nitrogen (N) and boron (B), and tried to improve toughness by controlling the content of titanium (Ti) to a very low level.
  • the invention described in Patent Document 1 has a problem in that when the nitrogen content is not properly controlled and lumping nitrogen is formed, surface cracking is caused by AlN formation, or hardenability due to boron is not sufficiently obtained by forming BN.
  • Patent Document 1 Korean Registered Patent Publication No. 10-1320222
  • an object of the present invention is to provide a high-strength steel material having excellent low-temperature impact toughness and a manufacturing method thereof by optimizing components and rolling conditions as a high-strength steel material for construction machinery.
  • the subject of the present invention is not limited to the above.
  • the subject of the present invention will be able to be understood from the entire contents of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will not have any difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • the steel material of the present invention may have a yield strength of 650 MPa or more, a tensile strength of 750 MPa or more, and a Charpy shock absorption energy (CVN) value of 60J or more at a point of 1/4 t of thickness.
  • CVN Charpy shock absorption energy
  • It relates to a method of manufacturing a high-strength steel material having excellent low-temperature impact toughness, including a step of water-cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature of 400°C or less at a cooling rate of 2 to 10°C/s.
  • RST is 887 + 464C + 6445Nb - 644Nb 0.5 + 732V - 230V 0.5 - 890Ti + 363Al - 357Si (C, Nb, V, Ti, Al and Si each component is% by weight Im)
  • the yield strength at the point of 1/4t (t: steel plate thickness, mm) of the steel plate is 650 MPa or more, the tensile strength is 760 MPa or more, and Charpy evaluated in the longitudinal direction at -20 o C.
  • Minimum impact energy 60J It is possible to provide the above high strength steel.
  • Example 1 is a photograph showing a microstructure at a point of 100 mm thick and 1/4t of Inventive Example 3 and Comparative Example 15 according to an embodiment of the present invention.
  • the present inventors have recognized that as construction machinery, particularly excavator buckets, become larger, it is necessary to develop a method for securing the physical properties required for the material.
  • a method for securing the physical properties required for the material In particular, in thick steel materials having a certain thickness or more, in addition to high strength, In depth research was conducted on a method to secure excellent low-temperature impact toughness. As a result, it was confirmed that it was possible to provide a thick steel material having target physical properties by optimizing the manufacturing conditions while controlling the relationship between the component composition and some components in the alloy design, and the present invention was completed.
  • the composition of the components to be presented in the present invention is high strength by securing a sufficient amount of free boron (B) by forming TiN by combining with nitrogen (N) using a sufficient amount of titanium (Ti).
  • the content of each element is based on the weight, and the ratio of the structure is based on the area.
  • the C is the most effective element for improving the strength by increasing the hardenability of steel, and it is preferable to contain at least 0.04% in order to sufficiently obtain the effect.
  • the C content in the present invention is preferably 0.04 to 0.12%. More preferably, the C content is limited to 0.04 to 0.08%.
  • Si is used as a deoxidizing agent and is an element effective in improving strength.
  • the addition amount exceeds 0.5%, the low-temperature toughness may decrease.
  • the content of Si is preferably 0.1 to 0.5%. More preferably, the Si content is limited to 0.1 to 0.3%.
  • Mn is an element that is advantageous for securing strength along with C, and it is preferable to add at least 1.2% or more to obtain such an effect. However, if the content exceeds 2.5%, it may induce segregation in the center and greatly impair the physical properties, so the content of Mn is preferably added in the range of 1.2 to 2.5%. More preferably, the Mn content is limited to 1.8 to 2.5%.
  • Phosphorus (P) 0.01% or less
  • P is an element advantageous in strength improvement and corrosion resistance, it is advantageous to keep it as low as possible because it can greatly impair the impact toughness, and therefore the upper limit thereof is preferably set to 0.01%.
  • the upper limit is preferably set to 0.01%.
  • Al is an element capable of inexpensively deoxidizing molten steel, and is preferably contained in an amount of 0.01% or more in order to exhibit a sufficient effect. However, if it exceeds 0.08%, since nozzle clogging may occur during continuous casting, the content of Al is preferably 0.01 to 0.08%.
  • Nb When Nb is reheated to a high temperature, it is solid solution in the matrix and suppresses recrystallization of austenite and transformation of ferrite or bainite, thereby exhibiting the effect of miniaturizing the structure. In addition, it is useful for securing the strength of the base metal as it enhances the stability of austenite even during cooling after rolling to promote the formation of hard phases such as martensite and bainite even at low speed cooling.
  • Nb when Nb is excessively added with Ti, it forms coarse (Ti,Nb)(C,N) during heating or after tempering heat treatment, which inhibits low-temperature impact toughness, so the content of Nb is reduced by 0.01 ⁇ 0.08. It is preferable to limit it to %. More preferably, the Nb content is limited to 0.01 to 0.05%.
  • Cr is an element effective in forming low-temperature bainite by increasing hardenability and securing strength, and it is preferable to contain at least 0.01% in order to exhibit a sufficient effect.
  • excessive addition of Cr may cause martensite formation and increase in fraction, thereby greatly reducing the low-temperature impact toughness, so it is preferable to set the upper limit to 0.5%. More preferably, the Cr content is limited to 0.01 to 0.3%.
  • Ni is an element capable of simultaneously improving the strength and low-temperature impact toughness of the base material, and is preferably contained in an amount of 0.4% or more in order to exhibit a sufficient effect.
  • Ni is an expensive element, there is a problem that economical efficiency is greatly deteriorated when it is contained in 1.0% or more. Therefore, it is preferable to limit the content of Ni in the range of 0.4 to 1.0% in the present baldeo. More preferably, the Ni content is limited to 0.6 to 1.0%.
  • Cu is an element that can increase the strength while minimizing the decrease in the toughness of the base material, so it is an effective element to improve the strength, but excessive addition of Cu increases the carbon equivalent and impairs weldability as well as greatly impairs the product surface quality. I can. Therefore, in consideration of this, it is preferable to limit the Cu content to 0.5% or less in the present invention.
  • Mo significantly improves hardenability, suppresses ferrite formation, has an effect of inducing bainite formation, and can greatly improve strength, so it is necessary to add 0.01% or more in order to manufacture a high-strength steel material.
  • V is an element that is effective in improving strength, such as Cr and Mo, and is an element that can be selectively added to obtain high strength.
  • it is an expensive alloying element and can reduce the low-temperature impact toughness by increasing the formation of a hard phase such as MA, it is preferable to limit the V content to 0.05% or less.
  • Ti is added simultaneously with N to form TiN, and since it has an effect of suppressing grain growth during reheating, it is preferable to add at least 0.005%. However, if it is added in excess of 0.02%, it may cause the formation of coarse (Ti,Nb)(C,N) carbonitrides during the reheating or tempering heat treatment process of the steel slab, reducing the low-temperature impact toughness. Therefore, it is preferable to limit the content of Ti in the range of 0.005 to 0.02% in the present invention.
  • B is an inexpensive alloying element, an element exhibiting strong hardenability even in a small amount, and is advantageous in inducing the formation of bainite, which is a low-temperature phase, and securing strength, so it is preferable to add at least 0.001%. However, if it exceeds 0.0025%, it induces the formation of martensite, and rather significantly lowers the low-temperature impact toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of B to 0.001 to 0.0025%.
  • the maximum amount of added is preferably 100 ppm.
  • the control of the N content of less than 20 ppm is not sufficient to increase the steelmaking load as well as suppress grain growth, the lower limit of the N content is preferably 20 ppm.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel material of the present invention having the above-described alloy composition satisfies a Ceq value of less than 0.55 represented by the following relational formula 1.
  • the present invention adds C, Mn, Si, Cr, V, Ni, Mo, etc. to the steel, and when the content thereof is excessive, the carbon equivalent (Ceq) increases to weaken the toughness by forming martensite or weld
  • the above-described elements it is preferable to add the above-described elements so that the content of the above-described element satisfies the above relational expression 1.
  • the steel material of the present invention may include a bainitic ferrite phase as a columnar phase with a microstructure, and may include some granular bainite phases.
  • the steel material of the present invention may include a bainitic ferrite phase in an area fraction of 80% or more at a point of 1/4t of the thickness, and the balance may include a granular bainite phase.
  • the aspect ratio of the old austenite grain boundary is 3.0 or more. If the proportion of the bainitic ferrite phase is less than 80%, and the aspect ratio of the old austenite grain boundary is less than 3.0, not only the strength of the target level may be secured, but impact toughness may be inferior.
  • the steel material of the present invention is a high-strength steel material having a thickness of 60 mm or more and 100 mm or less, and the steel material of the present invention having the above-described alloy component and microstructure has a yield strength of 650 MPa or more, a tensile strength of 750 MPa or more, and -20 at a point of 1/4 t of thickness.
  • o Charpy shock absorption energy (CVN) value at C is 60J As described above, it can have high strength and excellent low-temperature impact toughness.
  • High-strength steel manufacturing method of the present invention the step of reheating the steel slab of the above-described composition component at 1050 ⁇ 1200 °C; A process of rough rolling the reheated slab at a temperature of 1100 to 900°C; A process of producing a hot-rolled steel sheet by finishing hot rolling the roughly rolled bar at a temperature between the finish rolling start temperature and Ar 3 satisfying the relational formula 2 based on the center temperature; And water cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature of 400° C. or less at a cooling rate of 2 to 10° C./s.
  • the steel slab satisfying the above-described alloy composition and relational equation 1 is reheated at 1050 to 1200°C.
  • the steel slab (when the continuous or forged slab is reheated in excess of 1200°C, the low-temperature impact toughness may be impaired after the steel sheet is manufactured due to coarsening of austenite grains, and when heated at less than 1050°C, it is generated within the slab. It makes it difficult to re-use the carbonitride that has been used, and similarly, it can greatly reduce the physical properties.
  • the reheated slab is roughly rolled at a temperature of 1100 to 900°C. If the rough rolling temperature is less than 900°C, the subsequent finishing rolling temperature is excessively lowered to increase the rolling load, and if it exceeds 1100°C, austenite grains may become coarse.
  • a hot-rolled steel sheet is manufactured by finishing hot-rolling the roughly-rolled bar at a temperature between the start temperature of finishing rolling and Ar 3 satisfying the relational expression 2 based on the center temperature.
  • RST is 887 + 464C + 6445Nb - 644Nb 0.5 + 732V - 230V 0.5 - 890Ti + 363Al - 357Si (C, Nb, V, Ti, Al and Si each component is% by weight Im)
  • the start temperature of the finish hot rolling is determined in consideration of RST as shown in the above relational equation 2.
  • This relational equation 2 was conceived as a result of the research and experiment of the present inventors, and rolling under these conditions is very useful in improving the low-temperature impact toughness by greatly reducing the grain size.
  • hot rolling is performed above the recrystallization stop temperature, the crystal grains recover and grow and cannot be reduced to a sufficiently small size, whereas rolling at less than the recrystallization stop temperature can yield nucleated fine grains from the austenite grain boundary. .
  • the hot-rolled steel sheet does not have a stretched bainitic ferrite and does not have sufficient low-temperature impact toughness.
  • the temperature is below Ar3°C, hot rolling is difficult and quality defects such as surface cracks may occur.
  • the Ar 3 temperature in the present invention may be determined using the following relational equation 3 as an example.
  • Ar 3 910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo+119V+124Ti-18Nb+179Al
  • the hot-rolled steel sheet is water-cooled to a temperature of 400°C or less at a cooling rate of 2 to 10°C/s.
  • t the thickness of the steel material (mm)
  • the cooling rate exceeds 10°C/s, the low-temperature impact toughness may be greatly reduced due to the formation of martensite.
  • a tempering process may optionally be performed in which the water-cooled steel material is maintained at 500 to 700°C for (1.6t + 30) (t: thickness of the steel material (mm)) for more than one minute.
  • the steel material manufactured by the tempering heat treatment may have an internal structure consisting of 80% or more of tempered bainite and the balance granular bainite in area%, and at this time, the aspect ratio of the old austenite is preferably 3.0 or more.
  • Table 1 shows the components and compositions of steel slabs manufactured by continuous casting.
  • Inventive Steel 1-3 is a steel grade that satisfies the components and composition to be presented in this baldox
  • Comparative Steel 1-2 is a steel grade outside the range of Ni among the ingredients to be presented in the present invention
  • Comparative Example 3 is presented in the present invention. It satisfies all the components to be made, but is a steel grade that deviates from the relational equation 1.
  • Comparative Example 4 is a steel grade in which the composition of Ni and Nb is out of the scope of the present invention.
  • the playing slab having the components and composition of Table 1 was manufactured with a thickness of 300mm in consideration of the reduction ratio between the final products using a continuous casting machine.
  • the thus-produced cast slab was subjected to reheating, finishing hot rolling, accelerated cooling, and the like under the conditions shown in Table 2 below to manufacture a steel material.
  • the finish-rolled hot-rolled steel sheet in Table 2 was water-cooled at a cooling rate of 2.8 to 8.1° C./s based on 1/4 t of the thickness of each steel material according to the steel thickness shown in Table 2-3 from 250 to 320°C.
  • SCT is the accelerated cooling start temperature
  • FCT is the accelerated cooling end temperature
  • CR is the cooling rate
  • the steel microstructure was observed with an optical microscope, and then bainitic ferrite, granular bainite, polygonal ferrite, and martensite were visually classified using EBSD equipment. And the aspect ratio of the old austenite was calculated by calculating the average value after calculating the ratio of the long axis and the short axis of each old austenite with an optical microscope.
  • the types and area fractions of phases by thickness for each steel type thus prepared, and the average aspect ratio of old austenite are shown in Table 3 below.
  • Comparative Examples 10-12 of Comparative Steel 3 martensite was formed due to the high carbon content and Ceq, deviating from the values suggested in the present invention, and Comparative Examples 13-15 of Comparative Steel 4 were the fraction of polygonal ferrite. It can be seen that this is high and the aspect ratio is low, which deviates from the value suggested in the present invention.
  • Comparative Example 4-6 in which Inventive Steel 1 was used but the manufacturing process conditions were out of the scope of the present invention, the composition or fraction of the microstructure satisfies the values suggested in the present invention, but the aspect ratio was low You can see that it is out of value.
  • FIG. 1 is a photograph showing a microstructure at a point of 100 mm in thickness and 1/4t of Inventive Example 3 and Comparative Example 15.
  • Comparative Examples 4-12 it can be seen that the tensile properties satisfy the range suggested in the present invention, but the average value of the impact toughness at -20°C did not satisfy the values suggested in the present invention.
  • Low impact toughness was exhibited due to the decrease in hardenability due to the low Ni content of Comparative Example 4-9.
  • Comparative Example 10-12 exhibited excellent yield strength and tensile strength due to a high C content, but on the contrary, the impact toughness exhibited a very low value, deviating from the values suggested in the present invention.
  • Comparative Examples 13-15 were for a steel type in which polygonal ferrite was formed due to low Nb and Ni content, and both yield strength and tensile strength deviated from the values suggested in the present invention, and the impact toughness was also decreased as the thickness increased. It deviated from the values suggested in the present invention.
  • Comparative Example 1-3 is a steel grade that satisfies the component range of the present invention but does not satisfy the relational formula 2, and it can be seen that the yield strength and impact toughness are insufficient.

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Abstract

저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.12%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.2~2.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01%이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.4~1.0%, 구리(Cu): 0.5%이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.001~0.0025% 이하, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.55 미만이며, 그 두께 1/4t 지점에서 면적 분율로 80% 이상의 베이니틱 페라이트와 잔부 그래뉼라 베이나이트로 이루어진 내부 미세조직을 가지고 구오스테나이트 입계의 종횡비가 3.0 이상이며, 그리고 60mm 이상 100mm 이하의 두께를 가진다.

Description

저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
본 발명은 저온 충격인성이 우수한 건설 혹은 건설기계용 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
건설기계용으로 사용되는 강재는 높은 내구성과 강도를 요구하고 있으며, 최근에는 이러한 건설기계의 대형화에 따라 후물 강재에 대한 수요가 증가하고 있다. 특히, 대형 굴삭기 버켓에 사용되는 강재는 강도뿐만 아니라 장기간 사용에 따른 내구성이 보장되어야 하므로, 내마모 특성이 매우 중요하다. 그런데 이러한 내마모 특성이 우수함에도 불구하고 장기간 사용 시 버켓이 통째로 파손되는 등의 문제가 발생하고 있으며, 이에 따라 우수한 수준의 충격인성을 가지는 고강도 강재의 수요가 증가하고 있다.
더욱이, 최근에는 이러한 대형 굴삭기가 극한지에서도 사용됨에 따라 장기간 사용을 보증하기 위해 -20 oC 수준에서의 충격인성 보증이 가능한 고강도 후물강재의 수요 역시 증가하고 있다.
한편, 고강도 강재를 제조하기 위해서는 Mn, Cr, Mo와 같은 경화능 증대 원소를 적정량 첨가하여, 즉 소입성을 향상시켜 강도를 향상시키는 방법이 많이 사용되고 있다. 이러한 경우에는 강의 조질 처리 등의 냉각처리를 통하여 강재 내부에 베이니틱 페라이트 등의 저온 조직이 다량 생성되어 강의 강도 및 저온 충격인성이 향상될 수 있다. 그러데 이러한 경화능 원소가 과다 첨가될 경우 탄소당량 증가로 인해 마르텐사이트가 형성되어 인성을 취약하게 하거나 용접 전 예열온도가 상승하거나 크랙이 발생하는 등의 문제를 가지고 있다.
그 일예로, 특허문헌 1에 제시된 발명을 들 수 있다. 상기 특허문헌 1에는 저온 인성이 우수한 고강도 강판을 구현하기 위해 다양한 성분이 첨가된 슬라브를 재가열하여 균질화하고, 균질화된 강 슬라브를 열간압연 및 가속냉각하고 후속 템퍼링 열처리를 수행하는 방법으로 제조하는 기술에 대해 서술하고 있다. 그리고 상기 특허문헌 1에 제시된 발명은 질소(N)와 보론(B)의 함량비를 조절하여 충분한 소입성을 얻고자 하였으며, 티타늄(Ti)의 함량을 매우 낮은 수준으로 제어하여 인성을 개선하고자 하였다. 그러나 상기 특허문헌 1에 기재된 발명은 질소 함량이 적절히 제어되지 못해 괴잉 질소가 형성될 경우, AlN 형성으로 표면크랙이 유발되거나, BN 형성으로 보론에 인한 소입성을 충분히 얻을 수 없는 문제를 가지고 있다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제 10-1320222호
따라서 본 발명은 건설기계용 고강도 강재로서 성분과 압연 조건을 최적화하여 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
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 일측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.04~0.12%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.2~2.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01%이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.4~1.0%, 구리(Cu): 0.5%이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.001~0.0025% 이하, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.55 미만이며, 그 두께 1/4t 지점에서 면적 분율로 80% 이상의 베이니틱 페라이트와 잔부 그래뉼라 베이나이트로 이루어진 내부 미세조직을 가지고 구오스테나이트 입계의 종횡비가 3.0 이상이며, 그리고 60mm 이상 100mm 이하의 두께를 가지는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재에 관한 것이다.
[관계식 1]
C + 6/Mn + Si/24 + Cr/5 + V/14 + Ni/40 + Mo/4
또한 본 발명의 강재는 두께 1/4t 지점에서 항복강도 650MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, 그리고 -20℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 60J 이상을 가질 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.04~0.12%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.2~2.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01%이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.4~1.0%, 구리(Cu): 0.5%이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.001~0.0025% 이하, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.55 미만인 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열하는 공정;
상기 재가열한 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연 하는 공정;
상기 조압연된 바(Bar)를 중심부 온도를 기준으로 하기 관계식 2를 만족하는 마무리 압연 시작온도와 Ar 3 사이의 온도에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 공정; 및
상기 열연강판을 2~10℃/s의 냉각속도로 400℃ 온도 이하까지 수냉하는 공정;을 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
C + 6/Mn + Si/24 + Cr/5 + V/14 + Ni/40 + Mo/4
[관계식 2]
재결정정지온도(RST) - 마무리 압연 시작온도(℃) > 100℃
단, RST는 887 + 464C + 6445Nb - 644Nb 0.5 + 732V - 230V 0.5 - 890Ti + 363Al - 357Si (C, Nb, V, Ti, Al 및 Si는 각 성분은 중량%임)
상기와 같은 구성의 본 발명은, 강판의 1/4t (t: 강판두께, mm) 지점에서의 항복강도가 650MPa이상, 인장강도가 760MPa이상, 그리고 -20 oC에서의 길이방향으로 평가한 샤르피충격에너지가 최소 60J 이상인 고강도 강재를 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 3과 비교예 15의 두께 100mm, 1/4t 지점에서의 미세조직을 나타낸 사진이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은 건설기계, 특히 굴삭기용 버켓이 대형화됨에 따라, 그 소재에 요구되는 물성을 확보할 수 있는 방안의 개발이 필요함을 인지하였으며, 특히, 일정 이상의 두께를 가지는 후물 강재에 있어서, 고강도와 더불어 우수한 저온 충격인성을 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금설계에 있어서 성분조성과 일부 성분들 간의 관계를 제어함과 동시에, 제조조건을 최적화함으로써 목표 물성을 가지는 후물 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 본 발명에서 제시하고자 하는 성분의 구성은 충분한 양의 티타늄(Ti)을 사용하여 질소(N)와 결합하여 TiN을 형성함으로써 충분한 양의 free 보론(B)를 확보하여 고강도를 구현하였다.
이러한 관점에서 안출된 본 발명의 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.12%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.2~2.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01%이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.4~1.0%, 구리(Cu): 0.5%이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.001~0.0025% 이하, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.55 미만이다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
·탄소(C): 0.04~0.12%
C는 강의 소입성 증대로 강도를 향상시키는데 가장 효과적인 원소로서, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.04% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다. 하지만, 그 함량이 0.12%를 초과하는 경우 요구되는 강재의 강도가 너무 높아지는 문제가 있을 뿐만 아니라, 모재 저온충격인성을 크게 저하시키므로 본 발명에서의 C 함량은 0.04~0.12%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, C 함량을 0.04~0.08%로 제한하는 것이다.
·실리콘(Si): 0.1~0.5%
Si는 탈산제로 사용되며, 강도향상에 효과적인 원소이다. 하지만, 그 첨가량이 0.5%를 초과하면 저온인성이 저하될 수 있다. 반면, 0.1% 미만의 경우에는 탈산 효과가 불충분할 수 있다. 따라서, Si의 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Si 함량을 0.1~0.3%로 제한하는 것이다.
·망간(Mn): 1.2~2.5%
Mn은 C과 더불어 강도를 확보하는데 유리한 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해 최소 1.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 중심부에 편석을 유도하여 물성을 크게 저해할 수 있으므로, Mn의 함량은 1.2~2.5%로 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Mn 함량을 1.8~2.5%로 제한하는 것이다.
·인(P): 0.01% 이하
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.
·황(S): 0.01% 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.
·알루미늄(Al): 0.01~0.08%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 충분한 효과를 나타내기 위하여는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.08%를 초과하는 경우에는 연속 주조 시 노즐 막힘이 발생할 수 있으므로, Al의 함량은 0.01~0.08%인 것이 바람직하다.
·니오븀(Nb): 0.01~0.08%
Nb는 고온으로 재가열시 기지 내에 고용되어 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다. 또한 압연 후 냉각 시에도 오스테나이트의 안정성을 높여 낮은 속도의 냉각에서도 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경질상 생성을 촉진시켜주는 역할도 하여 모재 강도 확보에 유용하다. 하지만, Nb는 Ti와 함께 과도하게 첨가될 경우 가열 중, 혹은 템퍼링 열처리 후 조대한 (Ti,Nb)(C,N)을 형성하여 저온 충격인성을 저해하는 요인이 되므로 Nb의 함량을 0.01~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Nb 함량을 0.01~0.05%로 제한하는 것이다.
·크롬(Cr): 0.01~0.5%
Cr은 경화능을 증가시켜 저온상인 베이나이트를 형성하고 강도를 확보하는데 효과적인 원소이며, 충분한 효과를 나타내기 위해서는 0.01% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 하지만, Cr의 과도한 첨가는 마르텐사이트 형성 및 분율 증가를 유발하여 저온 충격인성을 큰 폭으로 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 0.5%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr 함량을 0.01~0.3%로 제한하는 것이다.
·니켈(Ni): 0.4~1.0%
Ni은 모재의 강도와 저온 충격인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서 충분한 효과를 나타내기 위하여는 0.4% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 하지만, Ni은 고가의 원소이므로 1.0% 이상 함유될 경우 경제성이 크게 저하되는 문제점이 있다. 따라서 본 발며에서 Ni의 함량을 0.4~1.0% 범위로 제한함이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ni 함량을 0.6~1.0%로 제한하는 것이다.
·구리(Cu): 0.5% 이하
Cu는 모재의 인성 저하를 최소화시키면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 강도를 향상시키기 위해서는 효과적인 원소이긴 하나, Cu의 과도한 첨가는 탄소당량을 높여 용접성을 저해할 뿐만 아니라 제품 표면 품질을 크게 저해할 수 있다. 따라서 이를 고려하여, 본 발명에서는 Cu함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.
·몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%
Mo은 경화능을 대폭으로 향상시켜 페라이트 형성을 억제함과 동시에 베이나이트 형성을 유도하는 효과가 있고, 강도 또한 크게 향상시킬 수 있기 때문에 고강도 강재를 제조하기 위해서 0.01% 이상 첨가할 필요가 있다. 하지만 고가의 합금원소이고 탄소당량을 큰 폭으로 증가시켜 용접 전 예열온도 증가에 따라 용접 효율성이 감소시킬 수 있으므로 최대 0.5%로 억제할 필요가 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.01~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Mo 함량을 0.01~0.3%로 제한하는 것이다.
·바나듐(V): 0.05% 이하
V은 Cr, Mo 등과 같이 강도를 향상시키는데 효과적인 원소로, 고강도를 얻기 위해 선택적으로 첨가될 수 있는 원소이다. 하지만 고가의 합금원소이면서 MA와 같은 경질상 형성을 증가시켜 저온 충격인성을 저하시킬 수 있으므로, 상기 V 함량을 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다.
·티타늄(Ti): 0.005~0.02%
Ti는 N과 동시 첨가하여 TiN을 형성하고, 이는 재가열 중 결정립 성장을 억제하는 효과를 가지고 있으므로 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.02% 초과하여 첨가되면 강 슬라브 재가열 혹은 템퍼링 열처리 과정 중, 조대한 (Ti,Nb)(C,N) 탄질화물을 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 원인이 될 수 있다. 따라서 본 발명에서의 Ti의 함량을 0.005~0.02% 범위로 제한함이 바람직하다.
·보론(B): 0.001~0.0025%
B은 저가의 합금원소로서, 미량 첨가에도 강한 경화능을 나타내는 원소로서, 저온상인 베이나이트 형성을 유도하고 강도를 확보하는데 유리하므로 최소 0.001%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만 0.0025%을 초과하는 경우에는 마르텐사이트 형성을 유도하여 오히려 저온 충격인성을 크게 저하시킨다. 따라서 본 발명에서는 상기 B의 함량을 0.001~0.0025% 범위로 제한함이 바람직하다.
·질소(N): 0.002~0.01%
N은 Ti과 동시 첨가 시, TiN을 형성하여 BN이 형성되는 것을 억제해주는 원소이나, 다량 첨가될 경우 조대한 TiN을 형성하여 저온충격인성을 해치므로 그 첨가량의 최대치는 100ppm 인 것이 바람직하다. 다만, 20ppm 미만의 N 함량 제어는 제강부하를 증가시킬 뿐만 아니라 결정립 성장을 억제하기에 충분하지 못하므로, 상기 N 함량의 하한은 20ppm인 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.
또한 상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.55 미만을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
C + 6/Mn + Si/24 + Cr/5 + V/14 + Ni/40 + Mo/4
본 발명은 목표로 하는 강도를 확보하기 위하여 강도 향상 및 경화능 향상에 유리한 원소들을 일정량 첨가함에 있어서, 그들의 함량을 적절히 제어함으로써 고강도와 더불어 저온 충격인성을 우수하게 확보하고자 하였다. 특히, 본 발명은 강 중에 C, Mn, Si, Cr, V, Ni, Mo 등을 첨가하며, 이들의 함량이 과도할 경우 탄소당량(Ceq)이 증가하여 마르텐싸이트 형성으로 인성을 취약하게 하거나 용접 전 예열온도가 상승하거나 크랙이 유발되는 등의 문제가 있다. 따라서, 상술한 원소들의 함량이 상기 관계식 1을 만족하도록 첨가함이 바람직하다.
한편 본 발명의 강재는 미세조직으로 베이니틱 페라이트 상을 주상으로 포함할 수 있으며, 일부 그래뉼라 베이나이트 상을 포함할 수 있다.
보다 구체적으로, 본 발명의 강재는 두께의 1/4t 지점에서 면적분율로 80% 이상으로 베이니틱 페라이트 상을 포함할 수 있으며, 잔부는 그래뉼라 베이나이트 상을 포함할 수 있다. 또한 구오스테나이트 입계의 종횡비는 3.0 이상인 것이 바람직하다. 만일 상기 베이니틱 페라이트 상의 분율이 80% 미만이고, 구오스테나이트 입계의 종횡비가 3.0 미만인 경우 목표 수준의 강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 충격인성이 열위할 우려가 있다.
본 발명의 강재는 60mm 이상 100mm 이하와 두께를 가지는 고강도 강재로서, 상술한 합금성분과 미세조직을 가지는 본 발명의 강재는 두께 1/4t 지점에서 항복강도 650MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, 그리고 -20 oC에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 60J 이상으로 고강도와 더불어 우수한 저온 충격인성을 가질 수 있다.
다음으로, 본 발명의 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 설명한다.
본 발명의 고강도 강재 제조방법은, 상술한 조성성분의 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열하는 공정; 상기 재가열한 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연 하는 공정; 상기 조압연된 바(Bar)를 중심부 온도를 기준으로 관계식 2를 만족하는 마무리 압연 시작온도와 Ar 3 사이의 온도에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 공정; 및 상기 열연강판을 2~10℃/s의 냉각속도로 400℃ 온도 이하까지 수냉하는 공정;을 포함한다.
먼저 본 발명에서는 전술한 합금 조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열한다. 상기 강 슬라브(연주 슬라브 혹은 단조 슬라브를 1200℃를 초과하여 재가열할 경우, 오스테나이트 결정립 조대화로 인해 강판 제조 후 저온 충격인성을 저해할 수 있으며, 1050℃ 미만에서 가열할 경우, 슬라브 내에서 생성된 탄질화물의 재고용을 어렵게하여 마찬가지로 물성을 크게 저하시킬 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열한 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연 한다. 만일 조압연온도가 900℃ 미만이면 후속 사상압연 온도가 지나치게 하향되어 압연부하가 커지는 문제가 있고, 1100℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화될 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 조압연된 바(Bar)를 중심부 온도를 기준으로 관계식 2를 만족하는 사상압연 시작온도와 Ar 3 사이의 온도에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하다.
[관계식 2]
재결정정지온도(RST) - 마무리 압연 시작온도(℃) > 100℃
단, RST는 887 + 464C + 6445Nb - 644Nb 0.5 + 732V - 230V 0.5 - 890Ti + 363Al - 357Si (C, Nb, V, Ti, Al 및 Si는 각 성분은 중량%임)
본 발명에서 마무리 열간압연의 시작온도를 상기 관계식 2와 같이 RST를 고려하여 결정함을 특징으로 한다. 이러한 관계식 2는 본 발명자들의 연구와 실험의 결과로 안출된 것으로서, 이러한 조건 하의 압연은 결정립 크기를 큰 폭으로 감소시켜 저온 충격인성을 향상시키는데 매우 유용하다. 열간압연이 재결정정지온도 이상에서 실시될 경우 결정립이 회복, 성장하여 충분히 작은 크기로 감소될 수 없는 반면, 재결정정지온도 미만에서 압연을 실시하게 되면 오스테나이트 입계로부터 핵생성된 미세 결정립을 얻을 수 있다. 여기에 더하여, 본 발명자들의 연구 결과에 따르면, 재결정정도온도보다 100 oC 낮은 온도 이하에서부터 마무리 압연을 개시하고 가속냉각을 실시할 경우, 압연방향으로 길게 연신된 이방성을 가지는 베이니틱 페라이트가 형성되어 압연방향으로 평가한 샤르피충격흡수에너지를 개선하는데 큰 효과를 가짐을 확인하였다.
만일 마무리 압연온도가 관계식 2에서 정의되는 마무리 압연 시작 온도 보다 높은 온도에서 개시되면, 열연강판에 충분한 압하력이 가해지지 않아 연신된 베이니틱 페라이트를 가지지 못하여 충분한 저온 충격인성을 가지지 못하며, 마무리 압연할 때 온도가 Ar3℃ 이하가 되면 열간압연이 어려워 표면크랙 등의 품질 불량이 발생할 수 있다.
이때, 본 발명에서 Ar 3 온도는 일예로 하기 관계식 3을 이용하여 결정될 수 있다.
[관계식 3]
Ar 3=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo+119V+124Ti-18Nb+179Al
후속하여, 본 발명에서는 상기 열연강판을 2~10℃/s의 냉각속도로 400℃ 온도 이하까지 수냉한다. 상기에 따라 제조된 열연강판을 400℃ 이하까지 수냉 시 강판 두께 1/4t(t: 강재의 두께(mm)) 지점을 기준으로 냉각속도가 2℃/s 미만이면 페라이트나 그래뉼라 베이나이트의 분율이 증가하여 강도 확보에 어려움이 있으므로 2℃/s이상인 것이 바람직하다. 반면, 냉각속도가 10℃/s 초과면 마르텐사이트 형성으로 인해 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다.
그리고 본 발명에서는 선택적으로 상기 수냉된 강재를 500~700℃에서 (1.6t + 30)(t: 강재의 두께(mm))분 이상 유지하는 템퍼링 공정을 행할 수도 있다.
상기 냉각된 열연강판을 선택적으로 템퍼링 열처리 함에 있어, 만일 500℃ 미만에서 열처리할 경우, 미세한 석출물의 형성이 어려워 강도를 확보하는데 어려움이 있고, 700℃가 초과되면 조대한 석출물의 형성으로 저온충격인성을 해치므로, 500~700℃에서 1.6t(t: 강판두께, mm) + 30분 이상 템퍼링(Tempering) 열처리한 후 공냉하는 것이 바람직하다.
이러한 템퍼링 열처리하여 제조된 강재는, 면적%로 템퍼드 베이나이트가 80%이상과 잔부 그래뉼라 베이나이트로 이루어진 내부 조직을 가질 수 있으며, 이 때, 구오스테나이트의 종횡비는 3.0 이상인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 상세히 설명한다.
(실시예)
표 1에는 연속주조기로 제조한 강 슬라브의 성분과 조성을 나타내었다. 발명강 1-3은 본 발며에서 제시하고자 하는 성분과 조성을 만족하는 강종이며, 비교강 1-2는 본 발명에서 제시하고자 하는 성분 중 Ni의 범위가 벗어난 강종이며, 비교예 3은 본 발명에서 제시하고자 하는 성분을 모두 만족하고 있으나, 관계식 1에서 벗어난 강종이다. 그리고 비교예 4는 Ni 및 Nb 의 조성이 본 발명의 범위를 벗어난 강종이다.
　 C Si Mn P S Al Nb Cr Ni Cu Mo V Ti B N 관계식 1
발명강1 0.05 0.15 2.15 0.008 0.002 0.03 0.04 0.02 0.8 0.2 0.15 0.040 0.017 0.0015 0.0035 0.479
발명강2 0.05 0.15 2.10 0.008 0.001 0.03 0.04 0.20 0.8 0.2 0.15 0.040 0.017 0.0015 0.0035 0.507
발명강3 0.05 0.17 2.12 0.004 0.001 0.03 0.04 0.09 0.9 0.2 0.25 0.005 0.015 0.0013 0.0043 0.515
비교강1 0.05 0.15 2.15 0.008 0.001 0.03 0.04 0.02 0.2 0.0 0.30 0.040 0.017 0.0015 0.0035 0.501
비교강2 0.07 0.15 2.15 0.008 0.001 0.03 0.04 0.02 0.2 0.0 0.30 0.040 0.017 0.0015 0.0035 0.521
비교강3 0.09 0.15 2.15 0.008 0.001 0.03 0.04 0.02 0.8 0.0 0.30 0.040 0.017 0.0015 0.0035 0.556
비교강4 0.07 0.15 2.15 0.008 0.001 0.03 0.00 0.02 0.2 0.0 0.30 0.040 0.017 0.0015 0.0035 0.521
상기 표 1의 성분과 조성을 가지는 연주슬라브를 연속주조기를 이용하여 최종 제품간 압하비를 고려하여 300mm 두께로 제조하였다. 이렇게 제조된 연주슬라브는 하기 표 2와 같은 조건으로 재가열, 마무리 열간압연, 가속냉각 등을 행하여 강재를 제조하였다. 한편 표 2에서 마무리 압연된 열연강판은 250~320℃까지 표 2-3에 나타난 강재 두께에 따라, 각 강재의 두께 1/4t를 기준으로 2.8~8.1℃/s의 냉각속도로 수냉되었다.
그리고 발명강 1에 대해서는 가속냉각 이후 550℃의 온도에서 1.6t +30분 (t: 강판두께, mm)간 템퍼링 열처리를 수행하였다(발명예 4-6). 또한 발명강 1에 대해서는 마무리 열간압연 시작 온도를 조절하여, 관계식 2를 만족하지 못하는 경우를 만들었다(비교예 1-3).
구분 두께
(mm)		 재가열온도(℃) 마무리 열간압연 SCT
(℃)		 FCT
(℃)		 CR
(℃/s)		 템퍼링온도(℃) 비고
시작온도
(℃)		 RST 관계식2 종료온도(℃)
발명강1 60 1080 850 995 145 830 810 320 8.0 발명예1
80 1080 830 165 820 810 300 3.2 발명예2
100 1080 800 195 790 790 250 2.8 발명예3
60 1080 850 145 830 810 320 8.0 550 발명예4
80 1080 830 165 820 810 300 3.2 550 발명예5
100 1080 800 195 790 790 250 2.8 550 발명예6
60 112 920 75 900 850 320 8.1 비교예1
80 1120 910 85 890 840 300 3.3 비교예2
100 1120 900 95 880 830 250 2.9 비교예3
발명강2 60 1080 850 995 145 830 810 320 8.0 발명예7
80 830 165 820 810 300 3.2 발명예8
100 800 195 790 790 250 2.8 발명예9
발명강3 60 1080 850 990 140 830 810 320 8.0 발명예10
80 830 160 820 810 300 3.2 발명예11
100 800 190 790 790 250 2.8 발명예12
비교강1 60 1080 850 995 145 830 810 320 8.0 비교예4
80 830 165 820 810 300 3.2 비교예5
100 800 195 790 790 250 2.8 비교예6
비교강2 60 1080 850 1004 154 830 810 320 8.0 비교예7
80 830 174 820 810 300 3.2 비교예8
100 800 204 790 790 250 2.8 비교예9
비교강3 60 1080 850 1014 164 830 810 320 8.0 비교예10
80 830 184 820 810 300 3.2 비교예11
100 800 214 790 790 250 2.8 비교예12
비교강4 60 108 850 875 25 830 810 320 8.0 비교예13
80 830 45 820 810 300 3.2 비교예14
100 800 75 790 790 250 2.8 비교예15
*표 2에서 SCT는 가속냉각 개시온도, FCT는 가속냉각 종료온도, 그리고 CR은 냉각속도를 의미한다.
이후, 상기 표 2의 제조 조건을 이용하여 제조된 각각의 강재에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가하였다.
강 미세조직은 광학현미경으로 관찰한 다음, EBSD 장비를 이용하여 베이니틱 페라이트, 그래뉼러 베이나이트, 폴리고날 페라이트 및 마르텐사이트를 육안으로 구분하였다. 그리고 구오스테나이트의 종횡비는 광학현미경으로 각 구오스테나이트의 장축과 단축의 비를 구한 후 평균치를 계산하였다. 이렇게 제조된 각 강종 별 두께별 상의 종류 및 면적분율, 그리고 구오스테나이트의 평균 종횡비를 하기 표 3에 나타내었다.
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명강 1-3을 이용하고 본 발명의 제조 조건을 만족하는 발명예 1-12의 경우, 대부분 베이니틱 페라이트가 형성되었으며, 두께가 증가됨에 따라 그래뉼라 베이나이트가 소량 형성된 것을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 비교강 1-2의 비교예 4-9의 경우, 강재 두께 증가에 따라 베이니틱 페라이트 분율의 감소와 함께, 그래뉼라 베이나이트 분율이 증가하여 본 발명에서 제시한 범위를 벗어남을 확인할 수 있다.
비교강 3의 비교예 10-12의 경우, 높은 탄소함량 및 Ceq로 인해 마르텐사이트가 형성되어 본 발명에서 제시한 값을 벗어났으며, 비교강 4의 비교예 13-15는 폴리고날 페라이트의 분율이 높고 종횡비가 낮아 본 발명에서 제시한 값을 벗어남을 확인할 수 있다.
한편 본 발명강 1을 이용하였으나 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 4-6은 미세조직의 구성이나 분율이 본 발명에서 제시한 값을 만족하고 있으나, 종횡비가 낮아 본 발명에서 제시한 값을 벗어남을 알 수 있다.
한편 도 1은 발명예 3과 비교예 15의 두께 100mm, 1/4t 지점에서의 미세조직을 나타낸 사진이다.
두께(mm) 조직 종횡비 비고
베이나이틱 페라이트 그래뉼라 베이나이트 폴리고날 페라이트 마르텐사이트
발명강1 60 100 5.1 발명예1
80 100 4.7 발명예2
100 88 12 4.2 발명예3
60 100(Tempered) 5.1 발명예4
80 100(Tempered) 4.7 발명예5
100 100(Tempered) 4.2 발명예6
60 100 2.9 비교예1
80 98 2 2.7 비교예2
100 86 14 2.6 비교예3
발명강2 60 100 6.2 발명예7
80 89 11 6.4 발명예8
100 100 6.0 발명예9
발명강3 60 100 7.5 발명예10
80 100 8.2 발명예11
100 94 6 6.9 발명예12
비교강1 60 100 4.7 비교예4
80 86 14 5.5 비교예5
100 78 22 5.1 비교예6
비교강2 60 89 11 4.7 비교예7
80 84 16 4.5 비교예8
100 75 25 4.4 비교예9
비교강3 60 77 23 4.6 비교예10
80 93 7 4.5 비교예11
100 98 2 4.6 비교예12
비교강4 60 63 24 13 1.4 비교예13
80 64 15 21 1.3 비교예14
100 58 6 36 1.2 비교예15
한편 표 1-2의 강 조성과 제조공정을 가지며, 표 3의 강 미세조직을 갖는 열연강판의 1/4t 에서의 인장특성과 -20℃ 에서의 길이방향으로 평가한 충격인성을강재 두께별로 측정하여 하기 표 4에 나타내었다. 상기 인장특성에서 YP, TS 및 El은 0.2% off-set 항복강도, 인장강도 및 연신율을 의미하며, JIS1호 규격 시험편을 압연방향에 직각방향으로 시편채취하여 시험한 결과이다.
두께(mm) 인장특성 충격인성
(-20℃)(J)		 비고
YP(MPa) TS(MPa) El(%)
발명강1 60 674 795 17 112 발명예1
80 658 786 18 84 발명예2
100 653 796 17 73 발명예3
60 684 765 21 132 발명예4
80 668 766 22 104 발명예5
100 663 767 23 96 발명예6
60 654 777 18 43 비교예1
80 638 768 20 37 비교예2
100 633 778 17 33 비교예3
발명강2 60 692 827 16 118 발명예7
80 682 829 16 107 발명예8
100 670 827 15 92 발명예9
발명강3 60 726 857 17 108 발명예10
80 708 847 16 92 발명예11
100 703 857 13 85 발명예12
비교강1 60 704 835 18 56 비교예4
80 693 825 17 46 비교예5
100 682 821 15 40 비교예6
비교강2 60 719 857 16 59 비교예7
80 708 857 14 47 비교예8
100 697 843 12 33 비교예9
비교강3 60 755 901 11 39 비교예10
80 743 902 9 32 비교예11
100 732 901 6 24 비교예12
비교강4 60 629 753 13 81 비교예13
80 618 747 14 63 비교예14
100 617 736 12 49 비교예15
표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명예 1-12의 경우, 본 발명에서 제시하고자 하는 범위의 물성을 모두 만족하고 있음을 알 수 있다.
이에 반하여, 비교예 4-12의 경우, 인장특성은 본 발명에서 제시한 범위를 만족하고 있으나, -20℃에서의 충격인성의 평균값이 본 발명에서 제시한 값을 만족하지 못한 것을 확인할 수 있다. 비교예 4-9의 낮은 Ni 함량으로 인한 소입성 감소로 낮은 충격인성을 나타내었다. 비교예 10-12의 경우 높은 C 함량에 의해 우수한 항복강도 및 인장강도를 나타내고 있으나, 그와는 반대로 충격인성은 매우 낮은 값을 나타내어 본 발명에서 제시한 값을 벗어났다.
또한 비교예 13-15는 낮은 Nb, Ni 함량으로 인해 폴리고날 페라이트가 형성된 강종에 대한 것으로서, 항복강도와 인장강도 모두 본 발명에서 제시한 값을 벗어났으며, 충격인성 역시 두께가 증가할수록 감소되어 본 발명에서 제시한 값을 벗어났다.
아울러, 비교예 1-3은 본 발명상의 성분 범위를 만족하고 있으나 관계식 2를 만족하고 못하는 강종으로, 항복강도 및 충격인성에 미달이 발생함을 확인할 수 있다.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.

Claims (5)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.12%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.2~2.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01%이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.4~1.0%, 구리(Cu): 0.5%이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.001~0.0025% 이하, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.55 미만이며, 그 두께 1/4t 지점에서 면적 분율로 80% 이상의 베이니틱 페라이트와 잔부 그래뉼라 베이나이트로 이루어진 내부 미세조직을 가지고 구오스테나이트 입계의 종횡비가 3.0 이상이며, 그리고 60mm 이상 100mm 이하의 두께를 가지는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재.
    [관계식 1]
    C + 6/Mn + Si/24 + Cr/5 + V/14 + Ni/40 + Mo/4
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강재는 두께 1/4t 지점에서 항복강도 650MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, 그리고 -20℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 60J 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재.
  3. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.12%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.2~2.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01%이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.4~1.0%, 구리(Cu): 0.5%이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 보론(B): 0.001~0.0025% 이하, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.55 미만인 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열하는 공정;
    상기 재가열한 슬라브를 1100~900℃의 온도에서 조압연 하는 공정;
    상기 조압연된 바(Bar)를 중심부 온도를 기준으로 하기 관계식 2를 만족하는 마무리 압연 시작온도와 Ar 3 사이의 온도에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 공정; 및
    상기 열연강판을 2~10℃/s의 냉각속도로 400℃ 온도 이하까지 수냉하는 공정;을 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    C + 6/Mn + Si/24 + Cr/5 + V/14 + Ni/40 + Mo/4
    [관계식 2]
    재결정정지온도(RST) - 마무리 압연 시작온도(℃) > 100℃
    단, RST는 887 + 464C + 6445Nb - 644Nb 0.5 + 732V - 230V 0.5 - 890Ti + 363Al - 357Si (C, Nb, V, Ti, Al 및 Si는 각 성분은 중량%임)
  4. 제 3항에 있어서, 상기 수냉된 강재를 500~700℃에서 (1.6t + 30)(t: 강재의 두께(mm))분 이상 유지하는 공정을 추가로 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  5. 제 3항에 있어서, 상기 수냉된 강재는 두께 1/4t 지점에서 항복강도 650MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, 그리고 -20℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 60J 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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