KR101505292B1 - 고강도 강재 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
직접소입을 실시하여 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하여 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가지는 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 고강도 강재 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 900 ~ 1000℃로 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 고강도 강재 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 900 ~ 1000℃로 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
Description
본 발명은 강재 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 직접소입(Direct Quenching, DQ)을 실시함으로써, 내마모성 및 고강도를 갖는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 각종 구조물이나 기계장치 등은 대형화, 고기능화 되어가는 추세에 있으므로 이에 적용되는 강재는 당연히 고강도, 내모마성 및 경제성 등이 동시에 만족될 수 있는 제조방법이 적용되어야 한다.
이와 같은 특성을 만족시키기 위한 제조방법으로는 제어압연 및 소입-소려법이 널리 이용되고 있다. 그러나, 상기 제어압연법의 경우에는 강도향상의 한계와 생산성 저하를 초래하는 등의 문제가 있고, 상기 소입-소려법은 재가열 소입처리가 필요하므로 경제성이 저하되는 부적합한 문제를 지니고 있었다.
따라서, 최근 들어서는 이러한 문제를 해결하기 위하여 강재를 열간압연한 후 냉각 과정 없이 직접소입한 다음 소려를 행하는 직접소입-소려법을 이용하여 경제성 저하 없이 강도를 증대시키는 방법이 개발되었고, 그 적용성 확대에도 큰 주목을 받고 있다.
그러나, 상기 직접소입-소려법은 경화능 향상을 위해 몰리브덴, 니켈 등의 고가의 합금원소를 다량 첨가해야 하므로 제조 원가를 상승시킬 뿐만 아니라, 직접소입을 실시할 때, 국부적 열응력, 변태응력에 의한 변형 및 균열 등의 결함이 발생하는 문제점들이 있었다.
관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제2000-0045514호(2000.07.15. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 저항복비를 가진 고강도 후강재의 제조방법이 개시되어 있다.
본 발명의 목적은 재가열 후 소입-소려 공정에 있는 재가열에 의한 오스테나이트화 열처리 공정을 생략하고 직접소입을 실시함으로써 , 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 갖는 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 900 ~ 1000℃로 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재는 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 900 MPa 이상 및 항복강도(YP) : 700 MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 직접소입을 실시하여 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하여 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가지는 고강도 강재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
고강도 강재
본 발명에 따른 고강도 강재는 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 갖는 것을 목표로 한다.
이를 위하여, 본 발명에 따른 고강도 강재는 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
본 발명에서 탄소(C)는 마르텐사이트 생성 및 경화능 향상을 위해 첨가된다.
탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.8 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.1 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.8 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
실리콘(
Si
)
본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강재 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과도 갖는다.
실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 인성 및 용접성이 저하되고, 강 중 산화개재물이 증가하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다.
망간(
Mn
)
망간(Mn)은 직접소입 시, 경화능 향상 및 마르텐사이트를 확보하기 위해 첨가된다.
망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 3.0 ~ 8.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 이때, 3.5 ~ 4.5 중량%를 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 3.0 중량% 미만일 경우에는 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 8.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성 저해 및 표면 균열이 발생될 수 있다.
인(P), 황(S)
인(P)은 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강 중에 포함되어 용접성 및 인성을 저하시키고 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 편석되는 문제점이 있으므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하로 제한하였다.
황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 망간과 반응하여 MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하로 제한하였다.
알루미늄(
Al
)
알루미늄(Al)은 BN 형성을 억제하고 AlN을 형성하여 고용질소 감소 및 고강도를 구현하기 위해 첨가된다.
알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.2 ~ 0.8 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.2 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 알루미늄(Al) 첨가효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.8 중량%를 초과할 경우에는 용접성 저해 및 표면 균열을 일으킬 수 있다.
몰리브덴(
Mo
)
몰리브덴(Mo)은 강의 강도와 인성의 향상 및 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다.
몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.1 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 몰리브덴(Mo)의 첨가효과를 제대로 보기 힘들다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
니오븀(
Nb
)
니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강의 강도와 저온인성을 향상시킨다.
니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 니오븀을 포함한 조대한 2차상들이 생성되어 수소유기균열 발생의 기점으로 작용하는 문제점이 있다.
티타늄(
Ti
)
티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접 시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시켜 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.
티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 결정립 미세화 효과를 보기 힘들다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
보론(B)
보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차 가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.
보론(B)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.002 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.
니켈(
Ni
)
니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈(Ni)은 저온 충격인성 및 경화능을 향상시키는데 효과적인 원소이다.
니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.3 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
강재 제조 방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.
도 1을 참조하면, 도시된 고강도 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 냉각 단계(S130) 및 템퍼링 단계(S140)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(S110) 및 템퍼링 단계(S140)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 및 인성 향상 등의 효과를 도출하기 위하여 재가열 단계(S110) 및 템퍼링 단계(S140)를 실시하는 것이 더 바람직하다.
본 발명에 따른 고강도 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브는 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.
슬라브 재가열
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브를 1100 ~ 1200℃로 재가열한다. 상기 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 재가열시 확산에 의하여 슬라브상에 존재하는 망간(Mn)과 인(P) 편석부가 완화된다. 또한 니오븀(Nb)을 충분히 고용시킴으로써 피닝효과(Pinning effect)를 이용하여 오스테나이트 결정입자를 미세하게 제어할 수 있다.
재가열 온도가 1100℃ 미만일 경우에는 편석이 충분히 확산되지 못하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 해치게 된다. 반대로, 재가열 온도가 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트의 결정립 크기가 증가하므로 저온인성이 나빠지는 문제점이 있다.
열간 압연
열간압연 단계(S120)에서는 가열로에서 재가열된 슬라브를 열간압연한다.
열간압연 단계(S120)는 강압하 조건으로 30 ~ 70%의 압하율로 실시함으로써, 우수한 표면품질의 강재를 얻을 수 있다.
마무리 압연온도(Finish Rolling Temperature : FRT)는 900 ~ 1000℃로 실시하는 것이 바람직하다. 마무리 압연온도(FRT)가 900℃ 미만일 경우에는 이상역 압연에 따른 인성 열화 및 항복비가 높아질 수 있다. 반대로, 마무리 압연온도(FRT)가 1000℃를 초과할 경우에는 재결정 및 결정립 조대화로 인하여 강도 및 인성 확보가 어렵다.
또한, 압하율이 30% 미만으로 실시될 경우에는 결정립의 미세화가 제대로 이루어지기 어렵다. 반대로, 압하율이 70%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생산성이 저하되는 문제점이 있다.
이때, 압연은 90° 교차압연을 3회 이상 실시하여 이방성 억제 및 평판도를 증가시키는 것이 보다 바람직하다.
냉각 단계
냉각 단계(S130)에서는 열간압연 직후 냉각구역을 통과하면서, 냉각개시온도(SCT) : 860 ~ 960℃의 강재를 냉각종료온도(FCT) : 200 ~ 300℃까지 균일 냉각으로 소입(Quenching)한다. 이때, 강의 표면부는 내부의 복원열에 의해 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하지만, 내부는 마르텐사이트 조직을 형성한다.
냉각종료온도가 200℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 300℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직의 형성으로 인해 충분한 강도 확보가 어렵다.
템퍼링
템퍼링(Tempering) 단계(S140)는 강재를 냉각하여 내부응력을 제거하기 위한 공정으로서, 100 ~ 300℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 템퍼링은 냉각구역 통과 후, 내부의 보유열에 의해 자기 소려(Self Tempering) 되어 소입균열의 발생을 방지할 수 있는 것이 보다 바람직하다.
템퍼링 온도가 100℃ 미만일 경우 템퍼링의 효과가 저조하여 인성의 확보가 어렵다. 반대로, 템퍼링 온도가 300℃를 초과할 경우 충분한 강도의 확보가 어렵다.
상기한 제조 방법을 통해 형성되는 강재의 외부는 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성되며, 내부는 마르텐사이트 조직이 형성된다. 또한, 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가질 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 시편 제조
표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편을 제조하였다.
[표 1] (단위 : 중량%)
[표 2]
2. 기계적 물성 평가
표 3은는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.
[표 3]
표 1 ~ 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들은 본 발명의 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.
반면, 실시예 1과 비교하여 망간(Mn)이 적게 첨가되고 FRT가 본 발명에서 제시하는 범위에 미달한 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 직접소입에 따른 경화능 향상의 효과를 보기 힘들어 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 브리넬 경도(HB) 모두 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.
또한, 실시예 1과 비교하여 망간(Mn)이 적게 첨가되고 니켈(Ni)이 미첨가되며, FCT가 본 발명에서 제시하는 범위를 초과한 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우, 충분한 마르텐사이트를 확보하지 못하여 인장강도(TS)는 목표값을 만족하나, 항복강도(YP) 및 브리넬 경도(HB) 모두 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.
또한, 실시예 1과 비교하여 망간(Mn)이 적게 첨가되고 보론(B) 및 니켈(Ni)이 미첨가되었으며, 압하율이 본 발명에서 제시하는 범위에 미달하는 비교예 3에 따라 제조된 시편의 경우, 저온 충격인성 및 충분한 강도를 확보하지 못하여 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 브리넬 경도(HB) 모두 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.
지금까지 살펴온 바와 같이, 본 발명에 따른 강재 제조 방법에 따라 다량의 망간(Mn)을 첨가하고, 니켈(Ni)을 더 첨가함에 따라 후판의 표면균열을 억제할 수 있고, 경화능 및 저온인성을 향상시킬 수 있는 고강도 강재를 제공할 수 있다.
이를 통해, 본 발명에 따라 제조된 강재는 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가질 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각 단계
S140 : 템퍼링 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각 단계
S140 : 템퍼링 단계
Claims (6)
- (a) 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 900 ~ 1000℃로 열간압연하는 단계; 및
(c) 상기 열간압연된 강을 냉각종료온도(FCT) : 200 ~ 300℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
- 제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
냉각개시온도(SCT)는 860 ~ 960℃인 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
- 삭제
- 제1항에 있어서,
상기 (c) 단계 이후,
(d) 상기 냉각된 강을 100 ~ 300℃로 템퍼링을 실시하는 단계;를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
- 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 및 마르텐사이트를 포함하되, 표면은 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖고, 내부는 상기 마르텐사이트 조직을 가지며,
인장강도(TS) : 900 MPa 이상 및 항복강도(YP) : 700 MPa 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 강재. - 삭제
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