KR102386308B1 - 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법 - Google Patents

고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102386308B1
KR102386308B1 KR1020200074552A KR20200074552A KR102386308B1 KR 102386308 B1 KR102386308 B1 KR 102386308B1 KR 1020200074552 A KR1020200074552 A KR 1020200074552A KR 20200074552 A KR20200074552 A KR 20200074552A KR 102386308 B1 KR102386308 B1 KR 102386308B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
less
present
bainite
strength
Prior art date
Application number
KR1020200074552A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20210156933A (ko
Inventor
문준오
이창훈
박성준
이태호
조효행
권순철
최종섭
Original Assignee
한국재료연구원
디와이파워 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 한국재료연구원, 디와이파워 주식회사 filed Critical 한국재료연구원
Priority to KR1020200074552A priority Critical patent/KR102386308B1/ko
Publication of KR20210156933A publication Critical patent/KR20210156933A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102386308B1 publication Critical patent/KR102386308B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 높은 경도를 가지면서 제조 단가가 낮은 타이타늄 합금과 상기 타이타늄 합금의 제조 방법에 관한 것으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강은 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 베이나이트 기지의 미세조직을 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법{NON-QUENCHED AND TEMPERED STEEL WITH HIGH STRENGTH AND HIGH TOUTHNESS AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF}
본 발명은 높은 강도와 경도를 가지면서 담금질을 수행할 필요가 없는 비조질강과 상기 비조질강의 제조 방법에 관한 것이다.
철강재에서 널리 사용되는 고탄소강은 높은 탄소함량으로 인해 뛰어난 경화능을 가진다.
우수한 경화능을 가지는 고탄소강은 QT (Quenching and tempering) 열처리 시, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 조직을 가짐으로써 강도와 인성을 동시에 확보할 수 있다.
그 결과 고탄소강은 상기 우수한 열처리 특성으로 인해 열처리 후 자동차 부품, 유압실린더 등의 기계구조용 부품 등에 널리 사용되고 있다.
그러나 고탄소강은 상기와 같은 우수한 기계적 특성에도 불구하고 열처리 시에 발생할 수 있는 급격한 변형에 의한 균열 및 열처리에 따른 제품 생산 단가 상승 등의 단점을 가지고 있다.
이에 반해 비조질강(non-quenched and tempered steel)은 C, Mo, Cr, B 등의 고경화능 합금원소의 화학성분 조정과 열간압연 또는 열간단조 공정 중에 제어냉각에 의한 미세조직 제어를 통해 QT 열처리를 생략하면서도 QT 열처리재 대비 동등 이상의 강도 또는 인성을 가지도록 개발되고 있는 소재이다.
한편 포크레인 등과 같은 중장비에서 주로 사용되는 유압실린더의 경우, 강도와 인성을 동시에 필요로 한다. 이로 인해 유압실린더 제작에 고탄소강 QT 열처리 소재가 주로 사용되고 있다.
그런데 현재까지 개발된 비조질강은 템퍼링 열처리를 거친 QT 열처리 소재에 비해서 강도와 인성을 동시에 확보하기가 어려우며 이로 인해 유압실린더 등에 소재로의 적용이 제한되어 있다.
이에 따라 본 발명에서는 기존 QT 열처리 소재를 대체하여 유압실린더용 소재로 적용이 가능한 인장강도 900MPa급 고강도-고인성 비조질강 개발을 목표로 하고 있다.
본 발명의 목적은 종래의 QT 열처리 소재를 대체할 수 있는 고강도-고인성 비조질강을 제공하는 것이다.
구체적으로 본 발명의 목적은 종래 QT 열처리 소재와 달리 변형 및 균열이 발생하지 않으면서 동시에 900MPa급 인장강도를 가지면서 고인성을 동시에 갖는 고강도-고인성 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
보다 구체적으로 본 발명의 목적은 인장강도 900MPa 이상, 항복강도 700MPa 이상, 연신율 12% 이상, 및 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상의 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
또한 본 발명은 유압실린더 등의 제작에 사용할 수 있도록 상기 목표를 갖는 Rod bar용 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강은 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 베이나이트 기지의 미세조직을 포함할 수 있다.
바람직하게는, 상기 베이나이트는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트가 혼합될 수 있다.
이때, 상기 베이나이트 기지 내의 래스 입내 또는 래스 입계에 위치하는 (Ti, Nb) enriched 탄화물을 포함할 수 있다.
바람직하게는, 상기 비조질강의 인장강도는 900MPa 이상, 항복강도는 700MPa 이상, 연신율은 12% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상일 수 있다.
상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강의 제조 방법은 (a) 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 제공된 강재를 열간성형하는 단계; (c) 상기 열간성형된 강재를 상온까지 냉각하는 단계;를 포함 포함할 수 있다.
바람직하게는, 열간성형하는 단계는 1200℃ 이상에서의 재가열 단계와 900℃ 이상에서의 마무리 압연 단계를 포함할 수 있다.
바람직하게는, 상기 냉각하는 단계는, (c-1) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각하는 단계; (c-2) 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리하는 단계; (c-3) 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명에 의하면 변형 및 균열에 따른 제품 치수 불량 문제와 별도의 QT(quenching and tempering) 열처리 문제에 대해 제약이 없는 비조질강을 제공할 수 있다.
또한 본 발명에 의하면 고강도와 고인성 특성을 만족할 수 있는 비조질강을 제공할 수 있다.
또한 본 발명에 의하면 고가의 V을 포함하지 않으면서도(V-free) 기계적 특성이 우수한 비조질강을 제공할 수 있다.
또한 본 발명에 의하면 추가적인 열처리 장비나 계획(scheme)이 필요하지 않고 통상적인 열처리 방법 만으로도 기계적 특성이 우수한 비조질강의 제조 방법을 제공할 수 있다.
상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.
도 1은 실시예 3-2, 5-2 및 8-2의 광학현미경 미세조직이다.
도 2는 실시예 5-2 샘플의 항온열처리 후 TEM(transmission electron microscope, 투과전자현미경) 미세조직이다.
도 3은 실시예 14-2의 광학현미경 미세조직이다.
이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.
본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.
본 발명에서는 900MPa 이상의 인장강도, 700MPa 이상의 항복강도, 60J/㎠ 이상의 상온충격흡수에너지를 가지는 고강도-고인성 비조질강을 제조하고자 하였다.
본 발명의 비조질강은 상기 고강도-고인성 특성을 만족시키기 위해 구체적으로 다음의 특성들 중 적어도 하나 이상을 만족시킬 수 있도록 합금설계(alloy design) 되었다.
(1) 강도와 인성을 동시에 확보하기 위해 베이나이트 미세조직을 확보
(2) 경화능 확보를 위해 B, Cr, Mo 첨가 및 Mo 함량의 최소화
(3) 최상의 조성 설계를 위해 C 함량 제어 및 Mn 함량의 하향 설계
(4) 강도 확보를 위해 석출물 형성원소 (Ti, Nb, V) 첨가
보다 구체적으로 상기 특성들을 만족하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 강재는 다음의 성분 및 조성범위를 가질 수 있다.
탄소(C)는 C은 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다. 또한 탄소는 강재 내의 Nb, Ti등과 반응하여 미세한 탄화물 생성을 촉진시킴으로써 석출강화를 통한 강도향상에 효과적으로 기여하는 기능을 수행한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 탄소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.2~0.35%의 범위에서 함유된다.
만일 탄소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.2%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. 나아가 탄화물 석출량이 감소하여 석출강화에 의한 강도향상을 도모하기 어려워진다.
반면 탄소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.35%보다 많이 첨가되면, 과도한 탄소는 열역학적으로 펄라이트 상을 안정화시켜 그 결과 펄라이트 조직을 생성시킴으로써 강도와 인성을 떨어뜨릴 수 있다.
망간(Mn)은 고용강화 원소로써 강도확보에 기여할 뿐 만 아니라 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 조직 생성에 효과적이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 망간은 중량%(이하 %라 한다)로 0.8~1.2%의 범위에서 함유된다.
만일 망간이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.8%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. 나아가 고용량이 적어 고용강화에 의한 강도향상을 도모하기 어려워진다.
반면 망간이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.2%보다 많이 첨가되면, 주조 조직 내에 중심편석을 발생시키거나 MnS와 같은 게재물을 생성시켜 강의 충격특성을 떨어뜨릴 수 있다. 나아가 용접 시, Mn이 편석(segregation)된 Mn 편석대에서는 베이나이트가 아닌 마르텐사이트가 생성될 수 있다.
크롬(Cr)은 대표적인 경화능 향상 원소로써 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 크롬은 중량%(이하 %라 한다)로 0.9~1.1%의 범위에서 함유된다.
만일 크롬이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.9%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다.
반면 크롬이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.1%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 입계에 조대한 탄화물이 형성되어 강의 연성과 인성이 저하될 수 있다.
몰리브데넘(Mo)은 Cr과 마찬가지로 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 몰리브데넘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.20% 이하의 범위에서 함유된다.
만일 몰리브데넘이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.15%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 마르텐사이트가 생성되어 충격인성이 떨어질 수 있으며, 경제적으로도 강의 제조단가가 높아질 수 있다.
한편 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 C+Mo의 함량은 중량 %로 0.45% 이하로 제한된다.
상술한 바와 같이 C과 Mo는 강의 경화능을 향상시키는 원소로써 베이나이트 미세조직 확보를 위해 필요하다.
반면 C+Mo의 함량이 0.45%를 초과하는 경우, 비조질강은 조대한 석출물이 형성되거나 또는 마르텐사이트 미세조직이 형성되어 강의 연성이 떨어질 수 있다.
붕소(B)는 소량의 첨가로도 강의 경화능을 크게 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 붕소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.001~0.003%의 범위에서 함유된다.
만일 붕소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.001%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다.
반면 붕소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.003%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 입계 편석(grain-boundary segregation) 등이 발생하여 강의 충격인성이 크게 떨어질 수 있다.
티타늄(Ti)은 강 중의 불순물 원소인 질소(N)와 결합함으로써 질화붕소(BN)의 석출을 억제하여 붕소(B)의 첨가효과 (경화능 향상)를 극대화시켜 줄 수 있다. 나아가 티타늄은 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 미세한 탄화물을 형성시켜 석출강화를 통한 강도향상에 효과적으로 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 티타늄은 중량%(이하 %라 한다)로 0.02~0.04%의 범위에서 함유된다.
만일 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.02%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 티타늄 탄화물 또는 티타늄 탄질화물의 석출이 제한되어 강도 향상 효과가 미비할 뿐만 아니라 질화붕소의 석출을 억제하기 어려워진다.
반면 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 조대한 정출(primary precipitation) 탄화물을 정출시켜 강의 연성을 저하시킬 수 있다.
니오븀(Nb)은 미세한 탄화물 형성을 통해 강의 강도향상에 효과적일 뿐 만 아니라 강 중에 고용 시에 경화능을 향상을 통해 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 니오븀은 중량%(이하 %라 한다)로 0.02~0.04%의 범위에서 함유된다.
만일 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.02%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 니오븀 탄화물의 석출이 제한되어 강도 향상 효과가 미비할 뿐만 아니라 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다.
반면 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 Ti과 마찬가지로 입계에 조대한 석출물이 형성됨으로써 강의 인성이 저하될 수 있다.
바나듐(V)은 탄화물 형성을 통해서 강의 강도 향상에 기여할 수 있는 것으로 알려져 있다.
바나듐계 탄화물의 석출을 위해서는 600℃ 이상에서 장시간 열처리가 필요하다. 그러나 본 발명의 비조질강에서와 같이 베이나이트 생성을 위한 열처리 공정 중에는 바나듐의 첨가가 효과적이지 못하다,
또한 바나듐은 니오븀이나 몰리브데넘과는 달리 경화능 향상 효과가 없다. 다시 말하면, 바나듐은 본 발명의 비조질강에서 베이나이트 생성에 기여하는 부분이 작아서 강의 인성 확보에 별 다른 효과가 없다.
한편 황(S)과 인(P)은 대표적인 TRAMP 원소로서 비조질강에서 게재물(inclusion)을 생성한다. 그 결과 황(S)과 인(P)은 비조질강의 연성을 저하시킬 수 있다.
이에 따라 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 황(S)과 인(P)은 중량 %로 각각 0.02%이하, 0.03%이하로 제한된다.
본 발명의 다른 실시예의 비조질강 제조 방법에서는 먼저 상기 화학성분을 갖는 잉곳(ingot)이 제작된 후, 상기 잉곳은 1,200℃이상에서 재가열되었다.
상기 재가열된 잉곳은 열간압연을 통해 판재로 제조되었으며, 이 때 마무리 압연은 900℃ 이상의 온도범위로 제어되었다. 열간압연 후 판재의 최종 두께는 12mm로 제어되었다.
열간압연 후 냉각 스케쥴에 따른 미세조직 및 물성변화를 확인하기 위해, 열간압연 후, (ⅰ) 10℃/sec 이하의 냉각속도로 상온까지 연속냉각(이하, 연속냉각), 또는 (ⅱ) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각 후 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리 후 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각(이하, 항온열처리)이 수행되었다.
[실험예]
아래의 표 1의 화학성분을 갖는 비조질강은 진공유도용해로에서 잉곳으로 제조된 후 열간압연을 거쳐 두께 12mm의 판재로 제조되었다.
[표 1]
Figure 112020063033854-pat00001
열간압연 후, (ⅰ) 10℃/sec 이하의 냉각속도로 상온까지 연속냉각(이하, 연속냉각, 표 3), 또는 (ⅱ) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각 후 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리 후 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각(이하, 항온열처리, 표 2)이 수행되었으며, 그 결과는 아래의 표 2 및 3에 각각 나타나 있다.
[표 2]
Figure 112020063033854-pat00002
[표 3]
Figure 112020063033854-pat00003
상기 표 2에서 나타난 바와 같이 열간압연 후 연속냉각된 샘플(실시예 1-1 내지 실시예 17-1)의 경우, 목표 물성에 비해 강도 또는 연성이 떨어지는 결과를 보이는 것으로 조사되었다.
다시 말하면, 표2의 연속냉각된 샘플은 강도와 연신율 간의 반비례 관계에 따라 강도가 목표를 만족되면 연신율이나 인성이 미달되거나 또는 연신율과 인성을 만족하면 강도가 미달된 것으로 나타났다.
반면 표 3에서 확인할 수 있는 바와 같이 베이나이트 미세조직 확보를 위한 항온열처리된 샘플(실시예 1-2 내지 17-2)의 경우, 표 2의 연속냉각을 실시한 경우에 비해, 강도는 낮아지는 반면에 연신율이 크게 개선되는 것으로 조사되었다.
특히 항온열처리를 실시한 실시예 3-2 내지 실시예 5-2 샘플과 실시예 8-2 샘플들은 본 발명이 개발하고자 하는 목표를 만족하였다.
도 1은 실시예 3-2, 5-2 및 8-2의 광학현미경 미세조직을 보여주며, 도 2는 실시예 5-2 샘플의 항온열처리 후 TEM(transmission electron microscope, 투과전자현미경) 미세조직을 보여준다. 실시예 5-2 샘플의 미세조직은 항온열처리에 의해 래스(lath) 형태의 상부(도 2의 (b)) 및 하부 베이나이트(도 2의 (a))가 잘 발달되어 있는 것을 상기 도 2로부터 확인할 수 있다.
특히 도 2는 래스 형태의 베이나이트의 래스 입내와 입계에서 분포하고 100㎚ 이하의 크기를 가지며 MX로 표시된 (Ti, Nb) enriched 탄화물을 명확하게 도시하고 있다. 이 때, 하부 베이나이트(도 2의 (a))에서는 상기 탄화물이 주로 래스의 입내에 존재하고, 상부 베이나이트에서(도 2의 (b))는 상기 탄화물이 주로 래스의 입계에 분포하는 것으로 관찰되었다.
한편 실시예 1-2, 11-2, 및 13-2의 인장시험 결과 및 충격흡수에너지 결과에서 확인할 수 있듯이 C 과 Mo이 과도하게 첨가되어 C+Mo의 함량이 0.5 이상 첨가된 경우는, 경한 상(hard phase) 생성에 따라 연신율과 충격흡수에너지를 동시에 만족시키지 못하는 것으로 조사되었다.
또한 표 3의 실시예 14-2 내지 17-2의 인장시험 결과 및 충격흡수에너지 결과에서 확인할 수 있듯이 B이 첨가되지 않은 경우는, 탄소함량이 높고 항온열처리를 실시하더라도 목표 물성 대비하여 낮은 항복강도를 가지는 것으로 조사되었다.
상기 실시예 14-2 내지 17-2의 낮은 인장강도는 그림 3의 미세조직을 통해 설명될 수 있다.
도 3은 실시예 14-2의 미세조직 사진이다.
그림 3에서 도시하는 바와 같이, B이 첨가되지 않은 실시예 14-2는 항온열처리를 실시하더라도 경화능이 부족하여 베이나이트 조직이 아닌 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 된 미세조직을 가진다. 그 결과 페라이트와 펄라이트 혼합 미세조직은 베이나이트 미세조직보다 낮은 강도를 가지게 된다.
한편 실시예 2-2, 7-2, 및 10-2에서 확인되는 바와 같이, Nb를 대신하여 V을 첨가한 경우에는 연성이 목표값보다 저하되는 것으로 조사되었다.
반면 상기 실시예 2-2 및 7-2와는 달리 실시예 3-2 및 8-2는 V 대신 Nb이 첨가된 경우이다. 상기 실시예 3-2 및 8-2를 상기 실시예 2-2 및 7-2와 대비해 보면, Nb이 V보다 본 발명의 실시예에 따른 비조질강에서는 인성 및 연성 향상에 효과적인 것을 알 수 있다. 반면 실시예 2-2 및 7-2의 강도와 실시예 3-2 및 8-2강도는 거의 동일하게 유지되는 것으로 조사되었다.
상기 실시예들의 비교 결과는 본 발명의 실시예에 따른 비조질강에서는 Nb은 특성 향상을 위해 반드시 필요한 반면, V의 첨가는 본 발명의 비조질강의 목표 특성 달성에 효과적이지 않음을 의미한다고 볼 수 있다.
한편 실시예 6-2에서 확인되는 바와 같이, Ti을 0.04% 이상 과량 첨가할 경우, 목표 대비 연성이 떨어지는 것으로 조사되었다. 상기 실시예 6-2의 결과는 본 발명의 목표 특성을 만족하는 비조질강에서는 Ti 의 첨가 범위가 반드시 제어되어야 함을 의미한다.
또한 실시예 9-2에서 확인되는 바와 같이, Nb을 0.04% 이상 과량 첨가할 경우, 목표 대비 연성이 떨어지는 것으로 조사되었다. 상기 실시예 9-2의 결과는 본 발명의 목표 특성을 만족하는 비조질강에서는 Nb 의 첨가 범위도 반드시 제어되어야 함을 의미한다.
상기 결과를 통해, 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 900MPa 이상, 항복강도 700MPa 이상, 연신율 12% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/㎠ 이상을 만족시키는 비조질강을 만족하기 위해서는 합금 성분 및 조성범위, 열처리 조건, 및/또는 미세조직을 확보해야 함을 확인할 수 있다.
이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 도면을 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.

Claims (7)

  1. 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    베이나이트 기지의 미세조직을 포함하며,
    상기 베이나이트는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트가 혼합된
    비조질강.
  2. 삭제
  3. 제1항에 있어서,
    상기 베이나이트 기지 내의 래스 입내 또는 래스 입계에 위치하는 (Ti, Nb) enriched 탄화물을 포함하는,
    비조질강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 비조질강의 인장강도는 900MPa 이상, 항복강도는 700MPa 이상, 연신율은 12% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상인,
    비조질강.
  5. (a) 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계;
    (b) 상기 제공된 강재를 열간성형하는 단계;
    (c) 상기 열간성형된 강재를 상온까지 냉각하는 단계;를 포함하고,
    상기 냉각하는 단계는,
    (c-1) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각하는 단계;
    (c-2) 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리하는 단계;
    (c-3) 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각하는 단계;를 포함하는,
    비조질강의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 열간성형하는 단계는 1200℃ 이상에서의 재가열 단계와 900℃ 이상에서의 마무리 압연 단계를 포함하는,
    비조질강의 제조 방법.
  7. 삭제
KR1020200074552A 2020-06-18 2020-06-18 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법 KR102386308B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200074552A KR102386308B1 (ko) 2020-06-18 2020-06-18 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200074552A KR102386308B1 (ko) 2020-06-18 2020-06-18 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210156933A KR20210156933A (ko) 2021-12-28
KR102386308B1 true KR102386308B1 (ko) 2022-04-15

Family

ID=79178105

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020200074552A KR102386308B1 (ko) 2020-06-18 2020-06-18 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR102386308B1 (ko)

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003147479A (ja) 2001-11-14 2003-05-21 Nippon Steel Corp 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2776174B2 (ja) * 1992-09-11 1998-07-16 住友金属工業株式会社 高張力・高靱性微細ベイナイト鋼の製造法
JPH08277437A (ja) * 1995-04-07 1996-10-22 Kobe Steel Ltd 高強度・高靭性熱間鍛造用非調質鋼とその鍛造品の製造方法
KR102090224B1 (ko) * 2018-08-31 2020-03-17 주식회사 포스코 강도 및 수소지연파괴 저항성이 우수한 비조질 선재, 이를 이용한 가공품 및 그 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003147479A (ja) 2001-11-14 2003-05-21 Nippon Steel Corp 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20210156933A (ko) 2021-12-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110100034B (zh) 高硬度耐磨钢以及制造该高硬度耐磨钢的方法
US8702880B2 (en) High strength and low yield ratio steel for structure having excellent low temperature toughness
EP1119648B1 (en) Cold workable steel bar or wire and process
US4812182A (en) Air-cooling low-carbon bainitic steel
CN111479945B (zh) 具有优秀硬度和冲击韧性的耐磨损钢及其制造方法
JP2023506822A (ja) 低温衝撃靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法
CN112771194A (zh) 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
KR20090121822A (ko) 구리를 함유한 복합 베이나이트계 강재 및 그 제조방법
KR102250322B1 (ko) 철근 및 그 제조방법
CA3108674C (en) Steel for pressure vessel having excellent surface quality and impact toughness, and method for manufacturing same
CN111511952B (zh) 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
KR100940038B1 (ko) 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강, 이의 제조방법및 이에 의해 제조된 자동차 샤시용 부품
KR20100070639A (ko) 저온 인성이 우수한 건설용 강재 및 그 제조방법
KR102386308B1 (ko) 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법
CN114364819B (zh) 超高强度加强筋及其制造方法
KR20160014998A (ko) 강판 및 그 제조 방법
US20220316039A1 (en) Steel reinforcement and method for manufacturing the same
KR102452061B1 (ko) 고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법
KR101306241B1 (ko) 강도 및 충격 인성이 우수한 직접 담금질 저탄소 비조질강 및 이의 제조방법
KR102012100B1 (ko) 강재 및 그 제조방법
KR950008691B1 (ko) 내마모용 강판의 제조방법
KR101675677B1 (ko) 비열처리형 열연강판 및 그 제조 방법
JPH06287677A (ja) 高強度熱間鍛造用非調質鋼
KR102359299B1 (ko) 극초고강도 고함량 Co-Ni계 이차경화형 마르텐사이트 합금 및 이의 제조방법
KR101572317B1 (ko) 형강 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right