WO2018117712A1 - 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법 - Google Patents

저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법 Download PDF

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    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength high toughness steel used in various parts of an LNG fuel vehicle, a LNG transport vessel, and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a high manganese steel excellent in low temperature toughness and yield strength and a method of manufacturing the same.
  • the toughness of the material may be drastically reduced in the case of general carbon steel, which may cause the material to break even under a small external impact.
  • materials having excellent impact toughness at low temperatures include aluminum alloy, austenitic stainless steel, 35% inva steel, and 9% Ni steel.
  • a method of making a material having high low temperature toughness is to have a stable austenite structure at low temperature.
  • the ferrite structure exhibits a ductile-brittle transition at low temperature, while rapidly decreasing toughness at low temperature brittle sections.
  • the austenitic structure has no ductile-brittle transition phenomenon even at cryogenic temperatures and has high low temperature toughness, unlike ferrite, because the yield strength is low at low temperatures, and plastic deformation is easy to absorb, thereby absorbing the impact of external deformation.
  • Nickel is a representative element that increases the austenite stability at low temperatures, but has the disadvantage of being expensive.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Publication No. 60-077962
  • One preferred aspect of the present invention is to provide a high manganese steel excellent in low temperature toughness and yield strength.
  • Another preferred aspect of the present invention is to provide a high manganese steel manufacturing method excellent in low temperature toughness and yield strength.
  • C 0.3-0.6%, Mn: 20-25%, Mo: 0.01-0.3%, Al: 3% or less (including 0%), Cu: 0.1-3 %, P: 0.06% or less (including 0%) and S: 0.005% or less (including 0%), Cr: 8% or less (including 0%) and Ni: 0.1 or 3% or more selected from Containing other unavoidable impurities and the balance Fe, wherein Mo and P satisfy the following relation (1),
  • the microstructure is provided with high manganese steel with excellent low temperature toughness and yield strength composed of austenite having a grain size of 50 ⁇ m or less.
  • C 0.3 ⁇ 0.6%, Mn: 20-25%, Mo: 0.01-0.3%, Al: 3% or less (including 0%), Cu: 0.1 ⁇ 3%, P: 0.06% or less (including 0%) and S: 0.005% or less (including 0%), Cr: 8% or less (including 0%) and Ni: at least one selected from 0.1 to 3%
  • the hot slab of the heated slab is first hot rolled and finished the first hot rolling at 980 ⁇ 1050 °C, then the second hot rolled at the rolling rate of 3% or less in the unrecrystallized station and the second hot rolling at 800 ⁇ 960 °C. Hot rolling step to obtain a hot rolled steel sheet;
  • a method for producing high manganese steel having excellent low temperature toughness and yield strength including a winding step of winding a cooled hot rolled steel sheet.
  • the present invention is made based on the results obtained through research and experiments on high manganese steel excellent in low temperature toughness and yield strength, the main concept is as follows.
  • hot rolling conditions are appropriately controlled among manufacturing conditions.
  • cryogenic austenitic high manganese according to one preferred aspect of the present invention will be described.
  • High manganese steel excellent in low temperature toughness and yield strength is a weight%, C: 0.3 ⁇ 0.6%, Mn: 20-25%, Mo: 0.01-0.3%, Al: 3% or less ( 0%), Cu: 0.1-3%, P: 0.06% or less (including 0%) and S: 0.005% or less (including 0%), Cr: 8% or less (including 0%) and Ni: At least one selected from 0.1 to 3%, other unavoidable impurities and residual Fe, and Mo and P satisfy the following relation (1),
  • the microstructure consists of austenite having a grain size of 50 ⁇ m or less.
  • C is an element necessary for stabilizing austenite in steel and solid solution to secure strength. However, if the content is less than 0.3%, austenite stability is insufficient, so ferrite or martensite is formed and low-temperature toughness is lowered. On the other hand, if the content is more than 0.6%, carbides are formed to cause surface defects and the toughness is lowered, so the content of C is preferably limited to 0.3 to 0.6%.
  • More preferred C content is 0.35 to 0.55%, even more preferred C content is 0.4 to 0.5%.
  • Mn is an important element that plays a role of stabilizing austenite structure, and in order to secure low temperature toughness, it is necessary to prevent ferrite formation and increase austenite stability, so Mn should be added at least 20%. When added below 20%, the ⁇ '-martensite phase is formed, thereby reducing the low temperature toughness. On the other hand, if the content exceeds 25%, the manufacturing cost is greatly increased, the internal oxidation is severely generated during heating in the hot rolling step, the problem of surface quality deteriorates. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 20-25%.
  • More preferred Mn content is 21-24%, even more preferred Mn content is 22-24%.
  • Mo has the effect of improving the impact toughness by preventing P grain boundary segregation by Fe-Mo-P compound formation, for this purpose Mo should be added 0.01% or more.
  • Mo is an expensive element and is preferably limited to 0.3% or less in order to prevent the impact energy from decreasing due to the increase in strength due to the formation of Mo carbonitride.
  • Al has an effect of increasing the lamination defect energy to facilitate dislocation movement at low temperatures to enable plastic deformation.
  • the content exceeds 3%, the manufacturing cost is greatly increased, and cracks are generated in the continuous casting step in the process to cause a problem of poor surface quality. Therefore, the Al content is preferably limited to 3% or less (including 0%). More preferable Al content is 0 to 2%, and still more preferable Al content is 0.5 to 1.5%.
  • Cu is an element that is required to increase the strength by solid solution in steel in steel.
  • the Cu content is preferably limited to 0.1 to 3%.
  • More preferred Cu content is 0.5-2.5%, even more preferred Cu content is 0.5-2%.
  • P is an element inevitably contained in steel production, and when phosphorus is added, it is segregated in the center of the steel sheet and may be used as a crack initiation point or a growth path.
  • the upper limit is preferably limited to 0.005%.
  • the relational expression (1) is for preventing grain boundary segregation of P.
  • the value of the relation (1) is less than 1.5, the effect of preventing P grain boundary segregation due to the formation of Fe-Mo-P compound is not sufficient, and when the value of the relation (1) exceeds 9, the impact due to the increase in strength due to the formation of Mo carbonitride Energy is reduced.
  • At least one selected from Cr: 8% or less (including 0%) and Ni: 0.1-3% may be added.
  • Cr stabilizes austenite up to the range of an appropriate addition amount, thereby improving impact toughness at low temperatures, and is dissolved in austenite to increase the strength of steel.
  • Cr is also an element that improves the corrosion resistance of steel.
  • Cr is a carbide element, in particular, an element that forms carbide at the austenite grain boundary to reduce low temperature impact. Therefore, the content of Cr added in the present invention is preferably determined by paying attention to the relationship with C and other elements added together, if it exceeds 8% it is difficult to effectively suppress the formation of carbide at the austenite grain boundary There is a problem that the impact toughness at low temperature is reduced. Therefore, the Cr content is preferably limited to 0-8%. More preferred Cr content is 0-6%, and even more preferred Cr content is 0-5%.
  • Ni is an element necessary to stabilize austenite in steel. If the content is less than 0.1% it is difficult to see the addition effect, if the content exceeds 3% there is a problem that the manufacturing cost increases.
  • the Ni content is preferably limited to 0.1 to 3%.
  • Ni content is 0.5 to 2.5%, and even more preferable Ni content is 0.5 to 2%.
  • High manganese steel according to a preferred aspect of the present invention has a microstructure consisting of austenite having a grain size of 50 ⁇ m or less.
  • High manganese steel according to a preferred aspect of the present invention is preferably the impact toughness value measured by the Charpy impact test at -196 degrees (°C) is 100J or more, the room temperature yield strength may be 380MPa or more.
  • a method for producing high manganese steel having excellent low temperature toughness and yield strength is wt%, C: 0.3 to 0.6%, Mn: 20 to 25%, Mo: 0.01 to 0.3%, and Al: 3 % Or less (including 0%), Cu: 0.1 to 3%, P: 0.06% or less (including 0%) and S: 0.005% or less (including 0%), Cr: 8% or less (including 0%) And Ni: a steel slab containing at least one selected from 0.1 to 3%, including other unavoidable impurities and the balance Fe, wherein Mo and P satisfy the following relation (1) at a temperature of 1000 to 1250 ° C. Reheating slab reheating step;
  • the hot slab of the heated slab is first hot rolled and finished the first hot rolling at 980 ⁇ 1050 °C, then the second hot rolled at the rolling rate of 3% or less in the unrecrystallized station and the second hot rolling at 800 ⁇ 960 °C. Hot rolling step to obtain a hot rolled steel sheet;
  • the winding step of winding the cooled hot rolled steel sheet is the winding step of winding the cooled hot rolled steel sheet.
  • the slabs Prior to hot rolling, the slabs are reheated at a temperature between 1000 and 1250 ° C.
  • Slab reheating temperature is important in the present invention.
  • the reheating process of the slab is for the casting structure and segregation generated in the slab manufacturing step, and the employment and homogenization of the secondary phases. If the slab reheating temperature is less than 1000 °C, the homogenization is insufficient or the furnace temperature is too low, so that the deformation resistance increases during hot rolling. There is a problem and surface quality deterioration may occur if it exceeds 1250 ° C. Therefore, the reheating temperature of the slab is preferably limited to 1000 ⁇ 1250 °C.
  • the second hot rolling with a rolling rate of less than 3% in the unrecrystallized zone and the second hot rolling at 800 ⁇ 960 °C Finished to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the cooling end temperature is higher than 600 °C, the surface quality is lowered, coarse carbides are formed to reduce the toughness. Further, if the cooling end temperature is higher than 350 °C, a large amount of cooling water is required during winding, the load is greatly increased during winding.
  • High manganese steel prepared according to the manufacturing method of high manganese steel according to another preferred aspect of the present invention is preferably the impact toughness value measured by the Charpy impact test at -196 degrees (°C) is 100J or more, room temperature yield strength It may be 380 MPa or more.
  • Inventive steel having a chemical composition as shown in Table 1 was produced as a slab by the continuous casting method, and then hot-rolled in Table 2 to prepare a steel material.

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Abstract

본 발명은 극저온에서 주로 사용되며, LNG 연료 차량, LNG 운반용 선박의 다양한 부위에 사용되는 고강도 고인성 강재의 제조 방법에 관한 것으로, 중량%로, C: 0.3~0.6%, Mn: 20~25%, Mo:0.01-0.3%, Al: 3% 이하(0% 포함), Cu: 0.1 ~ 3%, P: 0.06%이하(0% 포함) 및 S: 0.005%이하(0% 포함)를 포함하고, Cr: 8%이하(0% 포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고, 상기 Mo 및 P가 하기 관계식(1)을 만족하고, [관계식 1] 1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9 미세조직은 50㎛이하의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트로 이루어진 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법
본 발명은 LNG 연료 차량, LNG 운반용 선박의 다양한 부위에 사용되는 고강도 고인성 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
석유 등의 전통 에너지의 고갈로 LNG 등의 에너지에 대한 관심이 증가하고 있다. -100℃ 이하의 극저온 액체상태에서 운반되는 천연가스와 같은 연료의 수요가 증가함에 따라 이들의 저장 및 운송용 기기의 제작 및 소재에 대한 수요가 증가하고 있다.
이러한 극저온에서는 일반 탄소강의 경우 재료의 인성이 급격히 저하되어 외부의 작은 충격에도 재료가 파단되는 문제가 발생할 수 있다. 이러한 문제를 극복하기 위하여 저온에서도 충격 인성이 우수한 재료들이 사용되고 있는데, 대표적인 것으로 알루미늄 합금, 오스테나이트계 스테인리스강, 35% 인바강, 9% Ni 강 등이 있다.
그러나, 이러한 소재들은 대부분 니켈의 첨가 양이 많아 가격이 높은 문제가 있어, 제조 단가가 낮으면서 저온 인성이 우수한 강재의 개발이 필요하다.
기존의 탄소강 제품은 사용온도가 낮아지면 항복강도가 급격하게 증가하면서 인성이 크게 하락하는 단점이 있어 사용에 제한이 있다. 또한 인성이 우수한 대표적인 소재인 스테인레스 강은 항복강도가 낮아 구조부재로 사용되기에 적당하지 않다.
한편, 높은 저온인성을 가지는 재료를 만드는 방법은 저온에서 안정한 오스테나이트 조직을 가지도록 하는 것이다. 페라이트 조직은 저온에서 연성-취성 천이현상을 보이면서 저온의 취성구간에서 인성이 급격하게 감소한다. 그러나 오스테나이트 조직은 극저온에서도 연성-취성 천이현상이 없고 높은 저온인성을 가지는데 이는 페라이트와 달리 저온에서 항복강도가 낮아 소성변형이 용이하여 외부 변형에 의한 충격을 흡수할 수 있기 때문이다.
저온에서 오스테나이트 안정도를 크게 하는 대표적인 원소는 니켈인데, 가격이 비싼 단점이 있다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 일본공개특허공보 소 60-077962호
본 발명의 바람직한 일 측면은 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.3~0.6%, Mn: 20~25%, Mo:0.01-0.3%, Al: 3% 이하(0% 포함), Cu: 0.1 ~ 3%, P: 0.06%이하(0% 포함) 및 S: 0.005%이하(0% 포함)를 포함하고, Cr: 8%이하(0%포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고, 상기 Mo 및 P가 하기 관계식(1)을 만족하고,
[관계식 1]
1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9
미세조직은 50㎛이하의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트로 이루어진 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강이 제공된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.3~0.6%, Mn: 20~25%, Mo:0.01-0.3%, Al: 3%이하(0% 포함), Cu: 0.1 ~ 3%, P: 0.06%이하(0% 포함) 및 S: 0.005%이하(0% 포함)를 포함하고, Cr: 8%이하(0%포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고, 상기 Mo 및 P가 하기 관계식(1)을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하는 슬라브 재가열단계;
[관계식 1]
1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9
가열된 슬라브를 1차 열간압연하고 980~1050℃에서 1차 열간압연을 종료한 후, 미재결정역에서 3%이하의 압연율로 2차 열간압연하고 800~960℃에서 2차 열간압연을 종료하여 열연강판을 얻는 열간압연단계;
상기 열연강판을 350~600℃의 냉각종료온도까지 수냉하는 냉각단계; 및
냉각된 열연강판을 권취하는 권취단계를 포함하는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, -196 도에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 100J 이상이며, 상온 항복강도가 380MPa 이상인 고망간 강을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강에 대하여 연구 및 실험을 통해 얻어진 결과에 기초하여 이루어 진 것으로서, 주요 개념은 다음과 같다.
1) 강 조성 중, 특히, 망간과 탄소 양을 제어한 것이다.
이를 통해 균일하고 안정도가 높은 오스테나이트상을 확보할 수 있다.
2) 강 조성 중, 특히, 강탄질화물 형성원소로 알려진 Cr(선택적으로 첨가)과 고용강화 원소인 Cu 및 Al 등을 적정량 첨가한 것이다.
이를 통해 항복강도를 증가시킬 수 있다.
3) 제조조건 중 특히, 열간 압연조건을 적절히 제어한 것이다.
이를 통해 강도 및 충격인성을 증가시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 극저온용 오스테나이트계 고 망간에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강은 중량%로, C: 0.3~0.6%, Mn: 20~25%, Mo:0.01-0.3%, Al: 3%이하(0% 포함), Cu: 0.1 ~ 3%, P: 0.06%이하(0% 포함) 및 S: 0.005%이하(0% 포함)를 포함하고, Cr: 8%이하(0%포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고, 상기 Mo 및 P가 하기 관계식(1)을 만족하고,
[관계식 1]
1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9
미세조직은 50㎛이하의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트로 이루어진다.
먼저, 강 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
탄소(C): 0.3~0.6중량%(이하, "%"라 칭함)
C는 강 내에 오스테나이트를 안정화시키고, 고용되어 강도를 확보하는데 필요한 원소이다. 그러나 그 함량이 0.3% 미만인 경우에는 오스테나이트 안정도가 부족하여 페라이트 또는 마르텐사이트가 형성되어 저온인성이 저하된다. 한편, 그 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 탄화물이 형성되어 표면 결함이 생기고 인성이 저하되므로, C의 함량은 0.3~0.6%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 C 함량은 0.35 ~ 0.55 %이고, 보다 더 바람직한 C 함량은 0.4 ~ 0.5 %이다.
망간(Mn): 20~25%
Mn은 오스테나이트 조직을 안정화시키는 역할을 하는 중요한 원소이며, 저온인성을 확보하기 위해 페라이트 형성을 방지하고, 오스테나이트 안정도를 증가시켜야 하므로 본 발명에서는 최소 20% 이상 첨가되어야 한다. 20% 미만으로 첨가되면 α'-마르텐사이트 상이 형성되어, 저온인성이 감소한다. 한편, 그 함량이 25%를 초과하면 제조원가가 크게 증가하고, 공정상 열간압연 단계에서 가열 시 내부산화가 심하게 발생되어 표면품질이 나빠지는 문제가 발생하게 된다. 따라서, Mn의 함량은 20~25%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Mn 함량은 21 ~ 24%이고, 보다 더 바람직한 Mn 함량은 22 ~24%이다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%
Mo는 Fe-Mo-P 화합물 형성에 의한 P 입계편석 방지 효과로 충격인성을 향상시키는 효과가 있으며, 이를 위해 Mo는 0.01%이상을 첨가하여야 한다. 그러나, Mo는 고가의 원소이며, Mo 탄질화물 형성에 의한 강도 증가로 충격에너지가 감소하게 되는 것을 막기 위해 0.3%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 3%이하(0% 포함)
Al은 적층결함에너지를 크게 하여 저온에서 전위의 이동을 원활하게 하여 소성변형이 가능하도록 하는 효과를 나타낸다. 한편, 그 함량이 3%를 초과하면 제조원가가 크게 증가하고, 공정상 연속주조 단계에서 크랙이 발생되어 표면품질이 나빠지는 문제가 발생하게 된다. 따라서, Al 함량은 3%이하(0% 포함)로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Al 함량은 0~2%이고, 보다 더 바람직한 Al함량은 0.5~1.5%이다.
구리(Cu):0.1~3%
Cu는 강 내에 강 중에 고용되어 강도를 증가시키는 데 필요한 원소이다.
그 함량이 0.1% 미만인 경우에는 첨가효과를 보기 어려우며, 그 함량이 3%를 초과하는 경우에는 슬라브에 크랙이 발생하기 쉬워진다. 따라서, Cu 함량은 0.1~3%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Cu 함량은 0.5 ~ 2.5%이고, 보다 더 바람직한 Cu 함량은 0.5 ~ 2%이다.
인(P): 0.06% 이하(0% 포함)
P는 강 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, 인이 첨가되면 강판의 중심부에 편석되고 균열 개시점 또는 진전 경로로 이용될 수 있다. 이론상 인의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 불순물로서 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한은 0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.005% 이하(0% 포함)
S은 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
강 성분 중 Mo와 P는 하기 관계식(1)을 만족한다.
[관계식 1]
1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9
상기 관계식 (1)은 P의 입계편석을 막기 위한 것이다. 관계식 (1)의 값이 1.5 미만인 경우 Fe-Mo-P 화합물 형성에 의한 P 입계편석 방지 효과가 충분하지 못하며, 관계식 (1)의 값이 9를 초과하면 Mo 탄질화물 형성에 의한 강도 증가로 충격에너지가 감소하게 된다.
Cr: 8%이하(0% 포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상
상기 성분에 추가하여 Cr: 8%이하(0% 포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상이 첨가될 수 있다.
크롬(Cr): 8%이하(0% 포함)
Cr은 적정한 첨가량의 범위까지는 오스테나이트를 안정화시켜 저온에서의 충격 인성을 향상시키고 오스테나이트내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한 Cr은 강재의 내식성을 향상시키는 원소이기도 하다. 다만 Cr은 탄화물 원소로써 특히, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 저온 충격을 감소시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 Cr의 함량은 C 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계에 주의하며 결정하는 것이 바람직한데, 8%를 초과하는 경우 오스테나이트 입계에서의 탄화물 생성을 효과적으로 억제하기 힘들며 따라서 저온에서의 충격인성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, Cr 함량은 0~8%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Cr 함량은 0 ~ 6%이고, 보다 더 바람직한 Cr함량은 0~5%이다.
니켈(Ni):0.1~3%
Ni은 강 내에 오스테나이트를 안정화시키는 데 필요한 원소이다. 그 함량이 0.1% 미만인 경우에는 첨가 효과를 보기 어려우며, 그 함량이 3%를 초과하는 경우에는 제조 원가가 증가하는 문제점이 있다.
따라서, Ni 함량은 0.1~3%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Ni 함량은 0.5 ~ 2.5%이고, 보다 더 바람직한 Ni함량은 0.5~2%이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고 망간 강은 50㎛이하의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트로 이루어진 미세조직을 갖는다.
상기 결정립 크기가 50㎛를 초과하는 경우에는 항복감도 및 충격에너지가 감소하는 문제가 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고 망간 강은 바람직하게는 -196 도(℃)에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 100J 이상이며, 상온 항복강도가 380MPa 이상일 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의 제조방법은 중량%로, C: 0.3~0.6%, Mn: 20~25%, Mo:0.01-0.3%, Al: 3% 이하(0% 포함), Cu: 0.1 ~ 3%, P: 0.06%이하(0% 포함) 및 S: 0.005% 이하(0% 포함)를 포함하고, Cr: 8%이하(0% 포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고, 상기 Mo 및 P가 하기 관계식(1)을 만족하는 강 슬라브를 온도 1000~1250℃의 온도에서 재가열하는 슬라브 재가열단계;
[관계식 1]
1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9
가열된 슬라브를 1차 열간압연하고 980~1050℃에서 1차 열간압연을 종료한 후, 미재결정역에서 3% 이하의 압연율로 2차 열간압연하고 800~960℃에서 2차 열간압연을 종료하여 열연강판을 얻는 열간압연단계;
상기 열연강판을 350~600℃의 냉각종료온도까지 수냉하는 냉각단계 및
냉각된 열연강판을 권취하는 권취단계를 포함한다.
슬라브 재가열 단계
열간압연하기 전에, 슬라브를 1000~1250℃ 온도에서 재가열한다.
슬라브 재가열온도는 본 발명에서 중요하다. 슬라브의 재가열 공정은 슬라브 제조 단계에서 생성되는 주조 조직 및 편석, 2차상들의 고용 및 균질화를 위한 것이며 슬라브 재가열온도가 1000℃미만인 경우 균질화가 부족하거나 가열로 온도가 너무 낮아 열간 압연 시 변형저항이 커지는 문제가 있고, 1250℃를 초과하는 경우 표면 품질의 열화가 발생할 수 있다. 따라서 상기 슬라브의 재가열 온도는 1000~1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열간압연단계
상기 재가열된 슬라브를 1차 열간압연하고 980~1050℃에서 1차 열간압연을 종료한 후, 미재결정역에서 3% 이하의 압연율로 2차 열간압연하고 800~960℃에서 2차 열간압연을 종료하여 열연강판을 얻는다.
상기 가열된 슬라브의 1차 압연을 980~1050℃에서 종료하며, 2차 압연시 미재결정역에서 3% 이하 압연을 한 후 800~960℃에서 종료하는 것이 중요하다.
이는 압연 마무리 온도가 너무 높으면, 최종 조직이 조대하여 원하는 강도 및 충격인성을 얻을 수 없으며, 너무 낮으면 마무리 압연기 설비부하 문제가 발생하기 때문이다. 또한, 미재결정역 압하량이 너무 크면 충격 인성이 감소할 수 있으므로 3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
냉각단계 및 권취단계
열간압연을 마무리한 후, 수냉각하여 350~600℃에서 권취한다. 냉각 종료 온도가 600℃보다 높으면 표면 품질이 저하되고, 조대한 탄화물이 형성되어 인성이 감소한다, 또한, 350℃보다 낮으면 권취시 다량이 냉각수가 필요하며, 권취시 하중이 크게 증가하게 된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고 망간 강의 제조방법에 따라제조된 고 망간 강은 바람직하게는 -196 도(℃)에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성 값이 100J 이상이며, 상온 항복강도가 380MPa 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 화학성분을 갖는 발명강을 연속주조법에 의해 슬라브로 제조한 후, 이를 표2의 열간압연하여 강재를 제조하였다.
상기와 같이 제조된 강재의 결정립 크기, 상온 항복강도 및 충격에너지 값을 조사하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
비고 강종 C Si Mn P S TAl Cr Ni Cu Mo 2*(Mo/92)/(P/31)
발명재 A1 0.45 0 22 0.015 0.001 1 0 1 0.5 0.1 4.5
A2 0.45 0 22 0.015 0.001 1 0 2 0.5 0.12 5.4
A3 0.45 0 22 0.015 0.001 1 1 1 1 0.11 4.9
A4 0.45 0 22 0.015 0.001 1 2 0.5 2 0.13 5.8
A5 0.45 0 24 0.015 0.001 1 3 0 0.5 0.1 4.5
A6 0.45 0 24 0.015 0.001 0 3 0 0.5 0.1 4.5
A7 0.45 0 24 0.015 0.001 0 6 0 0.5 0.14 6.3
비교재 B1 0.45 0 22 0.015 0.001 1 0 0 0 0.03 1.3
B2 0.45 0 24 0.015 0.001 0 0 0 0 0.06 1.4
B3 0.45 0 26 0.015 0.001 0 0 0 0 0.02 0.9
B4 0.45 1 26 0.015 0.001 0 0 0 0 0.02 0.9
B5 0.45 2 26 0.015 0.001 0 0 0 0 0.03 1.3
B6 0.45 0 24 0.03 0.001 0 3 0 0 0.02 0.4
비고 강종 가열온도(℃) 1차 압연 종료 온도 (℃) 미재결정역 압하율 (%) 2차 압연 종료 온도(℃) 권취 온도(℃) 결정립 크기(㎛) 상온항복강도(MPa) 충격에너지(J, @-196℃)
발명재 A1 1205 1023 1.0 932 440 25 380 133
A2 1204 1011 1.5 920 418 27 398 135
A3 1098 1012 1.5 900 435 29 397 126
A4 1094 1013 2.0 910 418 21 414 119
A5 1210 1023 1.0 913 443 19 405 115
A6 1221 998 2.0 914 442 27 446 124
A7 1084 996 2.1 921 431 29 481 146
비교재 B1 1235 1018 0 923 467 33 349 119
B2 1121 1021 0 918 442 29 387 62
B3 1095 1032 0 935 402 29 380 29
B4 1201 1037 1.1 940 471 27 427 31
B5 1086 1009 0 910 340 28 468 35
B6 1082 1015 0 901 341 26 439 90
A6 1212 1011 6 893 421 18 496 65
A2 1098 1024 1 928 615 28 387 45
상기 표 2에 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강을 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 발명재의 경우 압연 후 고강도 고인성 강재를 제조할 수 있음을 알 수 있다.
본 발명에서 상기 실시형태는 하나의 예시로서, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 특허 청구범위에 기재된 기술적 사상과 실질적으로 동일한 구성을 갖고 동일한 작용효과를 이루는 것은 어떠한 것이라도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.3~0.6%, Mn: 20~25%, Mo:0.01-0.3%, Al: 3% 이하(0% 포함), Cu: 0.1 ~ 3%, P: 0.06%이하(0% 포함) 및 S: 0.005%이하(0% 포함)를 포함하고, Cr: : 8%이하(0% 포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고, 상기 Mo 및 P가 하기 관계식(1)을 만족하고,
    [관계식 1]
    1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9
    미세조직은 50㎛이하의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트로 이루어진 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강.
  2. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강은 -196 도(℃)에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 100J 이상인 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강.
  3. 제1항에 있어서, 상기 고 망간 강의 상온 항복강도가 380MPa 이상인 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강.
  4. 중량%로, C: 0.3~0.6%, Mn: 20~25%, Mo:0.01-0.3%, Al: 3%이하(0% 포함), Cu: 0.1 ~ 3%, P: 0.06%이하(0% 포함) 및 S: 0.005%이하(0% 포함)를 포함하고, Cr: 8%이하(0% 포함) 및 Ni: 0.1 ~ 3%중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고, 상기 Mo 및 P가 하기 관계식(1)을 만족하는 강 슬라브를 온도 1000~1250℃의 온도에서 재가열하는 슬라브 재가열단계;
    [관계식 1]
    1.5 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 9
    가열된 슬라브를 1차 열간압연하고 980~1050℃에서 1차 열간압연을 종료한 후, 미재결정역에서 3%이하의 압연율로 2차 열간압연하고 800~960℃에서 2차 열간압연을 종료하여 열연강판을 얻는 열간압연단계;
    상기 열연강판을 350~600℃의 냉각종료온도까지 수냉하는 냉각단계; 및
    냉각된 열연강판을 권취하는 권취단계를 포함하는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서, 상기 고 망간 강의 미세조직이 50㎛이하의 결정립 크기를 갖는 오스테나이트로 이루어진 것을 특징으로 하는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 고 망간 강은 -196 도(℃)에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 100J 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서, 상기 고 망간 강의 상온 항복강도가 380MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강의 제조방법.
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