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KR102237486B1 - 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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KR102237486B1
KR102237486B1 KR1020190121723A KR20190121723A KR102237486B1 KR 102237486 B1 KR102237486 B1 KR 102237486B1 KR 1020190121723 A KR1020190121723 A KR 1020190121723A KR 20190121723 A KR20190121723 A KR 20190121723A KR 102237486 B1 KR102237486 B1 KR 102237486B1
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이학철
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주식회사 포스코
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Abstract

본 발명에 일측면은 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.8~2.2%, Ni: 0.7~1.1%, Mo: 0.2~0.5%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.018%, P: 80ppm이하, S: 20ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 두께(t) 방향으로 3/8t~5/8t 영역에서 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 결정립의 평균 입도가 15㎛ 이하인 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH ULTRA THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT VERY LOW TEMPERATURE STRAIN AGING IMPACT TOUGHNESS AT THE CENTER OF THICKNESS AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 국내외 선박 등의 구조물 설계에 있어 극후물 고강도 강재의 개발이 요구되고 있으며, 구조물 설계 시 고강도강을 사용할 경우 구조물의 형태의 경량화로 인한 경제적 이득과 함께, 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보 가능하다. 또한, 선박의 수송효율을 향상시키기 위해 극지항로를 운항하려는 시도가 추진되고 있으며, 이 경우 기존 -40℃에서의 충격인성을 보증하는 강재가 아닌 -60℃에서의 충격인성을 보증하는 극저온인성 보증 고강도, 극후물재의 수요가 증가할 것으로 예상된다.
하지만 일반적으로 고강도강의 경우 극후물재 제조 시 총 압하율의 저하로 인해 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 조직이 조대해지게 되며, 특히 중심부의 경우 조대한 오스테나이트 조직이 형성되기 때문에 경화능이 높아지게 되고 중심부 충격인성을 보증하는데 어려움을 겪고 있다.
이와 함께 선박 제조 시 강재를 원래의 판재형태 그대로 사용하지 않고 일부 변형을 통해 선체의 형태로 가공을 하게 되는데, 이러한 변형을 강재에 부여하는 경우 변형으로 인한 충격인성이 저하되게 된다. 이와 더불어 변형 후 시간이 지날수록 변형에 의해 생성된 전위 내에 탄소, 질소와 같은 원소들이 들어가게 되며, 이에 따른 강도 상승으로 인해 충격인성은 더욱 열화되게 되는데, 이러한 현상을 보증하가 위해서 강재 개발 후 각 선급의 인증을 받을 때 모재의 시험 항목에 5% 의 변형 후 250℃에서 1시간동안 열처리를 실시한 뒤 충격인성을 측정하는 변형시효충격시험이 포함되고 있다. 그러므로 극저온인성을 보증하는 극후물, 고강도 선박용 강재의 경우 기본적인 충격인성 외에 변형시효충격 특성까지 보증해야 하나, 극후물재의 중심부까지 변형시효충격을 보증하기 위해서는 중심부 미세조직을 획기적으로 개선해야 하는 문제점이 있다.
이에 따라 500MPa급 이상의 고강도 강재에서는 기존 1/4t, 1/2t 부 모재 충격인성 뿐만 아니라 중심부 미세조직을 제어하여 중심부 변형시효충격 인성을 향상시키는 것이 필요하다.
본 발명에 일측면은 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.8~2.2%, Ni: 0.7~1.1%, Mo: 0.2~0.5%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.018%, P: 80ppm이하, S: 20ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 두께(t) 방향으로 3/8t~5/8t 영역에서 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 결정립의 평균 입도가 15㎛ 이하인 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 실시형태는 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.8~2.2%, Ni: 0.7~1.1%, Mo: 0.2~0.5%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.018%, P: 80ppm이하, S: 20ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1080℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1050℃의 온도에서 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 60%초과의 총 압하율로 700~800℃ 온도에서 사상압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및 상기 열연강재를 3℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 항복강도가 500MPa 이상이고, 두께 중심부의 변형시효충격시험시 천이 온도가 -60℃ 이하인, 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명 강재의 일 실시형태에 대하여 설명한다. 우선, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 단위는 특별한 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
C: 0.02~0.06%
C는 본 발명에서 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위내에서 강중에 함유될 필요가 있다. 그러나, C의 함량이 0.06%를 초과하게 되면 변형시효충격시험시 전위에 다량의 C이 고착되어 강도를 올리게 됨에 따라 변형시효충격인성이 저하되며, 0.02% 미만이 되면 강도의 하락을 초래하므로, 상기 C의 함량은 0.02~0.06%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C의 하한은 0.024%인 것이 보다 바람직하고, 0.028%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C의 상한은 0.058%인 것이 보다 바람직하고, 0.054%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 1.8~2.2%
Mn은 고용강화 및 경화능 향상을 통해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 본 발명에서 얻고자 하는 500MPa 이상의 항복강도를 만족시키기 위해서는 상기 Mn을 1.8% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 2.2%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 조대한 상부 베이나이트(Upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 중심부 변형시효 충격인성을 크게 저하시키므로, 상기 Mn의 함량은 1.8~2.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn의 하한은 1.83%인 것이 보다 바람직하고, 1.86%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.9%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn의 상한은 2.17%인 것이 보다 바람직하고, 2.14%인 것이 보다 더 바람직하며, 2.1%인 것이 가장 바람직하다.
Ni: 0.7~1.1%
Ni은 저온에서 전위의 cross slip을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소로서, 500MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 강에서의 중심부 변형시효 충격인성을 향상시키기 위해서는 0.7% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 1.1%를 초과하게 되면 경화능을 과도하게 상승시켜 저온변태상이 다량 생성되어 인성을 저하시키는 문제가 있으며, 제조원가를 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.7~1.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn의 함량은 1.8~2.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni의 하한은 0.73%인 것이 보다 바람직하고, 0.76%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.8%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni의 상한은 1.07%인 것이 보다 바람직하고, 1.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 1%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.2~0.5%
Mo은 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소이며 강도 향상 대비 인성 저하가 적은 합금원소로써, 500MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 강을 확보하기 위해서는 0.2% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.5%를 초과하는 경우에는 경화능이 과도하게 상승시켜 저온변태상이 다량 생성되어 인성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.2~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo의 하한은 0.23%인 것이 보다 바람직하고, 0.26%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo의 상한은 0.48%인 것이 보다 바람직하고, 0.44%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.4%인 것이 가장 바람직하다.
Nb: 0.005~0.03%
Nb는 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 압연 시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 상기 효과를 위해서는 상기 Nb를 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Nb가 0.03%를 초과하는 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 있고 과도한 석출물 생성 및 다량의 도상 마르텐사이트 생성에 인한 인성저하의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.005~0.03%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb의 하한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.011%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb의 상한은 0.028%인 것이 보다 바람직하고, 0.026%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.025%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.005~0.018%
Ti는 재가열시 TiN으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키며, 효과적인 TiN의 석출을 위해서 0.005% 이상이 첨가되어야 한다. 그러나, 0.018%를 초과하는 경우에는 조대한 TiN 정출에 의해 저온인성이 감소되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.018%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti의 하한은 0.006%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti의 상한은 0.017%인 것이 보다 바람직하고, 0.016%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다.
P: 80ppm이하
P는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해서 그 함량을 80ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 20ppm이하
S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해서 그 함량을 20ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명 강재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별이 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 강재는 두께(t) 방향으로 3/8t~5/8t 영역에서 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 결정립의 평균 입도가 15㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 두께(t) 방향으로 3/8t~5/8t 영역에서 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 결정립의 평균 입도가 15㎛를 초과하는 경우에는 입도 조대화에 따른 유효결정립도가 커짐에 따라 충격천이온도가 상승하여 변형시효충격인성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
한편, 본 발명의 강재의 미세조직은 애시큘라 페라이트, 그래뉼라 베이나이트, 상부 베이나이트(upper bainite)를 포함하는 혼합조직일 수 있다.
본 발명의 강재는 5~90mm의 두께를 가질 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강재는 항복강도가 500MPa 이상일 수 있다. 또한, 5%의 변형 후 250℃에서 1시간동안 열처리를 실시한 뒤, 변형시효충격시험시 천이 온도가 -60℃ 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 강재 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 강 슬라브를 1000~1080℃의 온도로 재가열한다. 본 발명의 강재의 재가열에 있어서 가열온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 이는 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1030℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 과도하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 중심부 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도는 1080℃ 이하인 것이 바람직하며, 1070℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1050℃의 온도에서 조압연하여 바를 얻는다. 상기와 같이 재가열된 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 조압연을 실시한다. 상기 조압연을 통해 주조중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직 파괴와 함께 조대한 오스테나이트의 재결정을 통해 입도를 작게하는 효과를 얻을 수 있다. 한편, 충분한 재결정을 일으켜 조직을 미세화하기 위해서 조압연 시 총 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다.
상기 바를 60% 초과의 총 압하율로 700~800℃ 온도에서 사상압연하여 열연강재를 얻는다. 본 발명에서는 상기 바의 오스테나이트 조직을 펜케이크화 시키고, 전위를 도입하기 위해 사상압연을 실시한다. 상기 사상압연은 최대한 중심부에 가해진 변형이 유지될 수 있도록 700~800℃의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 사상압연 온도가 700℃ 미만인 경우에는 변형 중 페라이트가 석출되어 강도와 인성 모두 감소하는 단점이 있으며, 800℃를 초과하는 경우에는 입도가 커져서 충격인성이 열화되고 충분한 강도가 확보되지 않는 단점이 있다. 상기 사상압연온도의 하한은 720℃인 것이 보다 바람직하고, 740℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 사상압연온도의 상한은 780℃인 것이 보다 바람직하고, 760℃인 것이 보다 더 바람직하다. 본 발명에서는 상기 사상압연시 중심부의 입도를 최대한 미세화하기 위해서 60% 초과의 총 압하율을 적용하는 것이 바람직하다. 상기 사상압연시 총 압하율은 61% 이상인 것이 보다 바람직하고, 62%인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 열연강재를 3℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각한다. 상기 냉각속도가 3℃/s보다 낮게 되거나 냉각정지온도가 500℃ 초과인 경우에는 본발명이 미세 결정립이 적절하게 형성되지 않게 되어 항복강도가 500MPa 이하로 될 가능성이 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 400mm 두께의 강 슬라브를 준비한 뒤, 1040~1070℃의 온도로 재가열한 후, 930~1020℃의 온도 범위에서 조압연을 실시하여 바를 얻었다. 상기 바를 하기 표 2의 조건으로 사상압연하여 열연강재를 얻은 뒤, 3.8~5.4℃/sec의 냉각속도로 491~342℃의 온도까지 냉각하였다. 이와 같이 제조된 열연강재에 대하여 두께, 두께(t) 방향으로 3/8t~5/8t 영역에서 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 결정립의 평균 입도, 항복강도 및 중심부(3/8t~5/8t) 변형시효충격 천이온도를 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
이 때, 상기 중심부 변형시효충격시험은 강재의 중심부에서 시편을 채취한 뒤, 5%의 변형 후 250℃에서 1시간동안 열처리를 실시한 뒤, 충격시험을 진행하여 천이 온도를 측정하는 방식으로 이루어졌다.
강종 합금조성(중량%)
C Mn Ni Mo Nb Ti P(ppm) S(ppm)
발명강1 0.043 1.96 1.05 0.32 0.023 0.017 39 9
발명강2 0.038 2.06 0.87 0.31 0.016 0.009 44 8
발명강3 0.046 1.99 0.79 0.28 0.015 0.013 51 10
발명강4 0.031 2.13 1.07 0.43 .011 0.012 37 7
발명강5 0.052 1.86 0.94 0.39 0.021 0.011 62 13
비교강1 0.083 2.07 0.86 0.35 0.018 0.013 57 15
비교강2 0.044 2.49 1.06 0.41 0.019 0.011 48 9
비교강3 0.016 1.67 0.93 0.39 0.015 0.012 46 13
비교강4 0.042 1.97 0.59 0.36 0.023 0.017 51 11
비교강5 0.051 2.03 0.94 0.67 0.019 0.013 38 14
비교강6 0.039 1.96 0.89 0.33 0.046 0.032 38 14
구분 강종 재가열
온도(℃)		 조압연 사상압연 냉각
마무리 온도
(℃)		 마무리 온도
(℃)		 총 압하율
(%)		 속도
(℃/s)		 정지온도
(℃)
발명예1 발명강1 1065 953 735 62 3.7 435
발명예2 발명강2 1072 975 725 61 4.6 488
발명예3 발명강3 1054 892 713 63 5.7 307
발명예4 발명강4 1049 888 749 61 7.9 205
발명예5 발명강5 1079 915 755 62 4.4 416
비교예1 발명강2 1026 865 769 38 5.1 395
비교예2 발명강3 1043 903 711 49 4.7 407
비교예3 비교강1 1055 930 736 61 5.3 453
비교예4 비교강2 1067 972 744 61 7.1 356
비교예5 비교강3 1037 901 784 63 12.3 415
비교예6 비교강4 1012 859 723 62 3.8 467
비교예7 비교강5 1059 938 733 61 6.5 459
비교예8 비교강6 1038 896 741 62 5.0 437
구분 두께
(mm)		 3/8t~5/8t 영역에서의
결정립 평균 입도(㎛)		 항복강도
(MPa)		 중심부 변형시효충격
천이온도(℃)
발명예1 85 13.3 529 -71
발명예2 80 14.3 564 -65
발명예3 90 12.1 542 -7
발명예4 85 12.8 572 -73
발명예5 80 14.5 523 -64
비교예1 80 21.2 559 -49
비교예2 85 18.9 556 -51
비교예3 85 13.9 635 -36
비교예4 90 18.2 693 -31
비교예5 80 13.5 449 -62
비교예6 80 14.3 508 -44
비교예7 85 18.7 669 -38
비교예8 80 13.8 609 -37
본 발명에서 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우, 3/8t~5/8t부 결정립의 평균 입도가 15㎛ 이하인 것을 알 수 있으며, 이로 인해 항복강도가 500MPa 이상이고, 변형시효충격 천이온도가 -60℃ 이하인 것을 알 수 있다.
비교예 1, 2의 경우 본 발명에서 제시하는 합금조성은 만족하나, 사상압연시 총 압하율이 낮음에 따라, 중심부에 충분한 변형이 가해지지 않아 입도 미세화에 큰 영향을 미치는 애시큘러 페라이트(acicular ferrite)가 충분히 생성되지 않고 조대한 베이나이트들이 다량 생성되었다. 이로 인해 입도가 조대화됨에 따라서 3/8t~5/8t부 결정립의 평균 입도가 15㎛를 초과하며, 중심부 변형시효충격 천이 온도가 -60℃를 초과하는 것을 알 수 있다.
비교예 3의 경우 본 발명에서 제시하는 C 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 높은 경화능으로 인하여 조대한 베이나이트 상이 다량 생성되어 매우 높은 항복강도를 보이며, 또한 3/8t~5/8t부 결정립의 평균 입도가 15㎛ 이하임에도 불구하고 다량의 C가 변형시효충격 시험 시에 전위에 고착됨에 따라 변형시효충격 천이온도가 -60℃를 초과하는 것을 알 수 있다.
비교예 4의 경우 본 발명에서 제시하는 Mn 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 높은 경화능으로 인하여 조대한 베이나이트 상이 다량 생성되어, 매우 높은 항복강도를 보이지만 3/8t~5/8t부 결정립의 평균 입도가 15㎛를 초과하고, 변형시효충격 천이온도가 -60℃를 초과하는 것을 알 수 있다.
비교예 5의 경우 본 발명에서 제시하는 C, Mn 하한보다 낮은 값을 가짐으로써, 중심부에 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)와 같은 연질상이 다량 생성하였고, 이로 인해 항복강도가 500Mpa 보다 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 6의 경우 본 발명에서 제시하는 Ni 상한보다 낮은 값을 가짐으로써, 3/8t~5/8t부 결정립의 평균 입도가 15㎛ 이하임에도 불구하고 낮은 Ni 함유량에 따른 인성 저하로 인해 변형시효충격 천이온도가 -60℃를 초과하는 것을 알 수 있다.
비교예 7의 경우 본 발명에서 제시하는 Mo 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 높은 경화능으로 인하여 조대한 베이나이트 상이 다량 생성되어, 매우 높은 항복강도를 보이지만 3/8t~5/8t부 평균 입도가 15㎛를 초과하고, 변형시효충격 천이온도가 -60℃를 초과하는 것을 알 수 있다.
비교예 8의 경우 본 발명에서 제시하는 Ti, Nb 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능 및 석출물 생성으로 인해 강도가 상승하였으며, 석출강화로 인한 인성저하의 영향으로 인해 변형시효충격 천이온도가 -60℃를 초과하는 것을 알 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.83~2.2%, Ni: 0.7~1.1%, Mo: 0.2~0.5%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.018%, P: 80ppm이하, S: 20ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    두께(t) 방향으로 3/8t~5/8t 영역에서 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경계각을 가지는 결정립의 평균 입도가 15㎛ 이하이고,
    애시큘라 페라이트, 그래뉼라 베이나이트, 상부 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가지며,
    5%의 변형 후 250℃에서 1시간동안 열처리를 실시한 뒤, 변형시효충격시험시 천이 온도가 -60℃ 이하인 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  2. 삭제
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 5~90mm의 두께를 갖는 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 항복강도가 500MPa 이상인 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
  5. 삭제
  6. 중량%로, C: 0.02~0.06%, Mn: 1.83~2.2%, Ni: 0.7~1.1%, Mo: 0.2~0.5%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.018%, P: 80ppm이하, S: 20ppm이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1080℃의 온도로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850~1050℃의 온도에서 40% 이상의 총 압하율로 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 60%초과의 총 압하율로 700~800℃ 온도에서 사상압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및
    상기 열연강재를 3℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
  7. 삭제
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