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WO2023018101A1 - 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법 Download PDF

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Publication number
WO2023018101A1
WO2023018101A1 PCT/KR2022/011499 KR2022011499W WO2023018101A1 WO 2023018101 A1 WO2023018101 A1 WO 2023018101A1 KR 2022011499 W KR2022011499 W KR 2022011499W WO 2023018101 A1 WO2023018101 A1 WO 2023018101A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
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less
hardness
steel
excluding
relational expression
Prior art date
Application number
PCT/KR2022/011499
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English (en)
French (fr)
Inventor
김용우
조현관
변영섭
조남영
김인호
Original Assignee
주식회사 포스코
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 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to EP22856100.7A priority Critical patent/EP4386104A1/en
Publication of WO2023018101A1 publication Critical patent/WO2023018101A1/ko

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to high-hardness bulletproof steel with excellent low-temperature toughness and a manufacturing method thereof. More specifically, it relates to high-hardness bulletproof steel with excellent low-temperature toughness that can be preferably used for armored vehicles, explosion-proof structures, and the like, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 relates to steel materials used for crushing of industrial waste and wear parts of grinders, and seeks to secure surface hardness by actively utilizing Nb together with a large amount of Cr and Mo, but it is difficult to secure low-temperature toughness due to excessive content. There are limits.
  • Patent Document 2 is a technique for securing high hardness by causing the retained austenite structure to cause plastic-induced machining hardening after forming the steel or when the steel is applied to a product and in use, or in the case of bulletproof steel, deformation / impact by bullets The speed is very high, and it is difficult to obtain the effect by the above phenomenon.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 10-102185
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 07-173571
  • One aspect of the present invention is to provide a high-hardness bulletproof steel with excellent low-temperature toughness and a manufacturing method thereof.
  • carbon (C) 0.28 ⁇ 0.32%, silicon (Si): 0.5% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 0.2 ⁇ 1.1%, nickel (Ni) : 0.7 ⁇ 1.2%, Chromium (Cr): 0.2 ⁇ 1.1%, Phosphorus (P): 0.03% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0%), Nitrogen (N) : 0.006% or less (excluding 0%), Aluminum (Al): 0.05% or less (excluding 0%), Molybdenum (Mo): 0.2 to 1.0%, Vanadium (V): 0.02 to 0.5%, Calcium (Ca) : 0.0005 to 0.004%, the balance includes Fe and other unavoidable impurities, and the unavoidable impurities include Nb: 0.0015% or less and B: 0.0008% or less, satisfy the following relational expression 1, in area%, tempered martensite contains a micro
  • carbon (C) 0.28 to 0.32%, silicon (Si): 0.5% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 0.2 to 1.1%, nickel (Ni) : 0.7 ⁇ 1.2%, Chromium (Cr): 0.2 ⁇ 1.1%, Phosphorus (P): 0.03% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0%), Nitrogen (N) : 0.006% or less (excluding 0%), Aluminum (Al): 0.05% or less (excluding 0%), Molybdenum (Mo): 0.2 to 1.0%, Vanadium (V): 0.02 to 0.5%, Calcium (Ca) : 0.0005 to 0.004%, the balance includes Fe and other unavoidable impurities, and the unavoidable impurities include Nb: 0.0015% or less and B: 0.0008% or less, heating a slab satisfying the following relational expression 1 at 1050 to 1250 ° C.
  • step; Obtaining a bar by rough rolling the heated slab at 950 to 1150 ° C; After finishing hot rolling the bar at 850 ⁇ 950 °C to obtain a hot-rolled steel sheet, cooling to room temperature;
  • T max is 112.5[C]-5.7[Mn]+18.8[Cr]-1.3[Ni]+114.3[V]+169.4[Mo]+200, and in the above relational expression 1 and T max The content of each element means % by weight.
  • Carbon (C) is effective in improving strength and hardness in steel having a low-temperature transformation phase such as martensite or bainite, and is an element effective in improving hardenability.
  • the content of C is preferably in the range of 0.28 to 0.32%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.29%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.31%.
  • Silicon (Si) is an effective element for improving hardness due to solid solution strengthening along with a deoxidation effect, and is particularly advantageous for securing low-temperature toughness by suppressing the formation of coarse cementite in tempered martensite.
  • the content of Si is limited to 0.5% or less.
  • the Si content is more preferably 0.48% or less, even more preferably 0.45% or less, and most preferably 0.4% or less.
  • Manganese (Mn) is an element advantageous for securing hardness by improving hardenability of steel, suppressing the formation of ferrite and promoting the formation of martensite. If the content is less than 0.2%, it is difficult to obtain the above-mentioned effects, and if it exceeds 1.1%, the weldability of the steel is deteriorated and center segregation is promoted, so there is a risk of lowering the toughness of the center of the steel. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.2 to 1.1%. The lower limit of the Mn content is more preferably 0.22%, even more preferably 0.25%, and most preferably 0.3%. The upper limit of the Mn content is more preferably 1.08%, even more preferably 1.05%, and most preferably 1.0%.
  • Nickel (Ni) is an advantageous element for simultaneously improving the strength and toughness of steel. If the content is less than 0.7%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, and if it exceeds 1.2%, since Ni is an expensive element, economic efficiency may be reduced and weldability may be deteriorated. Therefore, the Ni content is preferably in the range of 0.7 to 1.2%. The lower limit of the Ni content is more preferably 0.72%, even more preferably 0.75%, and most preferably 0.8%. The upper limit of the Ni content is more preferably 1.18%, even more preferably 1.15%, and most preferably 1.1%.
  • Chromium (Cr) is an element that improves strength by increasing hardenability of steel and effectively contributes to securing the hardness of the surface and center of steel. In addition, since it is a relatively inexpensive element, it is also an element that can secure hardness and toughness economically. If the content is less than 0.2%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, and if it exceeds 1.1%, weldability may be deteriorated. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.2 to 1.1%. The lower limit of the Cr content is more preferably 0.22%, even more preferably 0.25%, and most preferably 0.3%. The upper limit of the Cr content is more preferably 1.08%, more preferably 1.05%, and most preferably 1.0%.
  • Phosphorus (P) is an impurity that is unavoidably contained, and since it inhibits the weldability of steel and is a major cause of increasing brittleness by segregating at grain boundaries, it is desirable to control its content as low as possible. Theoretically, it is advantageous to limit the content of P to 0%, but it is inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the P content is limited to 0.03% or less. The P content is more preferably 0.025% or less, even more preferably 0.02% or less, and most preferably 0.015% or less.
  • S is an impurity that is unavoidably contained like the phosphorus (P), and it is preferable to suppress the content as much as possible because it combines with Mn and the like to form non-metallic inclusions, thereby greatly reducing the toughness of steel.
  • P phosphorus
  • S is an impurity that is unavoidably contained like the phosphorus (P)
  • S Sulfur
  • the S content is more preferably 0.01% or less, even more preferably 0.008% or less, and most preferably 0.006% or less.
  • N Nitrogen
  • P phosphorus
  • N contributes somewhat to securing the hardness of the steel, but it is difficult to control, and like phosphorus (P), it is segregated at the grain boundary and serves to increase the brittleness of the steel.
  • N content is limited to 0.006% or less.
  • the N content is more preferably 0.0058% or less, even more preferably 0.0055% or less, and most preferably 0.005% or less.
  • Aluminum (Al) is an element added for deoxidation of molten steel. However, if the content exceeds 0.05%, it may be advantageous to increase strength by grain refinement, but there is a problem of causing nozzle clogging during steelmaking or continuous casting. Therefore, in the present invention, the Al content is limited to 0.05% or less.
  • the Al content is more preferably 0.048% or less, even more preferably 0.045% or less, and most preferably 0.04% or less.
  • Molybdenum (Mo) increases the hardenability of steel, and is particularly advantageous for improving low-temperature toughness. If the content is less than 0.2%, it is difficult to obtain the above-mentioned effects, and if it exceeds 1.0%, manufacturing costs may increase as well as poor weldability. Therefore, the Mo content is preferably in the range of 0.2 to 1.0%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.22%, even more preferably 0.25%, and most preferably 0.3%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.98%, more preferably 0.95%, and most preferably 0.9%.
  • Vanadium (V) is an element advantageous for securing hardness and toughness by suppressing the growth of austenite crystal grains by forming VC carbide during reheating after hot rolling and improving hardenability of steel. If the content is less than 0.02%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, and if it exceeds 0.5%, since V is an expensive element, economic efficiency may be reduced and toughness may also be deteriorated. Therefore, the content of V is preferably in the range of 0.02 to 0.5%.
  • the lower limit of the V content is more preferably 0.022%, even more preferably 0.025%, and most preferably 0.03%.
  • the upper limit of the V content is more preferably 0.48%, even more preferably 0.45%, and most preferably 0.4%.
  • Ca has a good binding force with sulfur (S), so it generates CaS around (circumference) MnS to suppress elongation of MnS and is an advantageous element for improving toughness in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • CaS produced by the addition of calcium (Ca) can increase resistance to corrosion in a humid external environment. If the content is less than 0.0005%, it is difficult to obtain the above-mentioned effects, and if it exceeds 0.004%, defects such as nozzle clogging may be caused during steelmaking operations. Therefore, the content of Ca is preferably in the range of 0.0005 to 0.004%.
  • the lower limit of the Ca content is more preferably 0.0006%, more preferably 0.0007%, and most preferably 0.0008%.
  • the upper limit of the Ca content is more preferably 0.0038%, more preferably 0.0035%, and most preferably 0.003%.
  • the remaining components of the present invention are iron (Fe).
  • Fe iron
  • the above impurities can be known to anyone skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present invention.
  • the unavoidable impurities may include Nb: 0.0015% or less and B: 0.0008% or less.
  • the Nb may form coarse precipitates after the QT heat treatment to reduce low-temperature toughness, and if the B is non-uniformly segregated, it causes a difference in the phase transformation time in the quenching heat treatment process. may cause poor low-temperature toughness, and may cause shape defects. Therefore, in the present invention, low-temperature toughness can be improved by controlling the upper limit of the amount that can be included as an impurity without intentionally adding Nb and B.
  • the Nb content is more preferably 0.0012% or less, and even more preferably 0.001% or less.
  • the B content is more preferably 0.0006% or less, and even more preferably 0.0005% or less.
  • the bulletproof steel of the present invention preferably satisfies the above-described alloy composition and at the same time satisfies the following relational expression 1.
  • the following Relational Equation 1 is an equation derived in order to sufficiently obtain an effect of improving hardness, and when Relational Equation 1 is not satisfied, it is difficult to secure high hardness.
  • the value of the following relational expression 1 is more preferably 225 or more, more preferably 230 or more, and most preferably 235 or more.
  • the upper limit of the value of the relational expression 1 is not particularly limited. However, in terms of manufacturing cost, the upper limit of the value of Equation 1 below may be 600.
  • the upper limit of the value of the following relational expression 1 is more preferably 580, even more preferably 550, and most preferably 500.
  • the bulletproof steel of the present invention preferably includes a microstructure in which tempered martensite is 90% or more (including 100%) by area%.
  • the tempered martensite is a structure that is advantageous for securing excellent levels of hardness and low-temperature toughness at the same time.
  • the fraction of the tempered martensite is less than 90%, there may be some advantages in improving low-temperature toughness by the secondary phase, but it may be disadvantageous in securing hardness.
  • the secondary phase may be one or more of retained austenite, bainite, pearlite, and ferrite, and the fraction thereof is preferably 10 area% or less in total.
  • the fraction of the tempered martensite is more preferably 92% or more, even more preferably 94% or more, and most preferably 95% or more.
  • the average effective grain size of the tempered martensite is preferably 20 ⁇ m or less.
  • the low-temperature toughness can be improved to a more excellent level by minimizing the average effective grain size of the tempered martensite, and when the size exceeds 20 ⁇ m, it may be difficult to sufficiently obtain the above-described effect.
  • the average effective grain size of the tempered martensite is more preferably 18 ⁇ m or less, even more preferably 15 ⁇ m or less, and most preferably 12 ⁇ m or less.
  • the average effective grain size means the average size of grains having a grain boundary with a high angle of 15° or more.
  • the KAM of the tempered martensite is preferably 0.3 to 3.0.
  • the KAM is an index for estimating the dislocation density. It is interpreted that the higher the KAM, the higher the dislocation density. In the present invention, when the KAM is less than 0.3, it may be difficult to secure sufficient hardness due to low dislocation density, and when it exceeds 3.0, it may be difficult to secure low-temperature toughness.
  • the lower limit of the KAM is more preferably 0.4, even more preferably 0.45, and most preferably 0.5.
  • the upper limit of the KAM is more preferably 2.8, even more preferably 2.5, and most preferably 2.0.
  • V(C,N)-based precipitates are included in the grains of the tempered martensite, and the average size of the V(C,N)-based precipitates is preferably 30 nm or less. In this way, by miniaturizing the size of V(C,N)-based precipitates, high hardness can be secured through precipitation strengthening. On the other hand, when the average size of the V(C,N)-based precipitates exceeds 30 nm, it may be difficult to sufficiently obtain the above-described effects.
  • the average size of the V(C,N)-based precipitates is more preferably 28 nm or less, even more preferably 25 nm or less, and most preferably 20 nm or less.
  • the V(C,N)-based precipitates may include V-based carbides, V-based nitrides, and V-based carbonitrides.
  • the ratio of the number of precipitates having a size greater than 100 nm to the total number of precipitates is 10% or less.
  • the number of V(C,N)-based precipitates exceeding 100 nm in size exceeds 10% relative to the total number of precipitates, not only the precipitation hardening effect may be reduced, but also the low-temperature toughness may be deteriorated.
  • the number of precipitates having a size exceeding 100 nm is more preferably 8% or less, more preferably 6% or less, and most preferably 5% or less relative to the total number of precipitates.
  • the bulletproof steel according to one embodiment of the present invention provided as described above may have a surface hardness of 480 to 530 HB, an impact absorption energy of 16 J or more at -40 ° C, and a thickness of 5 to 40 mm.
  • a slab satisfying the above alloy composition and relational expression 1 is heated at 1050 to 1250 ° C. If the slab heating temperature is less than 1050 ° C., the deformation resistance of the steel increases and the subsequent rolling process cannot be effectively performed. On the other hand, if it exceeds 1250 ° C., austenite crystal grains become coarse and low-temperature toughness may deteriorate.
  • the lower limit of the slab heating temperature is more preferably 1060 ° C, more preferably 1070 ° C, and most preferably 1080 ° C.
  • the upper limit of the slab heating temperature is more preferably 1240 ° C, more preferably 1230 ° C, and most preferably 1220 ° C.
  • the heated slab is crudely rolled at 950 to 1150° C. to obtain a bar.
  • the rough rolling temperature is less than 950 ° C., the rolling load increases and the deformation is not sufficiently transmitted to the center in the thickness direction of the slab as the rolling load increases and the reduction is relatively weak, and as a result, there is a risk that defects such as voids may not be removed.
  • the temperature exceeds 1150 ° C., the recrystallized grain size becomes excessively coarse, and there is a possibility that the toughness may deteriorate.
  • the lower limit of the rough rolling temperature is more preferably 960°C, even more preferably 970°C, and most preferably 980°C.
  • the upper limit of the rough rolling temperature is more preferably 1140°C, even more preferably 1130°C, and most preferably 1120°C.
  • the bar is finished hot-rolled at 850 to 950° C. to obtain a hot-rolled steel sheet, and then cooled to room temperature.
  • the finish hot rolling temperature is less than 850 ° C, two-phase rolling is performed and ferrite may be generated in the microstructure. On the other hand, if it exceeds 950 ° C, the grain size of the final microstructure becomes coarse, resulting in poor low-temperature toughness.
  • the lower limit of the finish hot rolling temperature is more preferably 860°C, even more preferably 870°C, and most preferably 880°C.
  • the upper limit of the finish hot rolling temperature is more preferably 945°C, even more preferably 940°C, and most preferably 935°C.
  • Heating during the primary heat treatment is for reverse transformation of the hot-rolled steel sheet in which the microstructure is composed of ferrite and pearlite into an austenite single phase.
  • the heating temperature during the first heat treatment is less than 880° C., austenitization is not sufficiently achieved and coarse soft ferrite is mixed, and thus the hardness of the final product may be lowered.
  • the lower limit of the heating temperature during the first heat treatment is more preferably 882°C, more preferably 885°C, and most preferably 890°C.
  • the upper limit of the heating temperature during the first heat treatment is more preferably 928°C, more preferably 925°C, and most preferably 920°C.
  • the heating time in the first heat treatment is more preferably 1.3t + 35 minutes or more, more preferably 1.3t + 40 minutes or more, and most preferably 1.3t + 45 minutes or more.
  • the longer the heating time during the primary heat treatment is, the more favorable it is for austenitization and the re-dissolution of coarse V(C,N)-based precipitates, so the upper limit of the heating time is not particularly limited in the present invention.
  • the upper limit of the heating time during the first heat treatment may be 1.3t + 60 minutes.
  • the cooling is intended to transform the austenitized microstructure into martensite.
  • the cooling is preferably rapid cooling through water cooling.
  • the cooling rate is more preferably 12 °C/s or more, more preferably 15 °C/s or more, and most preferably 20 °C/s or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited.
  • the cooling end temperature is more preferably 100°C or less, even more preferably 80°C or less, and most preferably 50°C or less.
  • the lower limit of the cooling end temperature is not particularly limited, and may be, for example, room temperature.
  • a second heat treatment is performed on the hot-rolled steel sheet subjected to the first heat treatment by tempering heat treatment for 1.5t + 32 minutes (t: sheet thickness (mm)) to 1.5t + 60 minutes to satisfy the condition of the following relational expression 2.
  • the tempering heat treatment releases the internal stress of the hot-rolled steel sheet in which the microstructure is transformed into martensite by the first heat treatment to secure excellent low-temperature toughness, and to secure high hardness by precipitating fine V (C, N)-based precipitates. will be. If the tempering heat treatment temperature is less than 200 ° C., it is possible to prevent the decrease in hardness, but there is a disadvantage in securing low-temperature toughness because the internal stress is not sufficiently released after quenching.
  • the hardness of the final product may be reduced due to excessive reduction.
  • the lower limit of the tempering heat treatment temperature is more preferably 202°C, even more preferably 205°C, and most preferably 210°C.
  • the upper limit of the tempering heat treatment temperature is more preferably T max -5°C, more preferably T max -10°C, and most preferably T max -15°C.
  • the tempering heat treatment time exceeds 1.5 t + 60 minutes, it may not be easy to secure a desired high hardness because the dislocation inside martensite is reduced.
  • the lower limit of the tempering heat treatment time is more preferably 1.5t + 35 minutes, more preferably 1.5t + 38 minutes, and most preferably 1.5t + 40 minutes.
  • the upper limit of the tempering heat treatment time is more preferably 1.5t + 57 minutes, more preferably 1.5t + 55 minutes, and most preferably 1.5t + 50 minutes.
  • T max is 112.5 [C] -5.7 [Mn] + 18.8 [Cr] -1.3 [Ni] + 114.3 [V] + 169.4 [Mo] + 200, and in the T max Content means % by weight.)
  • the slab heating - rough rolling - finish hot rolling - primary heat treatment - secondary heat treatment are performed to produce bulletproof steel did At this time, air cooling was applied to room temperature after water cooling to the cooling end temperature during the first heat treatment, and air cooling was applied to room temperature after the second heat treatment.
  • the microstructure and mechanical properties of the bulletproof steel thus prepared were measured, and the results are shown in Table 5 below.
  • the microstructure was prepared by cutting the manufactured steel sheet into an arbitrary size to make a specimen, mirror-processing it, corroding it using a nital etchant, and using a scanning electron microscope to examine the 1/4t (t: thickness) portion of the steel sheet. Observed.
  • the average effective grain size of tempered martensite was measured based on a misorientation angle of 15° or more using EBSD.
  • KAM of tempered martensite was examined using a scanning electron microscope (SEM) JSM-7001F manufactured by JEOL Co., Ltd., on the polished surface of the cross section in the rolling direction of the steel sheet, in a field of view of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m EBSD (Electron Backscatter Diffraction analysis (measurement step: 0.05 ⁇ m) was performed at a position of 1/4 of the plate thickness, and the average value of the orientation difference (°) between each pixel in the crystal grain and the adjacent pixel was calculated.
  • SEM scanning electron microscope
  • JSM-7001F manufactured by JEOL Co., Ltd.
  • the V(C,N)-based precipitates formed in the tempered martensite grains are prepared by cutting the manufactured steel sheet into a random size and then preparing a specimen, and then at a magnification of 50,000 times (2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m) at 5 random areas, and then the average value was calculated.
  • Hardness was measured 3 times using a Brinell hardness tester (load 3000 kgf, 10 mm tungsten indentation) after milling the surface of the steel plate by 2 mm, and then expressed as an average value.
  • the low-temperature toughness was measured three times at -40 ° C after processing a 1/4t (t: thickness) part of the steel plate into a specimen using a Charpy impact tester, and then expressed as an average value of impact absorption energy.
  • the alloy composition of the present invention is satisfactory, but the average effective crystal grain size of tempered martensite increases as the heating time is not sufficient during the first heat treatment, and the average size of precipitates and total precipitates proposed by the present invention It can be seen that the low-temperature toughness is low because the ratio of the number of precipitates having a size of more than 100 nm to the number is not satisfied.
  • the alloy composition of the present invention is satisfactory, but the tempering heat treatment time during the secondary heat treatment is not sufficient, so the average size of precipitates proposed by the present invention, the ratio of the number of precipitates whose size exceeds 100 nm to the total number of precipitates , it can be seen that the low-temperature toughness is low because it does not satisfy the KAM.

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Abstract

본 발명은 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로는, 장갑차, 방폭 구조물 등에 바람직하게 이용될 수 있는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법
본 발명은 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로는, 장갑차, 방폭 구조물 등에 바람직하게 이용될 수 있는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
전장의 탄알을 막아 인명살상의 위험을 안정적으로 방지하기 위해, 장갑차, 방폭 구조물 등 방호력이 필요한 방탄강 소재의 고경도화가 요구되고 있다. 이는 고경도 특성이 탄알이 소재를 관통하지 못하도록 하는 저항성을 높이는 인자이기 때문이다. 다만, 고경도 특성을 가지는 소재는 상대적으로 쉽게 깨질 수 있기 때문에, 보다 안정적인 방호력 확보를 위해서는 소재의 고경도화와 더불어 외부 충격에 대한 파괴 저항성을 동시에 확보 가능한 소재 개발이 필요하다.
특허문헌 1은 산업 폐기물의 파쇄 및 분쇄기의 마모 부품 등에 이용되는 강재에 관한 것으로서, 다량의 Cr, Mo와 함께 Nb를 적극적으로 활용하여 표면 경도를 확보하고자 하나, 그 함량이 과다하여 저온인성 확보에는 한계가 있다.
특허문헌 2는 강재의 성형 후 또는 강재가 제품에 적용되어 사용 중일 때, 잔류 오스테나이트 조직이 소성유기가공경화 현상을 일으키도록 하여 고경도를 확보하는 기술이나, 방탄강의 경우 탄알에 의한 변형/충격 속도가 매우 커 상기 현상에 의한 효과를 얻기 어렵다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 특개평10-102185호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 특개평07-173571호
본 발명의 일측면은 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.28~0.32%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 0.2~1.1%, 니켈(Ni): 0.7~1.2%, 크롬(Cr): 0.2~1.1%, 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.006% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.05% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 바나듐(V): 0.02~0.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 불가피한 불순물은 Nb: 0.0015% 이하 및 B: 0.0008% 이하를 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상(100%를 포함)인 미세조직을 포함하며, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 20㎛ 이하이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 입내에 평균 크기가 30nm 이하인 V(C,N)계 석출물을 포함하는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강을 제공한다.
[관계식 1] 225[C]-11.3[Mn]+37.5[Cr]-2.5[Ni]+228.6[V]+338.8[Mo] ≥ 220
(단, 상기 관계식 1에서 각 원소의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.28~0.32%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 0.2~1.1%, 니켈(Ni): 0.7~1.2%, 크롬(Cr): 0.2~1.1%, 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.006% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.05% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 바나듐(V): 0.02~0.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 불가피한 불순물은 Nb: 0.0015% 이하 및 B: 0.0008% 이하를 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1050~1250℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 950~1150℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 850~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻은 후, 상온까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 880~930℃로 1.3t+30분(t: 판 두께(mm)) 이상 가열한 후, 10℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 냉각하는 1차 열처리 단계; 및 상기 1차 열처리된 열연강판을 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 1.5t+32분(t: 판 두께(mm))~1.5t+60분간 템퍼링 열처리하는 2차 열처리 단계;를 포함하는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 225[C]-11.3[Mn]+37.5[Cr]-2.5[Ni]+228.6[V]+338.8[Mo] ≥ 220
[관계식 2] 200 ≤ 템퍼링 열처리 온도 ≤ Tmax
(단, 상기 관계식 2에서 Tmax는 112.5[C]-5.7[Mn]+18.8[Cr]-1.3[Ni]+114.3[V]+169.4[Mo]+200이고, 상기 관계식 1 및 Tmax에서 각 원소의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 일측면에 따르면, 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 저온인성이 우수한 고경도 방탄강에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대해 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.28~0.32%
탄소(C)는 마르텐사이트 또는 베이나이트 상과 같은 저온 변태상을 가지는 강에서 강도와 경도를 향상시키는데 효과적이며, 경화능 향상에 유효한 원소이다. 다만, 그 함량이 0.28% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 0.32%를 초과하는 경우에는 강의 용접성 및 인성을 저해할 우려가 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.28~0.32%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.29%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.31%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 탈산 효과와 더불어 고용강화에 따른 경도 향상에 유효한 원소이고, 특히 템퍼드 마르텐사이트에서 조대한 세멘타이트 형성을 억제하여 저온인성을 확보하는데 유리한 원소이다. 다만, 그 함량이 과도할 경우 표면 품질 및 용접성이 급격히 열화될 수 있으며, 이에, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.5% 이하로 제한한다. 상기 Si 함량은 0.48% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.45% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.4% 이하인 것이 가장 바람직하다.
망간(Mn): 0.2~1.1%
망간(Mn)은 강의 소입성을 향상시킴으로써 페라이트의 형성을 억제하고 마르텐사이트의 형성을 촉진시켜 경도를 확보하는데 유리한 원소이다. 그 함량이 0.2% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 1.1%를 초과하는 경우에는 강의 용접성이 저하되고 중심 편석이 조장되어 강 중심부 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서 상기 Mn의 함량은 0.2~1.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.08%인 것이 보다 바람직하고, 1.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.0%인 것이 가장 바람직하다.
니켈(Ni): 0.7~1.2%
니켈(Ni)은 강의 강도와 인성을 동시에 향상시키는데 유리한 원소이다. 그 함량이 0.7% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 1.2%를 초과하는 경우에는 Ni이 고가의 원소이므로 경제성이 저하될 수 있으며, 용접성 열화의 문제점도 야기할 수 있다. 따라서 상기 Ni의 함량은 0.7~1.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.72%인 것이 보다 바람직하고, 0.75%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.8%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 1.18%인 것이 보다 바람직하고, 1.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.1%인 것이 가장 바람직하다.
크롬(Cr): 0.2~1.1%
크롬(Cr)은 강의 소입성을 증가시킴으로써 강도를 향상시키며, 강의 표면부 및 중심부 경도 확보에 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 비교적 저가의 원소이므로, 경제적으로 경도 및 인성을 확보할 수 있는 원소이기도 하다. 그 함량이 0.2% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 1.1%를 초과하는 경우에는 용접성이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.2~1.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.08%인 것이 보다 바람직하고, 1.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.0%인 것이 가장 바람직하다.
인(P): 0.03% 이하(0%는 제외)
인(P)은 불가피하게 함유되는 불순물로서, 강의 용접성을 저해하고, 입계에 편석되어 취성을 높이는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.03% 이하로 제한한다. 상기 P 함량은 0.025% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015% 이하인 것이 가장 바람직하다.
황(S): 0.015% 이하(0%는 제외)
황(S)은 상기 인(P)과 마찬가지로 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.015% 이하로 제한한다. 상기 S 함량은 0.01% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.008% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.006% 이하인 것이 가장 바람직하다.
질소(N): 0.006% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 강재의 경도 확보에 다소 기여하나 그 제어가 어려우며, 인(P)과 마찬가지로 입계에 편석되어 강의 취성을 높이는 역할을 한다. 이론상 N의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.006% 이하로 제한한다. 상기 N 함량은 0.0058% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0055% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005% 이하인 것이 가장 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.05% 이하(0%는 제외)
알루미늄(Al)은 용강의 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 결정립 미세화에 의한 강도 상승에는 유리할 수 있으나 제강이나 연속주조시 노즐 막힘을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.05% 이하로 제한한다. 상기 Al 함량은 0.048% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.045% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04% 이하인 것이 가장 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%
몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키며, 특히 저온인성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 그 함량이 0.2% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 1.0%를 초과하는 경우에는 제조 원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접성이 열위해지질 수 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.2~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.98%인 것이 보다 바람직하고, 0.95%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.9%인 것이 가장 바람직하다.
바나듐(V): 0.02~0.5%
바나듐(V)은 열간압연 후 재가열시 VC 탄화물을 형성하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 강의 소입성을 향상시켜 경도와 인성을 확보하는데 유리한 원소이다. 그 함량이 0.02% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 0.5%를 초과하는 경우에는 V이 고가의 원소이므로 경제성이 저하될 수 있으며, 인성 열화의 문제점도 야기할 수 있다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.02~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.022%인 것이 보다 바람직하고, 0.025%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.48%인 것이 보다 바람직하고, 0.45%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.4%인 것이 가장 바람직하다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.004%
칼슘(Ca)은 황(S)과의 결합력이 좋아 MnS 주변(둘레)에 CaS를 생성하여 MnS의 연신을 억제하며, 압연 방향에 대한 직각방향으로의 인성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 또한, 칼슘(Ca)의 첨가로 생성된 CaS는 다습한 외부 환경에서의 부식에 대한 저항성을 높일 수 있다. 그 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 0.004%를 초과하는 경우에는 제강 조업 시 노즐 막힘 등의 결함이 유발될 수 있다. 따라서, 상기 Ca의 함량은 0.0005~0.004%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 0.0006%인 것이 보다 바람직하고, 0.0007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0008%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 0.0038%인 것이 보다 바람직하고, 0.0035%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003%인 것이 가장 바람직하다.
이외, 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. 상기 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 본 발명에서는 그 모든 내용을 특별히 언급하지는 않는다.
다만, 본 발명에서는 상기 불가피한 불순물이 Nb: 0.0015% 이하 및 B: 0.0008% 이하를 포함할 수 있다. 상기 Nb는 QT 열처리 후에 조대한 석출물을 형성시켜 저온인성을 저하시킬 우려가 있고, 상기 B는 불균일하게 편석되면 퀜칭 열처리 공정에서 상변태 시점의 차이를 유발함에 따라 템퍼드 마르텐사이트의 유효 결정립 크기의 불균일성을 야기하여 저온인성을 열위하게 할 수 있으며, 형상 불량을 야기할 수도 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb 및 B를 의도적으로 첨가하지 않으면서도 불순물로서 포함될 수 있는 양의 상한을 제어함으로써 저온인성을 향상시킬 수 있다. 상기 Nb 함량은 0.0012% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001% 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B 함량은 0.0006% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0005% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 방탄강은 상술한 합금조성을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1은 경도 향상 효과를 충분히 얻기 위하여 도출된 식이며, 관계식 1을 만족하지 않을 경우 고경도를 확보하기 어렵다는 단점이 있다. 하기 관계식 1의 값은 225 이상인 것이 보다 바람직하고, 230 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 235 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 관계식 1의 값은 높을수록 고경도 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 관계식 1의 값의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 제조 비용 측면에서 하기 관계식 1의 값의 상한은 600일 수 있다. 하기 관계식 1의 값의 상한은 580인 것이 보다 바람직하고, 550인 것이 보다 더 바람직하며, 500인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 1] 225[C]-11.3[Mn]+37.5[Cr]-2.5[Ni]+228.6[V]+338.8[Mo] ≥ 220
(단, 상기 관계식 1에서 각 원소의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 방탄강은 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상(100%를 포함)인 미세조직을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 경도와 저온인성을 동시에 우수한 수준으로 확보하기에 유리한 조직이다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 90% 미만인 경우에는 2차상에 의한 저온인성 향상에는 다소 이점이 있을 수 있으나 경도 확보에 불리할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 이론적으로 100%인 것이 유리하나, 제조공정상 불가피하게 2차상이 형성될 수 있다. 상기 2차상은 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 펄라이트 및 페라이트 중 하나 이상일 수 있으며, 그 분율은 합계로 10면적% 이하인 것이 바람직하다. 상기 2차상의 분율이 10%를 초과하는 경우에는 저온인성 향상에는 다소 이점이 있을 수 있으나 경도 확보에 불리할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 92% 이상인 것이 보다 바람직하고, 94% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 95% 이상인 것이 가장 바람직하다.
상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기 미세화시킴으로써 저온인성을 보다 우수한 수준으로 향상시킬 수 있으며, 그 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 상술한 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 18㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 15㎛ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 12㎛ 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 평균 유효 결정립 크기란 15° 이상의 고경각 입계를 갖는 결정립의 평균 크기를 의미한다.
상기 템퍼드 마르텐사이트의 KAM은 0.3~3.0인 것이 바람직하다. 상기 KAM은 전위밀도를 가늠하기 위한 지표이다. 상기 KAM은 높을수록 전위밀도가 높아지는 것으로 해석된다. 본 발명에서는 상기 KAM이 0.3 미만인 경우 낮은 전위밀도로 인하여 충분한 경도를 확보하기 곤란할 수 있으며, 3.0을 초과하는 경우에는 저온인성 확보가 곤란할 수 있다. 상기 KAM의 하한은 0.4인 것이 보다 바람직하고, 0.45인 것이 보다 더 바람직하며, 0.5인 것이 가장 바람직하다. 상기 KAM의 상한은 2.8인 것이 보다 바람직하고, 2.5인 것이 보다 더 바람직하며, 2.0인 것이 가장 바람직하다.
상기 템퍼드 마르텐사이트의 입내에는 V(C,N)계 석출물이 포함되며, 상기 V(C,N)계 석출물은 평균 크기가 30nm 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이, V(C,N)계 석출물의 크기를 미세화시킴으로써 석출강화를 통해 고경도를 확보할 수 있다. 한편, 상기 V(C,N)계 석출물의 평균 크기가 30nm를 초과하는 경우에는 상술한 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 상기 V(C,N)계 석출물의 평균 크기는 28nm 이하인 것이 보다 바람직하고, 25nm 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 20nm 이하인 것이 가장 바람직하다. 상기 V(C,N)계 석출물은 V계 탄화물, V계 질화물, V계 탄질화물 등을 포함할 수 있다.
상기 V(C,N)계 석출물은 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율이 10% 이하인 것이 바람직하다. 크기가 100nm를 초과하는 V(C,N)계 석출물이 전체 석출물 개수 대비 10%를 초과하는 경우에는 석출강화 효과를 저하시킬 뿐만 아니라 저온인성을 열위하게 할 수 있다. 상기 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수는 전체 석출물 개수 대비 8% 이하인 것이 보다 바람직하고, 6% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 5% 이하인 것이 가장 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 방탄강은 480~530HB의 표면 경도와 16J 이상의 -40℃에서의 충격 흡수 에너지를 가질 수 있으며, 5~40mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 저온인성이 우수한 고경도 방탄강의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1050~1250℃에서 가열한다. 상기 슬라브 가열 온도가 1050℃ 미만이면 강의 변형 저항이 커져 후속 압연 공정을 효과적으로 행할 수 없으며, 반면 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대해져 저온 인성이 열화될 우려가 있다. 상기 슬라브 가열 온도의 하한은 1060℃인 것이 보다 바람직하고, 1070℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1080℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 슬라브 가열 온도의 상한은 1240℃인 것이 보다 바람직하고, 1230℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1220℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 950~1150℃에서 조압연하여 바(bar)를 얻는다. 상기 조압연 온도가 950℃ 미만이면 압연 하중이 증가하여 상대적으로 약압하됨에 따라 슬라브 두께 방향 중심까지 변형이 충분히 전달되지 못하게 되며, 그 결과 공극과 같은 결함이 제거되지 않을 우려가 있다. 반면, 1150℃를 초과하게 되면 재결정 입도가 지나치게 조대해져 인성이 저하될 우려가 있다. 상기 조압연 온도의 하한은 960℃인 것이 보다 바람직하고, 970℃인 것이 보다 더 바람직하며, 980℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 1140℃인 것이 보다 바람직하고, 1130℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1120℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 바를 850~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻은 후, 상온까지 냉각한다. 상기 마무리 열간압연 온도가 850℃ 미만이면 2상역 압연이 행해져 미세조직 중 페라이트가 생성될 우려가 있으며, 반면 950℃를 초과하게 되면 최종 미세조직의 입도가 조대해져 저온 인성이 열위하게 되는 문제가 있다. 상기 마무리 열간압연 온도의 하한은 860℃인 것이 보다 바람직하고, 870℃인 것이 보다 더 바람직하며, 880℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도의 상한은 945℃인 것이 보다 바람직하고, 940℃인 것이 보다 더 바람직하며, 935℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 냉각된 열연강판을 880~930℃로 1.3t+30분(t: 판 두께(mm)) 이상 가열한 후, 10℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 냉각하는 1차 열처리를 행한다. 상기 1차 열처리시 가열은 미세조직이 페라이트와 펄라이트로 구성되는 열연강판을 오스테나이트 단상으로 역변태시키기 위한 것이다. 상기 1차 열처리시 가열 온도가 880℃ 미만인 경우에는 오스테나이트화가 충분히 이루어지지 못하여 조대한 연질 페라이트가 혼재하게 되며, 이에 따라 최종 제품의 경도가 저하될 수 있다. 반면, 930℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지는 효과는 있으나, 저온인성이 열위해지고 대량 생산시 열효율 측면에서도 불리한 면이 있다. 상기 1차 열처리시 가열 온도의 하한은 882℃인 것이 보다 바람직하고, 885℃인 것이 보다 더 바람직하며, 890℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 열처리시 가열 온도의 상한은 928℃인 것이 보다 바람직하고, 925℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 열처리시 가열시간이 1.3t+30분 미만인 경우에는 오스테나이트화가 충분히 일어나지 못하여 후속하는 급속 냉각에 의한 상변태 즉, 마르텐사이트 조직을 충분히 얻을 수 없게 된다. 또한, 열간압연 공정에서 석출된 100nm를 초과하는 조대한 V(C,N)계 석출물을 재고용하지 못하여 후속하는 템퍼링 공정에서 미세한 석출물의 형성이 부족하게 되어 석출강화 효과를 충분히 얻을 수 없고, 저온인성 또한 저하된다. 상기 1차 열처리시 가열시간은 1.3t+35분 이상인 것이 보다 바람직하고, 1.3t+40분 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3t+45분 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 1차 열처리시 가열시간이 많을수록 오스테나이트화 및 조대한 V(C,N)계 석출물의 재고용에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 가열시간의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 저온인성 열화 방지 및 생산성 측면에서 상기 1차 열처리시 가열시간의 상한은 1.3t+60분일 수 있다. 상기 냉각은 오스테나이트화된 미세조직을 마르텐사이트로 변태시키기 위한 것이다. 상기 냉각은 수냉을 통한 급속 냉각인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 150℃를 초과하는 경우에는 냉각 중 페라이트 또는 베이나이트가 과도하게 형성될 수 있다. 상기 냉각속도는 12℃/s 이상인 것이 보다 바람직하고, 15℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 20℃/s 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 마르텐사이트 변태에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 냉각속도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 설비의 한계상 상기 냉각속도는 150℃/s를 초과하기는 어렵다. 상기 냉각종료온도는 100℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 80℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 50℃ 이하인 것이 가장 바람직하다. 본 발명에서는 상기 냉각종료온도의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 상온일 수 있다.
이후, 상기 1차 열처리된 열연강판을 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 1.5t+32분(t: 판 두께(mm))~1.5t+60분간 템퍼링 열처리하는 2차 열처리를 행한다. 상기 템퍼링 열처리는 1차 열처리에 의해 미세조직이 마르텐사이트로 변태된 열연강판의 내부 응력을 풀어주어 우수한 저온 인성을 확보하고, 미세한 V(C,N)계 석출물을 석출시켜 고경도를 확보하기 위한 것이다. 상기 템퍼링 열처리 온도가 200℃ 미만인 경우 경도 저하를 방지할 수는 있으나, 퀜칭 후 내부 응력이 충분히 풀리지 않아 저온인성 확보에 불리한 측면이 있고, 반면, Tmax를 초과할 경우 마르텐사이트 내부의 전위 밀도가 지나치게 감소하여 최종 제품의 경도가 저하될 수 있다. 상기 템퍼링 열처리 온도의 하한은 202℃인 것이 보다 바람직하고, 205℃인 것이 보다 더 바람직하며, 210℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 열처리 온도의 상한은 Tmax-5℃인 것이 보다 바람직하고, Tmax-10℃인 것이 보다 더 바람직하며, Tmax-15℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 열처리 시간이 1.5t+32분 미만일 경우에는 짧은 시간 동안 열처리 됨에 따라 표면 대비 두께 중심부는 충분히 숙열이 되지 않을 수 있다. 또한, 미세한 석출물의 형성이 부족하게 되어 석출강화 효과를 충분히 얻을 수 없고, 저온인성 또한 저하된다. 반면, 상기 템퍼링 열처리 시간이 1.5t+60분을 초과하는 경우에는 마르텐사이트 내부의 전위가 줄어들어 원하는 고경도를 확보하기 용이하지 않을 수 있다. 상기 템퍼링 열처리 시간의 하한은 1.5t+35분인 것이 보다 바람직하고, 1.5t+38분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.5t+40분인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 열처리 시간의 상한은 1.5t+57분인 것이 보다 바람직하고, 1.5t+55분인 것이 보다 더 바람직하며, 1.5t+50분인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 2] 200 ≤ 템퍼링 열처리 온도 ≤ Tmax
(단, 상기 관계식 2에서 Tmax는 112.5[C]-5.7[Mn]+18.8[Cr]-1.3[Ni]+114.3[V]+169.4[Mo]+200이고, 상기 Tmax에서 각 원소의 함량은 중량%를 의미함.)
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1 및 2에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 준비한 뒤, 하기 표 3 및 4에 기재된 제조조건에 따라 슬라브 가열 - 조압연 - 마무리 열간압연 - 1차 열처리 - 2차 열치리를 행하여 방탄강을 제조하였다. 이 때, 1차 열처리시 냉각종료온도까지 수냉한 후 상온까지 공냉을 적용하였으며, 또한, 2차 열처리 후에도 상온까지 공냉을 적용하였다. 이와 같이 제조된 방탄강에 대하여 미세조직과 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.
미세조직은 제조된 강판을 임의의 크기로 절단하여 시편으로 제조한 다음, 경면 가공한 후 나이탈 에칭액을 이용하여 부식시키고, 전자주사현미경을 활용하여 강판의 1/4t(t:두께) 부위를 관찰하였다. 또한, 템퍼드 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 EBSD를 이용하여 방향이탈 각도(misorientation angle) 15° 이상을 기준으로 측정하였다. 아울러, 템퍼드 마르텐사이트의 KAM은 니혼 전자 제조 주사 전자 현미경(SEM) JSM-7001F를 사용하여, 강판의 압연 방향 단면의 연마면에 대해, 100㎛×100㎛의 시야에 있어서의 EBSD(Electron Backscatter Diffraction) 해석(측정 스텝 : 0.05 ㎛)을, 판 두께 1/4 위치에서 실시한 결과로부터, 결정립 내의 각 픽셀과 인접하는 픽셀의 방위차 (°)의 평균치로 계산하였다.
템퍼드 마르텐사이트 입내에 형성되는 V(C,N)계 석출물은, 제조된 강판을 임의의 크기로 절단하여 시편으로 제조한 다음, 압연 방향 단면의 연마면에 대하여 5만배의 배율(2㎛×2㎛)로 임의의 영역을 5군데 측정한 뒤, 평균값으로 계산하였다.
경도는 강판의 표면을 2mm 밀링 가공한 다음, 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입구)를 이용하여 3회 측정한 후 평균값으로 나타내었다.
저온인성은 샤르피 충격시험기를 이용하여 강판의 1/4t(t:두께) 부위를 시편으로 가공한 다음 -40℃에서 3회 측정한 뒤 충격흡수 에너지의 평균값으로 나타내었다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Ni Cr
발명강1 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.5
발명강2 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.5
발명강3 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.5
발명강4 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.7
발명강5 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.5
발명강6 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.7
비교강1 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.5
비교강2 0.3 0.3 0.8 0.007 0.002 1.0 0.5
비교강3 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.5
비교강4 0.3 0.3 0.5 0.007 0.002 1.0 0.5
강종No. 합금조성(중량%)
Mo V Al N Nb B 식 1 식 2
발명강1 0.5 0.40 0.03 0.004 0.0008 0.0001 338.9 369
발명강2 0.5 0.05 0.03 0.004 0.0009 0.0003 258.9 329
발명강3 0.5 0.10 0.03 0.004 0.0006 0.0002 270.4 335
발명강4 0.8 0.20 0.03 0.004 0.0007 0 402.4 401
발명강5 0.5 0.10 0.03 0.004 0.0006 0.0003 270.4 335
발명강6 0.8 0.20 0.03 0.004 0.0009 0.0001 402.4 401
비교강1 0.4 0.01 0.03 0.004 0.0008 0 215.9 308
비교강2 0.4 0.03 0.03 0.004 0.0007 0.0001 217.1 308
비교강3 0.5 0.40 0.03 0.004 0.015 0.0001 338.9 369
비교강4 0.5 0.40 0.03 0.004 0.0008 0.0012 338.9 369
[식 1] = 225[C]-11.3[Mn]+37.5[Cr]-2.5[Ni]+228.6[V]+338.8[Mo]
[식 2] = 112.5[C]-5.7[Mn]+18.8[Cr]-1.3[Ni]+114.3[V]+169.4[Mo]+200
구분 강종No, 슬라브
가열온도(℃)		 압연 강재 두께
(mm)
조압연 온도(℃) 마무리 압연온도(℃)
발명예1 발명강1 1159 1059 890 12
발명예2 발명강2 1125 1018 924 18
발명예3 발명강3 1176 1063 899 15
발명예4 발명강4 1164 1022 909 25
비교예1 발명강5 1165 1040 887 12
비교예2 발명강6 1165 1025 923 25
비교예3 비교강1 1149 1029 928 25
비교예4 비교강2 1147 1055 861 10
비교예5 비교강3 1156 1041 906 17
비교예6 비교강4 1157 1037 900 18
비교예7 발명강1 1156 1039 903 20
비교예8 발명강1 1158 1041 906 16
비교예9 발명강1 1155 1038 900 19
구분 강종No. 1차 열처리 2차 열처리
가열온도
(℃)		 가열시간
(분)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
온도(℃)		 템퍼링
열처리
온도(℃)		 템퍼링
열처리
시간(분)
발명예1 발명강1 911 51 65 25 250 53
발명예2 발명강2 910 58 39 29 200 62
발명예3 발명강3 900 55 48 26 200 58
발명예4 발명강4 907 68 44 29 350 73
비교예1 발명강5 909 51 46 23 130 53
비교예2 발명강6 910 68 45 23 500 73
비교예3 비교강1 913 68 46 37 250 73
비교예4 비교강2 909 48 65 30 100 50
비교예5 비교강3 907 57 27 51 240 61
비교예6 비교강4 910 58 28 50 250 62
비교예7 발명강1 909 10 28 48 230 65
비교예8 발명강1 907 56 27 49 250 10
비교예9 발명강1 910 60 28 50 250 100
구분 미세조직 표면
경도
(HB)		 충격
인성
(J, @-40℃)
템퍼드
마르텐
사이트
(면적%)		 템퍼드
마르텐사이트
평균 유효
결정립 크기(㎛)		 KAM 석출물
평균
크기
(nm)		 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율(%) 2차상
(면적%)
발명예1 98 4.6 0.99 8 4 2 503 28
발명예2 97 3.5 1.42 13 3 3 492 36
발명예3 99 4.6 1.06 11 2 1 498 37
발명예4 97 3.2 1.35 7 4 3 507 29
비교예1 98 7.7 3.35 153 88 2 525 6
비교예2 97 5.7 0.23 47 8 3 470 59
비교예3 97 6.3 0.91 33 14 3 446 49
비교예4 99 5.0 3.43 146 86 1 457 3
비교예5 98 3.9 1.01 210 54 2 500 11
비교예6 98 6.2 1.33 18 7 2 505 10
비교예7 97 22.0 0.91 161 42 3 495 7
비교예8 97 4.0 3.16 125 64 3 515 5
비교예9 98 8.3 0.21 46 9 2 466 61
2차상: 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 펄라이트 및 페라이트 중 하나 이상
상기 표 1 내지 5를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 얻음으로써 표면 경도와 충격인성이 우수한 수준임을 알 수 있다.
반면, 비교예 1의 경우, 본 발명의 합금조성은 만족하나 2차 열처리시 템퍼링 열처리 온도가 낮음에 따라 본 발명이 제안하는 석출물 평균 크기, 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율, KAM을 만족하지 못하여 저온인성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 2의 경우, 본 발명의 합금조성은 만족하나 2차 열처리시 템퍼링 열처리 온도가 높음에 따라 본 발명이 제안하는 석출물 평균 크기, KAM을 만족하지 못하여 경도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 3의 경우, 본 발명의 제조조건은 만족하나 V 함량 및 관계식 1의 조건을 만족하지 않음에 따라 경도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 4의 경우, 본 발명의 관계식 1의 조건을 만족하지 않고, 또한 2차 열처리시 템퍼링 열처리 온도도 낮음에 따라 본 발명이 제안하는 석출물 평균 크기, 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율, KAM을 만족하지 못하여 경도와 저온인성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 5의 경우, Nb의 함량이 높음에 따라 본 발명이 제안하는 석출물 평균 크기, 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율을 만족하지 못하여 저온인성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 6의 경우, B의 함량이 높음에 따라 저온인성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 7의 경우, 본 발명의 합금조성은 만족하나 1차 열처리시 가열시간이 충분하지 않음에 따라 템퍼드 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기가 커키고, 본 발명이 제안하는 석출물 평균 크기, 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율을 만족하지 못하여 저온인성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 8의 경우, 본 발명의 합금조성은 만족하나 2차 열처리시 템퍼링 열처리 시간이 충분하지 않음에 따라 본 발명이 제안하는 석출물 평균 크기, 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율, KAM을 만족하지 못하여 저온인성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 9의 경우, 본 발명의 합금조성은 만족하나 2차 열처리시 템퍼링 열처리 시간이 과도함에 따라 석출물 평균 크기, KAM을 만족하지 못하여 경도가 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.28~0.32%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 0.2~1.1%, 니켈(Ni): 0.7~1.2%, 크롬(Cr): 0.2~1.1%, 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.006% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.05% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 바나듐(V): 0.02~0.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 불가피한 불순물은 Nb: 0.0015% 이하 및 B: 0.0008% 이하를 포함하며,
    하기 관계식 1을 만족하고,
    면적%로, 템퍼드 마르텐사이트가 90% 이상(100%를 포함)인 미세조직을 포함하며,
    상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 20㎛ 이하이고,
    상기 템퍼드 마르텐사이트의 입내에 평균 크기가 30nm 이하인 V(C,N)계 석출물을 포함하는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강.
    [관계식 1] 225[C]-11.3[Mn]+37.5[Cr]-2.5[Ni]+228.6[V]+338.8[Mo] ≥ 220
    (단, 상기 관계식 1에서 각 원소의 함량은 중량%를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 펄라이트 및 페라이트 중 하나 이상을 그 합계로 10면적% 이하가 되도록 포함하는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 템퍼드 마르텐사이트는 KAM은 0.3~3.0인 저온인성이 우수한 고경도 방탄강.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 V(C,N)계 석출물은 전체 석출물 개수 대비 크기가 100nm를 초과하는 석출물 개수의 비율이 10% 이하인 저온인성이 우수한 고경도 방탄강.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 방탄강은 480~530HB의 표면 경도와 16J 이상의 -40℃에서의 충격 흡수 에너지를 갖는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 방탄강은 5~40mm의 두께를 갖는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.28~0.32%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 0.2~1.1%, 니켈(Ni): 0.7~1.2%, 크롬(Cr): 0.2~1.1%, 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.006% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.05% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 바나듐(V): 0.02~0.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 불가피한 불순물은 Nb: 0.0015% 이하 및 B: 0.0008% 이하를 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1050~1250℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 950~1150℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 850~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻은 후, 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 880~930℃로 1.3t+30분(t: 판 두께(mm)) 이상 가열한 후, 10℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 냉각하는 1차 열처리 단계; 및
    상기 1차 열처리된 열연강판을 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 1.5t+32분(t: 판 두께(mm))~1.5t+60분간 템퍼링 열처리하는 2차 열처리 단계;를 포함하는 저온인성이 우수한 고경도 방탄강의 제조방법.
    [관계식 1] 225[C]-11.3[Mn]+37.5[Cr]-2.5[Ni]+228.6[V]+338.8[Mo] ≥ 220
    [관계식 2] 200 ≤ 템퍼링 열처리 온도 ≤ Tmax
    (단, 상기 관계식 2에서 Tmax는 112.5[C]-5.7[Mn]+18.8[Cr]-1.3[Ni]+114.3[V]+169.4[Mo]+200이고, 상기 관계식 1 및 Tmax에서 각 원소의 함량은 중량%를 의미함.)
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