KR100544721B1 - 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 적은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 본 발명은 특별한 열처리를 행하지 않고 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 획기적으로 감소된 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은 C : 0.003~0.035wt%, Si : 0.8wt% 이하, Mn : 1.4~3.0wt%, B : 0.0005~0.0035wt%, Ti : 0.005~0.05wt%, N : 0.005wt% 이하, Mo : 0.05~0.5wt%, Sol-Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고; 그 조직이 폴리고날 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트 체적율의 합이 5% 이하이고, 나머지가 쿼지-폴리고날 페라이트, 그래뉼러 베이나이틱 페라이트와 베이나이틱 페라이트의 혼합 조직이고; 그리고 하기 식(1)의 A 값이 21.7 이하인 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재 및 그 제조방법을 그 요지로 한다.
[관계식 1]
두께 t1 강의 강도(Mpa) - 두께 t2 강의 강도(Mpa) = A X ln(t2/t1 )
(상기 식에서 t1과 t2는 강판의 두께이며 t2 > t1 임)
두께, 강도차이, 인성, 강도, 망간

Description

두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재 및 그 제조방법{Steel with Small Variation of Strength to Plate Thickness Change and Method for Manufacturing the Steel}
도 1은 종래예와 발명예에 있어서 10mm 두께에 대한 강도차이를 나타내는 그래프
도 2는 10mm 강판과 100mm 강판의 강도차이와 Mn 당량(equivalent)의 관계를 나타내는 그래프
본 발명은 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 적은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강의 화학성분을 적절히 조정함으로써 열간 압연 중의 조직 변화와 변태 특성을 제어하여 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 매우 작은 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 후강판은 4mm 이상 150mm 이하의 넓은 두께 범위에서 사용되고 있으며 동일한 규격이면 강판 두께에 관계없이 비슷한 강도를 가져야 한다.
그 이유로써 신일본제철 연구기보 제54(1992)호의 27~36쪽에 언급된 바와 같이 균일한 강도를 갖는 강재들로 제조된 강 구조물이 응력을 고루 분산함으로써 지진등 에 붕괴되지 않고 오래 버티는 것으로 보고되어 있다. 즉, 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 적은 것이 요구되고 있다.
그러나 " Accelerated Cooling / Direct Quenching of Steels - Conference Proceedings from Materials Solutions '97"에서 발표된 논문(12page의 Fig. 14)에서 알 수 있듯이 강재의 화학성분이 같은 경우에 강판의 두께가 증가함에 따라 강도는 감소한다.
이와 같은 현상은 압연 중의 전체 압하량과 압연이력 차이에 의한 조직 변화와 압연 후의 냉각 중의 냉각속도 차이에 따른 조직 변화에 기인한다.
따라서, 강판 두께 증가에 따른 강도 감소를 보상하기 위해서 강판 두께가 증가함에 따라 합금성분을 더 많이 첨가하게 된다.
이와 같이 강판 두께 변화에 의한 강도 변화를 성분에 의해서 보상하는 대표적인 예로서 일본 공개특허공보(A) 소61-202702호를 들수 있다. 이와 같이 강판 두께 변화에 의한 강도 변화를 성분에 의해서 보상하는 대표적인 예이다.
상기 소 61-202702호에는 강판 두께 변화에 의한 강도 변화량을 예측하여 성분을 달리함으로써 강판 두께 변화에 의한 강도 변화가 없는 강판을 제조하는 방법이 제시되어 있다.
그러나, 최근의 제강 조업에서는 최소 수십 톤(전기로) 또는 수백 톤(전로) 단위로 제조한다. 따라서 강판 두께에 따라 성분을 다르게 하기 위해서는 실수율의 큰 감소가 불가피하기 때문에 현실적으로 적용이 매우 어렵다.
한편, TMCP로 알려진 제어냉각법은 압연 후의 냉각속도 차이를 최소화 함으로써 강 판의 두께 변화에 따른 강도 차이를 어느 정도 감소시킬 수 있다.
하지만," Microalloying '95 conference proceedings"의 367 쪽에 제시된 바와 같이 강판 두께가 증가함에 따라 수냉각 속도도 현저히 감소하기 때문에 다양한 두께의 강판들을 일정한 냉각속도로 제조하는 것이 매우 어려우며 냉각속도 차이에 의한 강도 차이를 상쇄시키는 데는 한계가 있다.
또한, 제어냉각법은 압연 중의 압하량과 압연이력 차이에 의한 조직 변화를 상쇄시킬 수 없기 때문에 강판 두께 차이에 의한 강도 차이를 감소시키는 것은 한계가 있다. 이에 더하여 두꺼운 강판을 제어냉각으로 제조하는 경우에 강판 두께 방향으로의 냉각속도 차이가 필연적으로 발생하며 그에 따른 두께 방향의 강도 편차가 크게 발생할 수 있다.
일본 공개특허공보(A) 특개평8-232016호에는 서로 다른 두께의 강판을 소려 처리하는 경우에 강판 두께 변화에 따른 강도 변화를 감소시키는 방법이 제시되어 있다. 소려 처리 동안의 소려인자(tempering parameter)에 따른 강도 변화가 강판 두께에 따라 달라지는 정도는 소려 처리 직전의 조직에 크게 의존하며 베이나이트 조직은 마르텐사이트 조직에 비해서 강도 변화가 매우 적다. 이러한 사실로부터 마르텐사이트 변태 개시 직전에 소입을 중지하고 공냉을 실시함으로써 소려 처리 직전의 조직을 베이나이트화 하여 강판 두께 변화에 따른 강도변화를 최소화 하였다.
그러나, 상기 일본 공개특허공보(A) 특개평8-232016호는 소입과 소려 처리를 행하는 열처리강의 두께 변화에 따른 강도 차이 감소를 최소화 할 수는 있으나 열처리를 실시하지 않는 강판들의 두께 변화에 따른 강도 차이를 감소시키는 방법을 제공 하지는 못 한다.
한편, 일본 공개특허공보(A) 특개평9-155406호에는 Nb를 0.015wt% 이상 첨가하고 압연 종료온도를 Ar3 이상 900oC 이하로 제어함으로써 강판 두께 변화에 따른 강도 변화를 최소화하는 방법이 제시되어 있다.
그러나, 이 방법은 강판 두께 변화에 의해서 강도를 변화시키는 두 가지 요인 중에서 압하량과 압연이력 차이로부터 기인된 조직 변화를 억제하는 데는 효과가 있으나 압연 후에 냉각속도 차이에 의해서 발생하는 조직 변화에 의한 강도 차이를 감소시키지는 못 한다.
더구나, 두께가 크게 다른, 예로써 4~150mm, 강판들을 모두 Ar3와 900oC 사이에서 압연을 종료하는 것은 매우 어렵기 때문에 넓은 두께 범위에 적용하는 것은 어렵다.
또한, 대한민국 등록특허공보(B1) 10-0266378와 10-0260655호에서는 Ar3 온도를 낮추기 위해서 Mn과 Nb를 적정량 첨가하는 한편 페라이트 석출을 억제하기 위해서 B을 첨가함으로써 비교적 넓은 냉각속도 범위에서 베이나이트 단상화 하고 C 함량을 0.03wt% 이하로 제한함으로써 베이나이트 중의 탄화물 석출을 억제하여 냉각속도 차이에 따른 강도 변화를 감소시킴으로써 두께 방향으로의 재질 산란이 적은 강재를 만드는 방법을 제공한다. 이 발명은 강판의 두께 차이에 의한 냉각속도 변화의 영향을 줄여줌으로써 두께 변화에 의한 강도 차이를 감소시키는데 어느 정도의 효 과가 기대된다.
그러나, 이 방법은 강판의 두께 변화에 의한 강도 변화 중에서 압연 후의 냉각 속도 차이에 의해서 기인되는 부분의 감소에는 어느 정도 효과가 있을 수 있으나 이를 크게 줄이지는 못할 뿐 만 아니라 압연 중의 조직 변화에 의해서 기인되는 강도 차이를 없애지는 못한다.
따라서 넓은 두께 범위에서 두께 변화에 따른 강도 차이를 크게 줄일 수 있는 방법을 제공하지는 못한다.
본 발명은 특별한 열처리를 행하지 않고 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 획기적으로 감소된 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
또한, 본 발명은 특별한 열처리를 행하지 않고 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 획기적으로 감소되고, 강도 및 인성이 우수한 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있는 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 C : 0.003~0.035wt%, Si : 0.8wt% 이하, Mn : 1.4~3.0wt%, B : 0.0005~0.0035wt%, Ti : 0.005~0.05wt%, N : 0.005wt% 이하, Mo : 0.05~0.5wt%, Sol-Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고;
그 조직이 폴리고날(polygonal) 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트 체적율의 합이 5% 이하이고, 나머지가 쿼지-폴리고날(quasi-polygonal)페라이트, 그래뉼러 베 이나이틱(granular bainitic)페라이트와 베이나이틱(bainitic)페라이트의 혼합 조직(이하, "중간조직"이라고도 칭함)이고; 그리고 하기 식(1)의 A 값이 21.7 이하인 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재에 관한 것이다.
[관계식 1]
두께 t1 강의 강도(Mpa) - 두께 t2 강의 강도(Mpa) = A X ln(t2/t1 )
(상기 식에서 t1과 t2는 강판의 두께이며 t2 > t1 임)
또한, 본 발명은 상기한 본 발명의 강재에 0.005~0.1wt%의 Nb, 0.05~3.0wt%의 Ni, 0.05~0.7wt%의 Cu, 0.05~0.5wt%의 Cr, 0.01~0.2wt%의 V, 0.01wt% 이하의 Ca 및 0.02wt% 이하의 REM으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 첨가되는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 C : 0.003~0.035wt%, Si : 0.8wt% 이하, Mn : 1.4~3.0wt%, B : 0.0005~0.0035wt%, Ti : 0.005~0.05wt%, N : 0.005wt% 이하, Mo : 0.05~0.5wt%, Sol-Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강소재를 1000~1350oC에서 가열한 후 열간 압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 열간 압연을 종료하고 공냉 또는 가속냉각하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 상기한 본 발명의 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법에 있어서, 상기한 강재에 0.005~0.1wt%의 Nb, 0.05~3.0wt%의 Ni, 0.05~0.7wt%의 Cu, 0.05~0.5wt%의 Cr, 0.01~0.2wt%의 V, 0.01wt% 이하의 Ca 및 0.02wt% 이하의 REM으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 첨가되는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
강판의 두께 변화에 따라 강도 차이가 생기는 것은 압연 후 냉각속도 차이와 압연이력 차이로부터 발생하는 미세조직 차이에서 비롯된다. 따라서 강판두께 변화에 의한 강도 차이를 최소화 하기 위해서는 넓은 제조조건 범위(즉, 압연이력과 냉각이력)에서 균일한 조직을 얻는 것이 매우 중요하다.
본 발명자는 강판 두께 변화에 의한 압연이력과 냉각이력 차이에 의해서 기인되는 조직 변화와 강도 차이를 최소화하는 방법에 대하여 심도 있는 연구와 실험을 행하였다. 그 결과 합금성분을 조정함으로써 매우 넓은 범위의 압연이력과 냉각이력에서 그래뉼러 베이나이틱(granular bainitic)페라이트를 주체로 하면서 쿼지-폴리고날(quasi-polygonal) 페라이트와 베이나이틱(bainitic)페라이트가 혼합된 중간조직이 얻어지는 것을 발견하였으며 또한 중간조직의 개별 체적율이 변화되어도 강판의 강도는 거의 변화되지 않는 방법을 발견하였다.
결과적으로, 강판의 두께 차이에 의한 강도 차이를 획기적으로 줄일 수 있는 기술을 발견하여 본 발명을 제안하게 되었다.
우선 넓은 제조조건 범위에서 균일한 중간조직을 얻기 위해서 Ar3 점을 낮추는 Mn을 적당량 첨가하고 B을 적당량 첨가하여 오스테나이트 결정립계 에너지를 감소시킴으로써 폴리고날(polygonal) 페라이트 형성을 억제하는 것이 필요함을 발견하였다.
일반적으로 압연 중 또는 냉각 중에 BN 및 Fe23(C,B)6와 같은 B을 함유하는 석출물이 형성될 수 있으며 이와 같은 B 화합물이 형성되면 B의 경화능 향상 효과는 사라지고 오히려 폴리고날(polygonal) 페라이트의 형성을 조장하게 된다.
강판 두께가 증가함에 따라 냉각속도가 감소하여 냉각 중의 B 화합물의 형성이 용이해지며 또한 이와 같은 B 화합물의 형성은 재가열 온도와 압연이력과 같은 제조이력에 의존하여 달라지게 된다.
즉, B을 첨가하는 일반적인 강에서 변태조직은 강판두께에 따라 달라지는 압연이력과 냉각이력에 크게 의존하며 결국 두께변화에 의한 강도 변화가 발생한다. 본 발명의 핵심은 강판 두께 변화에 무관하게 B의 효과를 유지함으로써 강도 차이를 최소화한 것이다.
주조 조건, 압연 재가열 조건, 압연이력 및 냉각이력에 무관하게 BN의 형성을 억제하기 위해서 N과의 친화력이 B 보다 크며 BN 보다 더 고온에서 질화물을 형성하는 Ti을 적정량 첨가하는 한편 C과 우선적인 클러스터(cluster)를 형성함으로써 압연이력과 냉각이력에 무관하게 Fe23(C,B)6의 형성을 억제하는데 매우 큰 효과가 있음이 본 발명을 통하여 밝혀진 Mo을 적정량 첨가하는 것에 의해서 B의 효과를 강판 두께에 무관하게 거의 일정하게 유지할 수 있음을 발견하였다.
C은 다음의 두 가지 측면에서 첨가량을 최소화하였다.
첫째는 C 함량이 증가하면 Fe23(C,B)6의 형성 가능성이 증가하여 Mo을 이용하여 억제하기에는 한계가 있다.
다음은 위에서 언급한 바와 같이 본 발명의 주요 조직은 그래뉼러 베이나이틱 (granular bainitic)페라이트, 쿼지-폴리고날(quasi-polygonal) 페라이트 및 베이나이틱(bainitic) 페라이트의 3가지로 구성된 중간조직이다. 이들 각 조직의 상분율은 강판 두께에 의존하게 되는데, 체적율 차이에 의한 강도 차이를 최소화하기 위해서는 C 함량이 페라이트의 최대 고용한 이상으로 크게 증가하지 않아야 한다. 이상의 이유로 C의 첨가량은 최대한 억제한다.
이상의 연구 및 실험결과에 근거하여 본 발명을 완성하게 이른 것이다.
이하, 본 발명의 성분과 제조방법에 있어서 한정 이유를 설명한다.
C : 0.003wt%~0.035wt%
앞에서도 언급한 바와 같이 Fe23(C,B)6 형성 억제와 여러 중간 조직의 강도 차이를 최소화 한다는 측면에서 C의 함량은 최대한 억제하는 것이 필요하다. 공냉과 같이 냉각속도가 느린 경우에는 C이 0.035wt%을 초과할 경우에 폴리고날(polygonal) 페라이트의 함량이 증가하여 강도가 감소할 뿐만 아니라 두께가 증가함에 따라 그 분율이 증가함으로써 두께 변화에 따른 강도 차이가 증가하게 된다.
반대로, 가속냉각과 같이 냉각속도가 빠른 경우에는 폴리고날(polygonal) 페라이트는 억제할 수 있으나 중간 조직의 조직 구성에 따른 강도 차이가 심해짐에 따라 두께 변화에 따른 큰 강도 차이가 발생하게 된다.
따라서 그 상한은 0.035wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, C 함량이 0.003wt% 미만으로 너무 낮은 경우에는 C에 의한 경화능 증가 효과 가 거의 사라지고 냉각속도가 느린 두꺼운 강판에서는 페라이트가 형성됨으로써 강도가 감소하게 된다. 그 결과, 강판 두께에 따른 강도 차이가 더 증가하게 된다. 이에 더하여 C 함량이 너무 낮으면 M-A 복합체(martensite-austenite constituent)의 함량이 감소함으로써 강도 감소를 초래하고 결과적으로 그 용도가 저강도 분야로 제한되게 된다. 이상으로부터 C 함량은 0.003wt% 이상 첨가되어야 한다.
Si : 0.8wt% 이하
Si은 탈산과 고용강화를 위해서 첨가되는데, 0.8wt%를 초과하면 용접성 감소와 용접부 인성이 열화됨으로 0.8wt% 이하로 제한한다. 하한의 제한은 필수적이지 않으나 탈산과 강도 확보 측면에서 보다 바람직하게는 0.05wt% 이상 첨가하는 것이 필요하다.
Mn : 1.4wt%~3.0wt%
폴리고날(Polygonal) 페라이트 형성을 억제하여 중간조직을 95% 이상 확보하기 위해서는 1.4wt% 이상 필요하다. 그러나 3.0wt% 이상 첨가되면 두께가 얇은 강판에서는 큐빅 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성됨으로써 강도가 크게 증가하여 강판 두께에 따른 강도 차이가 증가될 뿐만 아니라 인성 감소와 용접성 감소를 초래한다. 이에 Mn은 1.4wt%~3.0wt% 범위로 제한한다.
B : 0.0005wt%~0.0035wt%
B은 폴리고날(polygonal) 페라이트를 억제하기 위해서는 0.0005wt% 이상이 필요하지만, 0.0035wt%를 초과하는 경우에는 오히려 BN 또는 Fe23(C,B)6 등의 B 화합물이 생성되고 폴리고날(polygonal) 페라이트 형성을 촉진함으로써 결과적으로 두께에 따른 강도 차이를 증가시킨다.
따라서, B의 함량은 0.0005wt%~0.0035wt% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.005wt%~0.05wt%
강 중에 고용 N가 존재하는 경우에는 BN이 석출하며 이 경우에는 B의 경화능 증가 효과가 소멸되고 오히려 폴리고날 페라이트 형성이 촉진된다.
한편, BN의 석출 거동은 고용 N의 함량과 냉각속도에 의존하게 되며 고용 N이 어느 정도 존재하는 경우에는 강판 두께가 증가하여 냉각속도가 느려지면 BN의 석출량이 증가한다.
즉, 고용 N이 어느 정도 존재하는 경우에는 강판 두께가 증가함에 따라 중간조직은 감소하고 폴리고날(polygonal) 페라이트의 체적율이 증가함에 따라 강도가 감소하고 결과적으로 강판 두께에 따른 강도 차이는 증가하게 된다.
Ti은 TiN을 형성함으로써 강 중의 고용 N을 제거하는 데 매우 효과적인 원소이며 이를 위해서는 0.005wt% 이상이 필요하지만 0.05wt% 이상이 첨가되면 수 μ크기의 TiN 개재물(cuboid)가 정출함으로써 인성을 감소시키기 때문에, 그 상한은 0.05wt%로 제한하는 것이 필요하다.
N : 0.005wt% 이하
N은 개재물 부상 분리 등을 위해서 실시하는 버블링(bubbling) 조업과 같은 제강 공정에서 강에 유입되는 불순물로 앞에서 언급한 바와 같이 고용 N은 BN을 형성함으로써 B의 효과를 감소시켜 폴리고날(polygonal) 페라이트 형성을 촉진하고 결과 적으로 강도 저하는 물론 강판 두께에 따른 강도 차이를 증가시킨다. N의 함량이 0.005wt% 이상이 되면 Ti에 의해서 고용 N을 제거하는 데 한계가 있을 뿐만 아니라 수 μ크기의 TiN 개재물(cuboid)가 형성됨으로써 인성을 해치기 때문에 0.005wt% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo : 0.05wt%~0.5wt%
Mo은 본 발명에서 매우 중요한 원소이다. Fe23(C,B)6의 석출은 BN과 유사하게 경화능에 대한 B의 효과를 소멸시킬 뿐만 아니라 폴리고날 페라이트의 핵생성을 촉진하여 강도를 저하시키는 요인이 된다.
한편, Fe23(C,B)6의 석출을 위해서는 합금원소의 확산이 필요하기 때문에 소정의 시간이 필요하며 강판두께가 증가하여 냉각속도가 느려지면 그 석출량이 증가하게 된다.
또한, 압연 중에 형성되는 가공 전위와 변형대는 Fe23(C,B)6의 석출을 촉진하게 된다. 즉, 강판두께에 따른 압연이력과 냉각이력의 변화에 의해서 Fe23(C,B)6의 석출이 변화되고 이는 폴리고날 페라이트의 체적율을 변화시킴으로써 강도 차이를 증가시키는 원인이 된다.
강 중에 C은 0.005~0.035wt% 존재하기 때문에 압연 중 또는 냉각 중에 Fe23(C,B)6 석출의 가능성은 항상 있다.
Mo은 강 중에서 C과의 친화력이 크기 때문에 C과의 클러스트(cluster)를 형성하여 C의 확산을 억제함으로써 Fe23(C,B)6의 석출을 억제하는 효과가 있음을 본 발명을 통하여 발견하였다.
이와 같은 효과를 위해서는 0.05wt% 이상의 첨가가 필요하나 0.5wt% 이상 첨가되는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조원가의 증가와 용접성이 불량해지는 문제점이 있기 때문에 그 상한은 0.5wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol-Al : 0.005wt%~0.1wt%
Al은 탈산을 위해서 첨가되는 성분으로서, 탈산 효과를 위해서는 0.005wt% 이상의 첨가가 필요하나, 0.1wt% 이상 첨가되면 용접성을 해칠 뿐만 아니라 개재물 함량이 증가하여 인성을 해치기 때문에 그 상한은 0.1wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기와 같이 합금성분을 조정함으로써 강판의 두께 변화에 따른 강도 차이가 적은, 구체적으로는 강판 두께에 따른 강도 차이가 하기 (1)식과 같이 정의할 때 A 값이 2.2 이하인 강재를 얻는 것이다.
[관계식 1]
두께 t1 강의 강도(Mpa) - 두께 t2 강의 강도(Mpa) = A X ln(t2/t1 )
본 발명에 따른 화학성분으로 이루어진 강(발명예)과 철골 건축 등에 일반적으로 사용되는 강(종래예)을 10~120mm 두께로 제조한 강판의 인장강도를 조사하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
도 1의 횡축은 10mm 강판과의 두께비를 자연대수로 나타낸 것이고(참고로 상 횡축에는 실제 강판두께를 표기하였음), 종축은 10mm 강판과의 인장강도 차이를 나타낸 다.
도 1에 나타난 바와 같이, 발명예는 종래예에 비해서 강판 두께 차이에 의한 강도차이가 현저히 낮음을 알 수 있다.
도 1에서 기울기는 강판두께 차이와 강도차이를 정의한 상기 식(1)에서 A 값에 해당하며 그 값이 작을수록 강도차이는 감소한다.
도 1에서의 종래예는 기울기가 약 74.5인 반면에, 발명예는 21.6로 매우 낮으며 이 차이의 정량적인 의미는 10mm와 120mm 강판의 강도 차이가 종래예는 190Mpa 정도인 반면에, 발명예는 54Mpa 정도임을 뜻한다.
이와 같이, 본 발명에 의해 강판 두께 변화에 의한 강도 차이가 현저히 감소되는 특징을 보이는 것은 상술한 바와 같이 Mn, B, Ti, Mo의 적정량 첨가와 C과 N 함량의 적절한 설정의 결과이다.
또한, 본 발명은 상기한 본 발명 강재의 성분(이하, "기본성분"이라고도 칭함)에 다른 합금성분을 첨가함으로써 두께 변화에 따른 강도차이가 최소화함은 물론 모재의 강도와 인성을 조절할 수 있고, 또한 용접부 인성의 개선을 도모할 수 있다.
우선 인성 향상을 위해서 오스테나이트의 미재결정온도 증가에 매우 효과적인 Nb를 적당량 첨가할 수 있다.
상술한 기본 성분을 갖는 강재는 그래뉼러 베이나이틱(granular bainitic) 페라이트를 주체로 하는 중간조직으로 구성되어 있으며 이러한 조직에서 인성을 향상시키기 위해서는 오스테나이트의 유효 결정립을 미세화 하는 것이 필요하다.
한편, 오스테나이트 유효 결정립을 미세화 하는 수단은 미재결정역에서 누적 압연( 제어압연으로 널리 알려져 있음)을 행할 필요가 있으며 기본성분을 갖는 강재는 미재결정 온도가 낮기 때문에 낮은 온도에서 압연을 해야 하며 생산성의 감소를 초래한다.
상기 Nb는 미재결정 온도를 증가시킴으로써 생산성의 큰 저하 없이 제어압연을 효과적으로 행할 수 있는 장점이 있다.
Nb : 0.005wt%~0.1wt%
미재결정 온도 증가에 의한 인성 향상의 효과를 위해서는 0.005wt% 이상이 필요하지만 0.1wt%를 초과하면 인성향상 효과는 포화되며 경제적이지 못할 뿐만 아니라 저온균열 감수성 증가 및 용접 열영향부 인성 저하 등의 용접성 저하를 초래하기 때문에 그 상한은 0.1wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni : 0.05wt%~3.0wt%
인성과 강도를 향상시키기 위하여 Ni을 첨가할 수 있다.
Ni은 강의 적층결함 에너지를 증가시킴으로써 저온에서도 전위의 교차 슬립을 조장하고, 결과적으로 연성-취성 천이온도를 낮춤으로써 저온인성을 향상시키는 효과가 있다.
또한 Ni은 고용강화 효과에 의해서 강도 향상에 기여한다. 즉, Ni은 인성과 강도를 모두 증가시키는 효과가 있다.
이와 같이, Ni은 강도와 인성을 모두 증가시키는 효과가 있으나, 3.0wt% 이상에서는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 매우 고가이기 때문에 3.0wt% 이하로 그 첨가량을 제한하는 것이 필요하다.
또한, 0.05wt% 이하에서는 강도와 인성 증가 효과가 매우 미약하기 때문에 인성과 강도를 증가시키기 위해서는 0.05wt% 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다.
상기 0.05wt%~3.0wt%의 Ni함량범위에서 인성과 강도 수준에 따라 첨가량을 적절히 조절할 수 있다.
또한, 강도를 향상시키기 위해서 고용강화와 경화능 향상에 효과적인 합금성분, 즉 적정량의 Cu, Cr, V 등을 1종 또는 2종 이상 첨가할 수 있다.
Cu : 0.05wt%~0.7wt%
Cu는 고용강화 효과에 의한 강도 향상을 위해서 첨가하는 데, 0.05wt% 이하에서는 그 효과가 거의 없기 때문에 0.05wt% 이상의 첨가가 필요하다. 한편 0.7wt% 이상에서는 압연 후 냉각과정에서 석출물이 형성될 수 있으며 그 석출거동은 강판두께에 의해서 변화하는 압연이력과 냉각이력에 의존하게 된다.
즉, 강판두께 변화에 의해서 석출물의 체적 분율과 크기가 변화될 수 있으며 결과적으로 석출강화 차이에 의한 강도 차이가 발생할 수 있다.
강판두께 변화에 의한 강도 차이를 최소화하기 위한 본 발명의 목적을 위해서는 Cu의 석출강화는 억제되어야 하기 때문에 그 상한은 0.7wt%로 하는 것이 바람직하다.
Cr : 0.05wt%~0.5wt%
Cr은 고용강화와 경화능 향상에 의해서 강도를 증가시키는 효과가 있으나 0.5wt%를 초과하면 용접성을 해치기 때문에 0.5wt% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 0.05wt% 미만에서는 강도 향상 효과가 거의 없기 때문에 그 하한은 0.05wt%로 하는 것이 바람직하다.
V : 0.01wt%~0.2wt%
V은 강도 향상을 위해서 첨가되며 강도 향상 효과를 위해서는 0.01wt% 이상이 요구되며, 0.2wt% 이상에서는 그 효과가 거의 포화될 뿐만 아니라 용접성 등에도 악영향을 줄 수 있기 때문에 0.01~0.2wt%로 첨가량을 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키기 위해서 희토류 금속(REM) 또는 Ca을 첨가할 수 있다.
REM과 Ca은 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로써 인성을 향상시키며 미량을 첨가하면 강판두께 변화에 의한 강도차이를 최소화하는 본 발명의 목적을 해치지 않으면서 용접 열영향부의 인성을 향상시킬 수 있다.
REM : 0.02wt% 이하
상술한 바와 같이 REM은 강 중에서 옥시설파이드를 형성함으로써 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 인성을 향상시키는 성분으로서, 그 첨가량이 지나치게 증가되면 강 중의 개재물 함량이 증가하여 강판의 인성을 해치기 때문에 그 첨가량은 0.02wt% 이하로 제한하는 것이 필요하지만, 0.002wt% 이하에서는 용접 열영향부의 인성 향상 효과가 미약하기 때문에 그 하한은 0.002wt%로 하는 것이 바람직하다.
Ca : 0.01wt% 이하
Ca은 용접 열영향부의 인성 향상과 강 중의 MnS와 같은 황화물의 구상화를 촉진함으로써 재질 이방성 개선에도 효과가 있으나 0.01wt% 이상 첨가되면 강의 청정도가 감소됨으로써 오히려 인성을 해치게 되므로, 그 상한은 0.01wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 효과를 기대하기 위해서는 그 하한을 0.0005wt%로 설정하는 것이 바람직하다.
한편, 상술한 합금조성을 구성함에 있어서 하기 (2)식에 의해서 주어지는 ME (Mn equivalent)가 5 이하인 것이 바람직하다.
ME가 5를 초과하면 강도를 크게 증가시키는 큐빅 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성될 수 있는데, 강판두께가 변화됨에 따라 큐빅 마르텐사이트의 체적율이 달라지고 결과적으로 강도 차이가 증가하기 때문이다.
[관계식 2]
ME = Mn + Cr + Cu + Mo + Ni/2 +10(Nb-0.02) + 1 (B 포함) 또는 0 (B 미포함) 10mm 강판과 100mm 강판의 강도 차이를 ME에 대해서 조사하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다.
도 2에 나타난 바와 같이, ME가 5를 초과하는 경우에는 10mm 강판과 100mm 강판의 강도 차이가 급격히 증가하는 것을 알 수 있다.
본 발명의 기본성분으로 조성된 강은 상술한 바와 제조조건 즉 재가열 온도, 압연이력 및 냉각이력에 의한 강도변화를 최소화하였기 때문에 제조조건을 정밀하게 제어할 필요가 없으며 통상의 방법에 따라 강판을 제조하면 된다.
그 바람직한 예로써, 상술한 성분의 강 스라브를 1000~1350oC의 온도에서 소정의 시간 동안 가열하고 Ar3 이상의 온도에서 열간 압연을 종료하고 공냉 또는 가속냉각 을 실시하면 된다.
이때 스라브 가열온도가 1000oC 이하이면 주조 중에 형성된 석출물(예로써 BN, MoC, Fe23(CB)6등)들이 충분하게 고용되지 않을 수 있으며 이 경우에 B과 Mo에 의한 본 발명의 효과가 반감되기 때문에 1000oC 이상 가열하는 것이 바람직하다. 한편 가열온도가 1350oC를 초과해도 본 발명의 효과는 발현되지만 표면산화가 심해짐으로써 스케일 결함이 발생할 수 있기 때문에 그 상한은 1350oC로 제한하는 것이 바람직하다.
Ar3 온도 이하에서 열간 압연이 행해지면 변태된 완료된 그래뉼러 베이나이틱 (granular bainitic) 페라이트를 주체로 하는 중간조직이 변형을 받으며 가공경화에 의해서 강도가 증가하게 된다.
따라서, Ar3 온도 이하에서 열간 압연이 이루어지는 경우에는 Ar3 이하의 압연량에 의해서 강도가 변화되기 때문에 강판두께 변화에 의한 강도 차이가 증가하게 됨으로 열간 압연은 Ar3 온도 이상에서 종료하는 것이 필요하다.
한편, 미재결정역에서의 압하량을 변경하는 것에 의해서 인성을 조절할 수 있다. 즉, 고인성이 요구되는 경우에는 미재결정역 압연량을 증가시켜서 오스테나이트 유효 결정립을 미세화시키면 된다.
압연 후 냉각은 공냉 또는 가속냉각 어떠한 방법도 상관없다.
그러나, 50oC/sec 이상의 매우 빠른 속도로 냉각하면 상술한 ME가 5 이하인 강에서 도 큐빅 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성될 수 있으며 이 경우에는 강판 두께에 따른 강도 차이가 증가할 수 있기 때문에 가속냉각을 행하는 경우에 최대 냉각속도는 50oC/sec 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예1)
하기 표 1에 나타낸 여러 화학성분을 갖는 강 스라브를 1200oC로 가열한 후에 850oC 이상에서 열간 압연을 종료하고 공냉을 행하여 10~120mm 범위의 여러 두께의 강판을 제조하였다. 제조된 강판에 대해서 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험을 행하고 그 조사결과를 미세조직 조사결과와 함께 하기 표 2에 요약하였다.
하기 표 2에는 대표적으로 10mm 두께의 강판과 100mm 두께의 결과 만을 예시하였다.
하기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명으로 조성되는 발명예들은 10mm와 100mm의 강도 차이가 50Mpa 이하로 매우 작으며 이는 상기 (1)식에서 A 값이 21.7 이하에 해당되는 결과이다.
또한, 표 2에는 상술한 대한민국 등록특허공보(B1) 10-0266378와 10-0260655의 발명자들이 일본 철강협회(CAMP-ISIJ Vol.10 - 1430쪽)에서 발표한 내용을 나타내었으며 A27의 공지예가 이에 해당된다.
상기 공지예의 결과는 10mm와 100mm 강판의 결과는 없으며 표 2에는 10mm 대신 38mm, 100mm 대신 75mm의 결과를 나타내었다.
따라서 직접적인 비교는 어렵지만 상기 (1)식에 의하면 A27의 공지예는 A 값이 31~43 정도로써 본 발명의 1.5~2배 정도에 해당된다. 즉, 본 발명은 공지 기술인 대한민국 등록특허공보(B1) 10-0266378와 10-0260655과 비교해도 강판두께에 따른 강도차이를 획기적으로 줄이는 효과가 있다고 할 수 있다.
한편, 하기 표 1의 발명예인 A4 강의 성분으로 조성되는 강과 일반 건축구조용 강인 KS-SM520B의 성분으로 조성되는 강(종래예)(0.17wt%C-0.38wt%Si-1.0wt%Mn-0.01wt%Ti-0.015wt%Nb-0.028wt%Al과 잔부 Fe와 불순물)을 10~120mm 두께 범위에서 인장강도를 조사하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
도 1에 나타난 바와 같이 강판두께에 따른 강도 차이를 나타내는 기울기가 종래예인 KS-SM520B 강은 76.8로 매우 큰 반면에, 본 발명예인 A4 강은 21.6으로 강도차이가 획기적으로 감소하였음을 알 수 있다.
이를 좀 더 정량적으로 언급하면 종래강은 10mm와 120mm 강판의 강도 차이가 191Mpa 정도로 유사한 성분으로 제조하는 것이 불가능하며 성분을 크게 달리해야함을 의미하는 반면에, 발명예인 A4 강은 54Mpa 정도로써 일반적으로 규격에서 요구되고 있는 강도 범위를 충분히 만족함으로써 단일 성분화가 가능할 뿐만 아니라 단일성분에서도 재질편차가 매우 적은 강재를 제공할 수 있는 효과가 있다고 할 수 있다.
Figure 112001034465962-pat00001
Figure 112001034465962-pat00002
(실시예2)
하기 표 3에 나타낸 여러 화학성분을 갖는 강 스라브를 1200oC로 가열한 후에 10~120mm 범위의 여러 두께의 강판을 850oC 이상에서 열간 압연을 종료하고 공냉을 행함으로써 제조하였다.
제조된 강판에 대해서 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험을 행하고 그 조사결과를 미세조직 조사결과와 함께 하기 표 4에 요약하였다.
HAZ의 인성을 평가하기 위해서 강판을 1350oC로 가열한 후 800oC~500oC 범위를 300초 동안 냉각하는 열사이클(50kJ/mm의 입열량으로 용접할 경우의 HAZ의 열이력에 해당됨)을 실시하고 난 후 샤르피 충격시험편을 채취하여 영하 5oC에서 샤르피 충격흡수에너지를 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
하기 표 4의 조사 결과를 보면, 상술한 바와 같이 본 발명의 기본 성분계에 Nb, Ni, Cu, Cr, V, Ca 및 REM을 1종 이상 적정량 첨가함으로써 본 발명의 특징인 강판두께 변화에 따른 강도 차이를 최소화하는 장점을 희생시키지 않고 모재의 강도 증가와 인성 향상은 물론 용접 열영향부의 인성 증가가 가능함을 알 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 성분범위에서 Nb는 강도 증가와 함께 인성을 증가시키는 효과가 있으며 이와 같은 인성 증가는 상술한 바와 같이 미재결정 온도 증가에 의한 오스테나이트 유효 결정립 크기 감소의 결과이다.
Ni도 강도증가와 인성향상에 효과가 있으며 그 원인은 상술한 바와 같다.
Cu, Cr 및 V의 적정량 첨가는 강도 증가에 매우 효과적이며 Ca과 REM의 미소량 첨가는 용접 열영향부의 인성 증가에 매우 효과적임을 알 수 있다.
한편, 강도 증가 또는 인성 향상을 위해서 첨가되는 합금원소의 량은 상기 (2)식의 ME 값이 5를 초과하지 않는 범위이어야 하며 그 이유는 상술한 바와 같다.
결과적으로, 본 발명의 기본 성분계에 사용 목적 등에 따라 적정량의 Nb, Ni, Cu, Cr, V, Ca 및 REM을 1종 이상 조합하여 첨가함으로써 모재의 강도 수준을 조정하거나 인성을 향상할 수 있을 뿐만 아니라 용접 열영향부의 인성을 향상시킬 수 있다.
Figure 112001034465962-pat00003
Figure 112001034465962-pat00004
(실시예 3)
본 발명의 성분 범위로 조성된 강 스라브를 열간 압연하여 강판을 제조하는 경우에 상술한 바와 같이 제조조건을 매우 엄밀하게 제어할 필요는 없으며 일반적인 제조방법으로 제조하면 된다. 이를 명확하게 보여주기 위해서 발명예에 해당하는 상기 표 1의 A4 강과 상기 표 3의 B16 강 스라브를 표 5에 나타낸 조건으로 10mm와 100mm 두께의 강판을 제조하였다. 제조된 강판에 대해서 인장시험과 샤르피(Charpy) 충격시험을 행하고 그 조사결과를 미세조직 조사결과와 함께 하기 표 6에 요약하였다.
표 6의 조사결과를 보면, 1000oC 이상의 스라브 가열온도에서는 본 발명의 특징이 잘 나타나고 있는 반면에, 900oC의 재가열 온도에서는 본 발명에서 요구하고 있는 중간조직이 충분히 얻어지지 않으며 강도도 감소하고 있다.
이와 같은 현상은 두꺼운 강판에서 더욱 현저하여 결과적으로 강판두께에 따른 강도차이가 증가하였다.
상술한 바와 같이, 이는 재가열 온도가 낮아짐에 따라 주조 중에 형성된 석출물(예로써 BN, MoC, Fe23(CB)6등)들이 충분하게 고용되지 않고 이 경우에 B과 Mo에 의한 본 발명의 효과가 반감되기 때문이다.
마무리 압연온도 변화에 따른 영향을 조사한 결과(시편번호 5~8, 3)를 보면, Ar3 온도 이상에서는 마무리 압연온도가 낮아짐에 따라 약간의 강도감소는 있으나 본 발명의 특징인 강판두께에 따른 강도차이는 큰 변화가 없다.
그러나, 마무리 압연온도가 Ar3 보다 낮은 5번 시편은 오히려 강도가 증가하고 10mm와 100mm 강판의 강도차이도 증가함으로써 본 발명의 장점이 사라짐을 알 수 있다. 이는 상술한 바와 같이 오스테나이트의 일부가 쿼지 폴리고날(quasi-polygonal) 페라이트로 변태한 후에 열간 압연이 행해짐으로써 가공경화 되는 것에 기인함을 본 발명을 통하여 발견하였다.
한편, 상술한 바와 같이 인성을 향상시키기 위해서 미재결정역에서의 압하량을 조정할 수 있다. 즉, 고인성이 요구되는 경우에는 미재결정역 압연량을 증가시켜서 오스테나이트 유효 결정립을 미세화시키면 된다. 하기 표 6의 8과 9는 이를 보여주는 조사결과 인데, 미재결정역에서 10%의 열간 압연을 행한 8번 시편은 미재결정역 압연을 실시하지 않은 3번 시편에 비해서 인성이 향상되었음을 알 수 있으며 미재결정역 누적 압연량이 50%로 증가된 9번 시편은 더 높은 인성을 보이는 것을 알 수 있다. 즉, 미재결정역의 압연량을 적절히 조절함으로써 강판두께 변화에 따른 강도 차이를 최소화 하는 본 발명의 특징을 유지하면서 인성을 향상시킬 수 있음을 알 수 있다.
마지막으로 A4 강(시편번호 : 3, 10, 11, 12)과 B16 강(시편번호 : 13, 14, 15, 16, 17)의 10mm 강판에 대해서 열간 압연 후에 냉각속도에 따른 강도변화와 미세조직을 조사한 결과에 의하면, 냉각속도가 50oC/sec 이상이면 ME가 5 이하인 강에서도 큐빅 마르텐사이트(cubic martensite)가 형성됨으로써 95% 이상의 중간조직을 얻을 수 없으며 강도가 크게 증가함을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 이 경우에는 강판 두께에 따른 강도 차이가 증가할 수 밖에 없으며 본 발명의 목적을 충분히 달성할 수 없게 된다.
Figure 112001034465962-pat00005
Figure 112001034465962-pat00006
본 발명은 두께변화에 의한 강도차이가 매우 적은 강재를 제공하므로써, 건축 구조물, 조선, 해양 구조물, 토목 구조물, 산업기계 등 여러 두께가 동시에 사용되는 공업적인 분야에 두께변화에 의한 강도 차이가 매우 적은 강재를 안정되게 공급하는데 기여할 뿐만 아니라 특히 매우 넓은 두께범위의 강재를 단일 성분화함으로써 납기 단축 등을 가져오는 효과가 있는 것이다.

Claims (10)

  1. C : 0.003~0.035wt%, Si : 0.8wt% 이하, Mn : 1.4~3.0wt%, B : 0.0005~0.0035wt%, Ti : 0.005~0.05wt%, N : 0.005wt% 이하, Mo : 0.05~0.5wt%, Sol-Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고;
    그 조직이 폴리고날(polygonal) 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트 체적율의 합이 5% 이하이고, 나머지가 쿼지-폴리고날(quasi-polygonal)페라이트, 그래뉼러 베이나이틱(granular bainitic)페라이트와 베이나이틱(bainitic)페라이트의 혼합 조직(이하, "중간조직"이라고도 칭함)이고; 그리고 하기 식(1)의 A 값이 21.7 이하인 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재
    [관계식 1]
    두께 t1 강의 강도(Mpa) - 두께 t2 강의 강도(Mpa) = A X ln(t2/t1 )
    (상기 식에서 t1과 t2는 강판의 두께이며 t2 > t1 임)
  2. 제1항에 있어서, 강재에 0.005~0.1wt%의 Nb이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 강재에 0.05~3.0wt%의 Ni, 0.05~0.7wt%의 Cu, 0.05~0.5wt%의 Cr,및 0.01~0.2wt%의 V으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 강재에 0.01wt% 이하의 Ca 및 0.02wt% 이하의 REM중의 1종 또는 2종이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재
  5. 제3항에 있어서, 강재에 0.01wt% 이하의 Ca 및 0.02wt% 이하의 REM중의 1종 또는 2종이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재
  6. C : 0.003~0.035wt%, Si : 0.8wt% 이하, Mn : 1.4~3.0wt%, B : 0.0005~0.0035wt%, Ti : 0.005~0.05wt%, N : 0.005wt% 이하, Mo : 0.05~0.5wt%, Sol-Al : 0.005~0.1wt%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강소재를 1000~1350oC에서 가열한 후 열간 압연을 실시하여 Ar3 온도 이상에서 열간 압연을 종료하고 공냉 또는 가속냉각하는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법
  7. 제6항에 있어서, 강재에 0.005~0.1wt%의 Nb이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는
    두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서, 강재에 0.05~3.0wt%의 Ni, 0.05~0.7wt%의 Cu, 0.05~0.5wt%의 Cr,및 0.01~0.2wt%의 V으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법
  9. 제6항 또는 제7항에 있어서, 강재에 0.01wt% 이하의 Ca 및 0.02wt% 이하의 REM중의 1종 또는 2종이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법
  10. 제8항에 있어서, 강재에 0.01wt% 이하의 Ca 및 0.02wt% 이하의 REM중의 1종 또는 2종이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 두께 변화에 따른 강도 차이가 작은 강재의 제조방법
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