KR101018131B1 - 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 건축물의 구조용 강재로 사용되며 저온인성 특성이 우수한 600Mpa급 인장강도 및 80% 이하의 저항복비를 구비한 고강도 저항복비 건설용 강재에 관한 것이다. 본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.01~0.8%, Mn: 0.3~2.5%, P: 0.02%이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.10%, B: 3~50ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, Ca: 60ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에 Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.010~1.0%, V: 0.005~0.3%으로 이루어지는 그룹에서 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 성분계를 가지며, 조압연 후 냉각마침 온도를 500~600℃ 범위로 제한하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 의하면 저온인성, 취성 균열의 전파정지 특성 및 저항복비 특성을 모두 충족시키는 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
건설용 강재, 건설용 강재, 고강도, 고인성, 베이나이트, MA 조직, 냉각마침온도

Description

저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH AND LOW YIELD RATIO STEEL FOR STRUCTURE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS}
본 발명은 저온인성 특성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강재의 기지조직을 베이니틱 페라이트(Banitic Ferrite) 및 그래뉼라 베이나이트(Granular Bainite) 조직으로 하고, 경도가 높은 제2상을 이용하는 방법으로 건설용 강재에 요구되는 주요한 성질인 우수한 저온인성 특성 및 낮은 항복비를 모두 충족시키는 고강도 강재 및 그러한 강재를 제조하는 방법에 관한 것이다.
빌딩, 교량 등과 같은 구조물은 큰 하중으로 인하여 높은 강도를 필요로 하는 경우가 많다. 또한, 구조물 건설시 투입되는 원가감소에 대한 지속적인 요구 등으로 인하여 강재의 총중량은 계속적으로 감소하고 있는 추세이기 때문에, 이들 구조물을 이루는 강재 자체의 강도증가에 대한 요구는 점점 더 증가하고 있다.
그러나, 강재는 그 강도가 증가할수록 저온인성 특성과 같은 성질은 저하되는 경우가 많기 때문에, 많은 고강도 건설용 강재가 취약한 저온인성을 가진다. 저온인성은 극저온에서 강재가 얼마나 취성파괴에 저항할 수 있는지에 대한 척도이며, 저온인성이 취약한 강재는 극한지와 같이 열악한 저온지역에서 사용될 경우 쉽게 취성파괴가 일어나기 때문에 사용할 수 있는 환경이 제약될 수 밖에 없다. 이러한 저온인성은 통상적으로 연성취성천이온도(DBTT 곡선)를 그 척도로 삼는 경우가 많다.
또한, 강재의 강도가 증가하면 인장강도에 대한 항복강도의 비율인 항복비(항복강도/인장강도)가 상승하는 경우가 많은데, 항복비가 상승할 경우에는 소성변형이 일어나는 시점(항복점)에서 파괴가 일어나는 시점까지의 응력차가 작아진다. 따라서 건축물이 변형에 의해 에너지를 흡수하여 파괴를 방지할 수 있는 여유가 적어져서 지진 등과 같은 거대 외력이 작용하였을 때 구조물의 안전성을 담보하기가 어려워진다.
그러므로, 건설용 강재는 저온인성 및 저항복비가 모두 일정 수준 이상을 갖추어야 할 필요가 있다.
강재의 저항복비를 확보하기 위한 종래 기술로는 강재의 성분과 압연조건을 적절히 조절함으로써 저항복비를 도모하는 방법이 있다. 이는 성분계를 적절한 범 위로 조절하고 500℃ 이하의 낮은 냉각 마침 온도에서 냉각을 종료하여 베이니틱 페라이트 조직을 형성한 후에 700~760℃의 이상역에서 열처리를 함으로써 베이나이트 래스 사이에 오스테나이트를 형성시킨 후에 서냉함으로써 미세한 MA 조직을 얻어 인장강도를 향상시킴으로 저항복비를 확보하는 기술이다.
하지만, 강재의 조직을 베이니틱 페라이트 조직으로 하기 위해서는 냉각마침온도를 베이나이트 변태 마침온도인 Bf 온도 이하의 낮은 온도로 낮춰야 하는데, 이 경우에는 현장에서 생산성의 저하 등의 문제가 발생할 수 있다. 또한, 압연 후에 이상역 열처리를 통해서 MA 조직을 얻는 과정 또한 납기의 지연, 생산 원가 상승, 생산성 감소 등의 문제를 발생시킨다.
따라서, 고강도 특성, 저온인성 특성 및 저항복비 조건을 만족하면서도 아울러 생산성이 우수한 강재의 개발이 요구되는 실정이다.
본 발명은 이러한 문제점을 해결하고 저온인성 특성 및 낮은 항복비를 모두 충족시키는 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위한 것이다.
본 발명은, 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 0.3~2.5%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02%이하, B: 5~40ppm, N: 15~150ppm, Ca: 60ppm이하, S: 100ppm 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 평균 입경 5㎛ 이하의 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직 1~5% 및 잔부 그래뉼라 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 혼합조직으로 구성되는 것을 특징으로 하는 고강도 저항복비 건설용 강재를 제공한다.
나아가, 상기 고강도 저항복비 건설용 강재는 중량%로 Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함할 수 있다.
또한, 본 발명은, 중량%로 C: 0.02~0.12%, Si: 0.01~0.8%, Mn: 0.3~2.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 3~50ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃에서 재가열한 후 1250~Tnr℃의 온도에서 조압연하는 단계 및 조압연된 상기 강 슬라브를 2~10℃/s의 냉각속도로 500~600℃의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 저항복비 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 저온인성, 취성 균열의 전파정지 특성 및 80% 이하의 저항복비 특성을 모두 충족시키는 600MPa급 이상의 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명은 성분계, 강재 내의 MA 조직의 분율 및 평균 입경을 제어하며 제어압연 조건을 조절함으로써 600MPa 이상의 인장강도 및 80% 이하의 항복비를 구비하는 건설용 강재를 제공한다.
이하, 본 발명의 성분계 한정 범위 및 그 한정 이유에 대하여 설명한다.
C: 0.02~0.12%
C는 본 발명에서 도상 마르텐사이트(Martensite-Austenite Constituent, MA)를 형성시키고 형성된 도상 마르텐사이트의 크기 및 분율을 결정하는 중요한 원소 이므로 적절한 범위 내로 포함된다. 그러나, C의 함량이 0.12%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 도상 마르텐사이트의 분율이 15%를 초과하게 되며, 0.02% 미만에서는 도상 마르텐사이트의 분율이 3% 이하가 되어 강도의 하락을 초래하므로, C의 범위를 0.02~0.12%로 한정한다. 나아가 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 더 나은 용접성을 위해 C의 범위를 0.03~0.09%로 하는 것이 바람직하다.
Si : 0.01~0.8%
Si는 탈산제로 사용되고 도상 마르텐사이트의 안정성을 높이므로 적은 C 함량으로도 많은 도상 마르텐사이트를 형성시킬수 있어 강도향상 및 인성향상에 도움이 된다. 하지만, 0.8%를 초과하면 저온인성 및 용접성이 저하될 수 있다. 반면, 0.01% 미만의 경우에는 탈산 효과가 불충분하므로 0.01~0.8%로, 바람직하게는 0.1~0.4%로 한정할 수 있다.
Mn : 0.3~2.5%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 0.3% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 2.5%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 수 있는바, 0.3~2.5%로 한정한다.
P : 0.02% 이하
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.02%로 제한한다.
S : 0.01% 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.01%로 제한한다.
Al : 0.005~0.5%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이며, 고용 Al은 도상 마르텐사이트의 형성을 조장하므로, 적은 양의 C로도 많은 도상 마르텐사이트를 형성시킬 수 있어 강도향상 및 인성향상에 도움이 된다. 따라서, Al의 함량은 0.005% 이상 포함할 수 있으나, 그 첨가량이 0.5%를 초과하면 연속주조시 노즐 막힘을 나타날 수 있으므로 0.005~0.5%로 한정한다. 바람직하게는 Al의 범위를 0.01~0.05%로 할 수 있다.
Nb : 0.005~0.1%
Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 중요한 원소이고, NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다. 나아가 본 발명에서는 조압연 후 슬라브가 냉각될 때 낮은 냉각 속도로도 베이나이트를 형성시킬 뿐만 아니라, 최종 압연 후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 높여 낮은 속도의 냉각에서도 도상 마르텐사이트 생성을 촉진시켜주는 역할도 한다. 따라서, Nb는 0.005% 이상 첨가되어야 하나, 0.1%를 초과하여 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성 크랙이 나타날 수 있으므로 그 함량을 0.005~0.1%로 제한한다.
B : 3~50ppm
B은 아주 저가의 첨가원소이면서도 강력한 경화능을 나타내는 유익한 성분이다. 특히 본 발명에서의 B는 조압연 후의 냉각 과정 중 저속냉각에서도 베이나이트의 형성에 크게 기여하고, 최종 냉각에서도 도상 마르텐사이트의 형성을 도와주는 효과가 있다. B는 소량만 첨가해도 강도가 크게 향상되므로 3ppm 이상 첨가하지만, 과도하게 첨가되면, Fe23(CB)6을 형성하여 오히려 경화능이 저하될 수 있으며, 저온인성 특성도 열화될 수 있다. 따라서, B의 첨가량은 3~50ppm으로 한정한다.
Ti : 0.005~0.1%
Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시켜주는 바, 0.005% 이상이 첨가하나, 0.1% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성 감소와 같은 문제점을 발생시킬 수 있으므로, 0.005~0.1% 의 범위로 한정한다.
N : 15~150ppm
N은 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 150ppm 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다. 다만, 15ppm 이하의 N함량 제어는 제강부하를 증가시키기 때문에 상기 N 함량의 하한은 15ppm으로 정한다.
상술한 본 발명의 유리한 강조성을 가지는 강재는 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 강재의 강도, 인성, 용접열영향부의 인성, 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 이하의 합금원소들을 적절한 범위 내에서 추가적으로 첨가할 수 있다. 하기 합금원소들은 1종만 첨가될 수도 있으며, 2종 이상 같이 첨가될 수도 있다.
Cr : 0.05~1.0%
Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 0.05% 이상 첨가할 수 있으나, 그 첨가량이 1.0%를 초과하면 용접성이 크게 저하되므로 1.0% 이하로 한정한다. 나아가 비교적 낮은 냉각속도에서도 도상 마르텐사이트를 안정적으로 얻기 위한 보다 바람직한 첨가량은 0.2~0.5%이다.
Mo : 0.01~1.0%
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있으며, 특히 본 발명에서는 인장강도의 확보를 위한 적정 범위의 도 상 마르텐사이트 형성을 도와주기 때문에 0.01% 이상 첨가한다. 하지만, 1.0%를 초과하면 용접부의 경도가 과도하게 증가하고 인성이 저해되므로 1.0% 이하로 첨가하는 것이 유리하다. 시키기 위해서는 0.02~0.2% 의 범위로 한정하는 것이 보다 바람직하다.
Ni : 0.01~2.0%
Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, Ni은 고가의 원소이므로 2.0%를 초과하는 양의 첨가는 경제성이 저하되며 용접성도 저하되므로 그 첨가량을 0.01~2.0%로 한정한다.
Cu : 0.01~1.0%
Cu는 모재의 인성 저하를 최소화시키면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, Cu의 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로 그 상한은 1.0%로 제한한다.
V : 0.005~0.3%
V 은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있으므로 0.005% 이상 첨가한다. 하지만, 0.3%를 초과하는 첨가량은 인성을 오히려 저하시킬 수 있으므로 그 첨가량을 0.005~0.3%로 제한한다.
Ca : 0초과~0.006 중량%
Ca는 주로 MnS 개재물의 형상을 제어하고 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca첨가는 다량의 CaO-CaS가 형성 및 결합하여 조대한 개재물을 형성하여 강의 청정도 저하는 물론 현장 용접성을 해칠 수 있으므로 Ca를 첨가하는 경우에는 0.006중량%를 넘지 않도록 한다.
상술한 조성을 가지는 본 발명의 강재는 종래의 강재보다 소입성이 향상되며, 급격한 수냉 등을 실시하지 않아도 목적하는 조직을 강재 내부에 형성시킬 수 있는 특성을 갖는다.
이하 본 발명의 미세조직에 관하여 상세히 설명한다.
종래에는 강재의 소입성이 향상되어 내부에 경질조직이 용이하게 형성될 경우에는 저온인성이 악화되는 경우가 많았다. 이에 대해, 본 발명의 강재는 바람직한 조직형태를 다음과 같이 규정함으로써 강재의 소입성이 향상되더라도 저온인성 특성이 악화되는 것을 방지할 뿐만 아니라 저항복비를 용이하게 구현할 수 있도록 하였다.
본 발명 강재의 미세조직은 도 1에 나타낸 바와 같이 평균크기 5㎛ 이하의 MA(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직) 조직을 1~5% 포함하며, 잔부는 그래뉼라 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 혼합조직으로 이루어진다.
상기 혼합조직에서의 그래뉼라 베이나이트 및 베이니틱 페라이트간의 분율은 특별히 제한되지 않는다. 그래뉼라 베이나이트 및 베이니틱 페라이트는 모두 기지조직으로서 양 조직의 분율에 따라서 특별히 항복강도 및 항복비와 같은 물성들이 변화하지는 않기 때문이다.
본 발명에서는 냉각마침온도를 적절한 범위로 제한하여 저항복비 및 저온인성 특성을 향상시킬 수 있는 조직을 구현한다. 도 2를 참고할 때, 냉각마침온도가 증가하면 MA 분율은 증가하고 항복비는 감소한다. 이는 냉각마침온도가 증가할수록 상대적으로 연한 기지 조직인 그래뉼라 베이나이트의 분율이 상승하여 항복강도가 감소하고 MA 분율의 증대는 인장강도의 상승 효과를 나타내기 때문인 것으로 보여진다.
또한, 도 3과 같이 냉각마침온도를 고온으로 하면 강재의 취성-연성 천이 온도(Ductile Brittle Transient Temperature, DBTT)는 상승한다. 이는 냉각마침온도가 증가할수록 MA 조직의 분율 및 평균 입경이 증가하므로 충격시 균열이 쉽게 발생하여 인성이 저하되기 때문이다.
따라서, 도 2 및 도 3을 기준으로 판단할 때, 냉각마침온도를 500~600℃로 유지할 경우, 적절한 MA 조직과 그래뉼라 베이나이트-베이니틱 페라이트 혼합 조직 간의 균형이 얻어짐으로써 저항복비와 저온인성이 모두 향상될 수 있게 된다는 결론을 얻기에 이르렀다.
이하, 본 발명 강재의 제조방법에 관하여 상세히 설명한다.
본 발명의 강재 제조과정은 슬라브 재가열하는 단계, 조압연 단계, 조압연 후 강재를 냉각하는 단계, 재가열 단계, 사상압연 단계 및 냉각 단계로 이루어져 있으며, 각 단계별 상세한 조건은 이하와 같다.
슬라브 재가열 온도 : 1050~1250℃
본 발명에서는 강판의 재가열에 있어서 가열온도를 1050℃ 이상으로 하는데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위함이다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화 될 수 있으므로, 슬라브 재가열온도의 상한은 1250℃로 제한한다.
조압연 온도 : 1250℃~Tnr
재가열된 강판은 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 조압연을 실시한다. 압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상에서 이루어지며, 압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조 조직을 파괴하며, 오스테나이트를 미세화시킬 수 있다..
사상압연 조건 : Tnr~Bs 온도
조압연된 강판의 오스테나이트 조직을 불균일 미세조직을 도입하기 위해 사상압연을 실시한다. 압연온도는 오스테나이트 재결정온도(Tnr)로부터 베이나이트 변태 시작온도(Bs) 이상으로 한다. 만일 사상압연의 개시가 Tnr을 초과하는 고온에서 이루어지는 경우에는 항복강도가 상승하여 80% 이하의 저항복비를 얻기 어려울 수 있다.
압연 후 냉각 조건 : 2~10℃/s의 냉각속도로 500~600oC 범위에서 냉각 마침
상기 냉각조건은 본 발명의 주요한 특징 중의 하나로서, 도 3과 같이 강판을 Bs(베이나이트 변태의 시작 온도) 이상에서 2~10℃/s의 냉각속도로 수냉시켜서 강재를 Bf(베이나이트 변태의 종료 온도) 이상인 500~600℃의 범위에서 냉각을 마침으로써 강재의 미세조직이 MA 조직을 1~5% 분율로 포함하며 상기 MA 조직의 평균 입경은 5㎛ 이하로 형성되도록 한다. 상기 냉각속도가 2℃/s보다 낮으면 생산성이 저하되며, 반대로 10℃/s를 초과하면 도 4와 같이 냉각 곡선이 그래뉼라 베이나이트 영역을 지나가지 않고 경한 베이나이트 조직이 형성되어 항복강도의 증가 및 항복비 상승 가능성이 높아진다.
종합하면, 본 발명의 강재 제조방법은 상술한 조성을 가진 강슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열한 후, 1250℃~Tnr의 온도범위에서 조압연하고, Tnr 부터 Bs의 온도에서 사상압연을 수행하고, 2~10℃/s의 냉각속도로 500~600oC의 범위에서 냉각을 마침으로써, 그래뉼라 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 혼합조직 내에 1~5% 분율을 포함하고 평균크기 5㎛ 이하의 MA 조직이 형성된다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 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)
Figure 112007083963943-pat00001
상기 표 1에 기재된 각각의 성분으로 제조된 강슬라브를 표 2와 같은 방식으로 압연 및 냉각을 실시하였다. 본 실시예에서는 냉각속도를 초과하는 경우, 사상압연의 시작 온도가 Tnr을 초과하는 경우 및 냉각 마침온도가 낮은 경우에 대해서 실험을 실시하였다.
No. 조압연 조건 사상압연 조건 냉각조건 비고
강종 번호 슬라브
두께		 재가열
추출
온도		 조압연
종료
온도		 압연
개시
온도		 압연
종료
온도		 냉각
속도		 냉각
종료
온도		 　
발명강A A-1 244 1065 985 880 840 6.0 580 권장조건
A-2 244 1110 1030 820 780 15.0 520 냉각속도초과
A-3 220 1050 970 1010 970 4.0 550 사상압연시작>Tnr
A-4 220 1050 970 850 810 5.0 350 냉각마침온도
저온
발명강B B-1 244 1070 990 793 753 6.0 555 권장조건
B-2 244 1105 1025 820 780 15.0 520 냉각속도초과
B-3 220 1060 980 923 883 4.0 502 사상압연시작>Tnr
B-4 220 1060 980 850 810 5.0 340 냉각마침온도
저온
발명강C C-1 244 1080 1000 1007 967 6.0 570 권장조건
C-2 244 1100 1020 820 780 15.0 400 냉각속도초과
C-3 220 1055 975 1137 1097 4.0 550 사상압연시작>Tnr
C-4 220 1055 975 850 810 5.0 350 냉각마침온도
저온
발명강D D-1 244 1080 1000 928 888 6.0 583 권장조건
D-2 244 1100 1020 820 780 15.0 400 냉각속도초과
D-3 220 1155 1105 1038 998 4.0 502 사상압연시작>Tnr
D-4 220 1055 975 850 810 5.0 350 냉각마침온도
저온
발명강E E-1 244 1080 1000 903 863 6.0 555 권장조건
E-2 244 1100 1020 820 780 15.0 500 냉각속도초과
E-3 220 1055 1035 1013 973 4.0 510 사상압연시작>Tnr
E-4 220 1055 975 850 810 5.0 350 냉각마침온도
저온
발명강F F-1 244 1080 1000 1021 981 6.0 550 권장조건
F-2 244 1100 1020 820 780 15.0 400 냉각속도초과
F-3 220 1055 1035 1101 1061 4.0 500 사상압연시작>Tnr
F-4 220 1055 975 850 810 5.0 350 냉각마침온도
저온
발명강G G-1 244 1080 1000 887 847 6.0 545 권장조건
G-2 244 1100 1020 820 780 15.0 400 냉각속도초과
G-3 220 1115 1055 1017 977 4.0 514 사상압연시작>Tnr
G-4 220 1055 975 850 810 5.0 350 냉각마침온도
저온
발명강H H-1 244 1080 1000 768 728 6.0 575 권장조건
H-2 244 1100 1020 820 780 15.0 400 냉각속도 초과
H-3 220 1055 975 918 878 4.0 502 사상압연시작>Tnr
H-4 220 1055 975 850 810 5.0 350 냉각마침온도
저온
비교강I 244 1080 1000 875 835 6.0 578 권장조건
비교강J 244 1080 1000 963 923 6.0 582 권장조건
비교강K 244 1080 1000 754 714 6.0 593 권장조건
비교강L 244 1080 1000 1027 987 6.0 567 권장조건
상기 표 2에 기재된 각각의 조건으로 강판을 제조한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
강종 번호 제품두께 YS TS YR MA 분율 DBTT
발명강A A-1 70 501 645 78 3.5 -39
A-2 65 553 666 83 2.2 -54
A-3 35 519 638 81 2.8 -47
A-4 60 550 624 88 0.8 -73
발명강B B-1 70 489 645 76 2.9 -46
B-2 65 548 669 82 2.2 -54
B-3 35 512 636 81 1.9 -58
B-4 60 547 626 87 0.8 -73
발명강C C-1 65 527 665 79 3.2 -42
C-2 65 588 677 87 0.9 -71
C-3 31 542 659 82 2.8 -47
C-4 60 554 644 86 0.8 -73
발명강D D-1 65 507 671 76 3.6 -38
D-2 65 583 683 85 0.9 -71
D-3 31 534 660 81 1.9 -58
D-4 60 549 650 84 0.8 -73
발명강E E-1 65 506 692 73 2.9 -46
E-2 65 590 714 83 1.8 -58
E-3 31 575 684 84 2 -57
E-4 60 544 673 81 0.8 -73
발명강F F-1 65 541 695 78 2.8 -47
F-2 65 594 709 84 0.9 -71
F-3 31 556 687 81 1.8 -58
F-4 60 560 676 83 0.8 -73
발명강G G-1 65 569 734 78 2.7 -49
G-2 65 641 749 86 0.9 -71
G-3 31 587 727 81 2.1 -56
G-4 60 607 716 85 0.8 -73
발명강H H-1 65 457 616 74 3.4 -41
H-2 65 556 630 88 0.9 -71
H-3 31 489 606 81 1.9 -58
H-4 60 522 597 87 0.8 -73
비교강I 65 445 522 85 3.4 -40
비교강J 65 431 510 85 3.5 -39
비교강K 65 414 525 79 3.8 -35
비교강L 53 491 584 84 3.2 -43
상기 표 3을 살펴보면, 본 발명의 조성을 가진 발명강에 대하여 모든 공정조건을 만족시켜서 제조한 강재(A-1, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1, G-1 및 H-1)는 600MPa 이상의 인장강도와 80% 이하의 저항복비를 만족하고 있음을 알 수 있다. 이에 반해, 본 발명의 성분계에서 벗어난 비교강 I 내지 L과 발명강들 중에서 공정조건에 부합하지 않았던 강재들은 이러한 물성을 나타내지 못하고 있음을 볼 수 있다.
도 1은 본 발명 강재의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진.
도 2는 냉각마침온도에 따른 본 발명 강재의 MA 조직 분율과 항복비 간의 관계를 나타낸 그래프
도 3은 냉각마침온도에 따른 본 발명 강재의 MA 조직의 분율과 연성-취성 천이온도(DBTT) 간의 관계를 나타낸 그래프
도 4는 본 발명의 제조과정 중 강판의 내부의 온도 거동을 시간에 따라 개략적으로 도시한 그래프

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.01~0.8%, Mn: 0.3~2.5%, P: 0.02%이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.10%, B: 3~50ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, Ca: 60ppm이하(0ppm은 포함하지 않음), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직을 면적%로 1~5% 포함하고, 잔부는 그래뉼라 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 혼합조직으로 이루어지며, 인장강도가 600MPa 이상이며 항복비가 80%이하임을 특징으로 하는 고강도 저항복비 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 고강도 저항복비 강재는 중량%로, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 저항복비 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직은 평균 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 저항복비 강재.
  4. 삭제
  5. 중량%로 C: 0.02~0.12%, Si: 0.01~0.8%, Mn: 0.3~2.5%, P: 0.02%이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.10%, B: 3~50ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, Ca: 60ppm이하(0ppm은 포함하지 않음), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브에 대하여,
    1050~1250℃에서 재가열하는 재가열 단계;
    1250~Tnr℃의 온도에서 조압연하는 조압연 단계;
    Tnr~Bs의 온도에서 압연하는 사상압연 단계; 및
    500~600℃의 냉각마침온도까지 2~10℃/s의 속도로 냉각하는 냉각 단계;
    를 포함하는 것을 특징으로 하며, 미세조직은 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직을 면적%로 1~5% 포함하고, 잔부는 그래뉼라 베이나이트 및 베이니틱 페라이트의 혼합조직으로 이루어지는 고강도 저항복비 강재의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 강슬라브는 중량%로, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 저항복비 강재의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서, 상기 MA(마르텐사이트/오스테나이트) 조직은 평균 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 저항복비 강재의 제조방법.
  8. 삭제
  9. 삭제
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