KR101586920B1

KR101586920B1 - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101586920B1
Application number: KR1020140080096A
Authority: KR
Inventors: 김태응; 이강노; 이승하
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2014-06-27
Filing date: 2014-06-27
Publication date: 2016-01-19
Also published as: KR20160001483A

Abstract

합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해 높은 성형성과 대기 부식성이 우수한 고강도 내후성 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.09%, Si : 0.12 ~ 0.18%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, Cu : 0.2 ~ 0.4%, Cr : 0.4 ~ 0.6%, Ni : 0.12 ~ 0.18%, Nb : 0.03 ~ 0.10%, Ti : 0.06 ~ 0.10% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이나이트 조직이 단면면적률로 60 ~ 70%를 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

강재 및 그 제조 방법 {STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해 높은 성형성과 대기 부식성이 우수한 고강도 내후성 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래의 내후성 강재는 일반 강재 대비 높은 대기 부식 저항성을 갖는 특성이 있다. 이러한 내후성 강재의 주요 용도는 교량, 송전용 철탑, 컨테이너, 발전소 집진기 외판 등 대기에 노출되어 있는 환경에 사용되었다.

특히, 자동차용 열연 강재는 용도에 따라 고강도 및 고가공성, 우수한 내구성, 용접 특성 및 내식성 등 다양한 특성이 요구된다. 특히, 샤시 부품과 같이 차체 하부에 위치하는 부품의 경우 부식 환경에 노출되어 있어 우수한 내식성이 요구된다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 등록특허공보 제10-0946148호(2010.03.10. 공고)가 있다.

본 발명의 목적은 합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해 높은 성형성과 대기 부식성이 우수한 고강도 내후성 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.05 ~ 0.09%, Si : 0.12 ~ 0.18%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, Cu : 0.2 ~ 0.4%, Cr : 0.4 ~ 0.6%, Ni : 0.12 ~ 0.18%, Nb : 0.03 ~ 0.10%, Ti : 0.06 ~ 0.10% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1300℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FDT(Finish Delivery Temperature) : 860 ~ 900℃ 조건으로 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 500℃ 이하에서 전단 냉각을 종료한 후, CT(Coiling Temperature) : 440 ~ 480℃까지 냉각하여 권취하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.09%, Si : 0.12 ~ 0.18%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, Cu : 0.2 ~ 0.4%, Cr : 0.4 ~ 0.6%, Ni : 0.12 ~ 0.18%, Nb : 0.03 ~ 0.10%, Ti : 0.06 ~ 0.10% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이나이트 조직이 단면면적률로 60 ~ 70%를 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 내구 특성을 위해 P 및 S의 함량을 각각 0.02 중량% 이하로 제한하고, Cu, Cr 및 Ni를 첨가하여 내후성 특성을 향상시킬 수 있음과 더불어, Nb 및 Ti의 첨가로 강도 향상되어, 최종 미세조직이 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이나이트의 조직 분율이 단면면적율로 60 ~ 70%를 가짐으로써, 780MPa 이상의 고강도를 가지면서도 13% 이상의 연신율을 확보하는 것이 가능하여 성형성 및 홀 확장성을 향상시킬 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 인강강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 650 ~ 850MPa 및 연신율(EL) : 13% 이상을 가지면서, 높은 성형성과 우수한 대기 부식성을 확보할 수 있으므로, 차체의 하부에 배치되어 부식 환경에 노출되는 자동차용 샤시 부품으로 활용하기에 적합하다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1 및 비교예 1에 대한 스트레인-스트레스 커브를 나타내 그래프이다.
도 3은 비교예 1에 따른 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 4는 실시예 1에 따른 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

강재

본 발명에 따른 강재는 높은 성형성과 대기 부식성이 우수하면서, 인강강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 650 ~ 850MPa 및 연신율(EL) : 13% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.09%, Si : 0.12 ~ 0.18%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, Cu : 0.2 ~ 0.4%, Cr : 0.4 ~ 0.6%, Ni : 0.12 ~ 0.18%, Nb : 0.03 ~ 0.10%, Ti : 0.06 ~ 0.10% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

또한, 상기 강재는 인(P) : 0.02 중량% 이하, 황(S) : 0.02 중량% 이하 및 질소 : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

이때, 상기 강재는 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이나이트 조직이 단면면적률로 60 ~ 70%를 갖는다.

이하, 본 발명에 따른 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가되며, 용접성에 가장 큰 영향을 미치는 원소이다.

탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.05 ~ 0.09 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.09 중량%를 초과할 경우에는 황산 내식성을 저하시키며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.12 ~ 0.18 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 0.12 중량% 미만일 경우에는 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 실리콘의 함량이 0.18 중량%를 초과할 경우에는 저온-저황산 농도구간에서 부식특성을 저하시키며, 열간압연시 적색의 스케일 결함을 유발하는 문제가 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 고용 S를 망간황화물로 석출하여 고용 황에 의한 적열취성을 방지함과 더불어, 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.2 ~ 1.8 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.2 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.8 중량%를 초과할 경우에는 강도 향상 효과 대비 내황산 및 부식 특성을 저하시키는 문제가 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 구리(Cu)는 구리 산화물 형태로 바뀌어 FeSO₄나 Fe₂O₃, Fe₃O₄를 안정화시켜 표면 스케일에 대한 장벽효과(barrier effect)가 증가되어 내식성을 향상시킨다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.2 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 첨가량의 증가에 비해 내식성 향상 효과가 적어지므로, 경제적이지 못하다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 강도 향상에 기여한다. 특히, 본 발명에 따른 내황산 부식강에서 크롬(Cr)은 안티몬(Sb)과 금속간 화합물을 생성하여 연주 공정시나 열간압연시에 유사비늘 흠 등의 저온 융점성분이 입계에 침투하여 크랙이 발생하는 것을 억제하는 역할을 한다.

상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.4 ~ 0.6 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.4 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.6 중량%를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 상승 없이 제조비용만을 상승시키는 요인으로 작용하므로, 경제적이지 못하다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성 개선에 유효한 원소이다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.12 ~ 0.18 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.12 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.18 중량%를 초과할 경우에는 황산 내식성을 저하시키는 문제가 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.03 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.03 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 과다한 석출로 인해 연주성, 압연성 및 연신율을 저하시키는 요인으로 작용할 수 있다.

티타늄(Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강재의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.06 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.06 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조비용을 상승시키는 문제가 있다.

인(P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해한다. 특히, 상기 황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 응력부식균열에 대한 저항성을 악화시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 제한하였다.

질소(N)

질소(N)는 불가피한 불순물로써, 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.006 중량%를 초과하여 다량 함유될 경우 고용 질소가 증가하여 강판의 충격 특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부의 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 강재 전체 중량의 0.006 중량% 이하로 제한하였다.

강재 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120) 및 냉각/권취 단계(S130)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.09%, Si : 0.12 ~ 0.18%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, Cu : 0.2 ~ 0.4%, Cr : 0.4 ~ 0.6%, Ni : 0.12 ~ 0.18%, Nb : 0.03 ~ 0.10%, Ti : 0.06 ~ 0.10% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

또한, 상기 슬라브 판재에는 인(P) : 0.02 중량% 이하, 황(S) : 0.02 중량% 이하 및 질소 : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1300℃로 재가열한다. 이와 같이, 슬라브 재가열 온도(SRT)를 1200℃ 이상의 고온 영역에서 실시하는 것은 강 슬라브에 포함되어 있는 구리(Cu), 크롬(Cr) 등의 합금 성분을 충분히 용해시키기 위함이다.

슬라브 재가열 온도(SRT)가 1200℃ 미만일 경우에는 구리(Cu), 크롬(Cr) 등의 합금 성분이 충분히 용해되지 못하여 내식성을 확보하는 데 어려움이 따를 뿐만 아니라, 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1300℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 미세조직의 페라이트가 조대화되어 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조비용만 상승할 수 있다.

열간 압연

열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 강 슬라브를 FDT(Finish Delivery Temperature) : 860 ~ 900℃ 조건으로 열간압연한다.

이때, 마무리 열간압연온도가 860℃ 미만일 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다. 반대로, 마무리 열간압연온도가 900℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다.

이때, 열간압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 40 ~ 60%가 되도록 실시될 수 있다. 만일, 열간압연의 누적압하율이 40% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 열간압연의 누적압하율이 60%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.

냉각/권취

냉각/권취 단계(S130)에서는 열간압연된 강을 500℃ 이하에서 전단 냉각을 종료한 후, CT(Coiling Temperature) : 440 ~ 480℃까지 냉각하여 권취한다. 이때, 전단 냉각한 이후에는 권취 이전까지 공냉 방식으로 냉각이 실시될 수 있다.

전단 냉각은 열간압연된 판재를 수냉 등의 강제 냉각 방식으로 냉각하는 방식이 이용될 수 있다. 이러한 전단 냉각은 결정립 성장을 억제하여 미세한 페라이트 결정립을 가지는 기지 조직을 형성시키면서 저온상 조직을 확보하기 위한 목적으로 실시된다. 이때, 전단 냉각 종료 온도가 500℃를 초과할 경우에는 저온상 조직 확보가 어려워 목표로 하는 강도를 확보하는 것이 불가능할 수 있다.

특히, 전단 냉각은 40 ~ 55℃/sec의 속도로 실시하는 것이 바람직하다. 전단 냉각 속도가 40℃/sec 미만일 경우에는 펄라이트 조직의 다량 변태로 인해 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 전단 냉각 속도가 55℃/sec를 초과할 경우에는 강도 확보 측면에서는 유리하나, 연성이 급격히 저하되어 성형성 확보에 어려움이 따를 수 있다.

또한, 권취 온도(CT)가 440℃ 미만일 경우에는 강도 확보에는 유리하나, 연성이 저하되어 성형성 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 권취 온도(CT)가 480℃를 초과할 경우에는 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S130)으로 제조되는 강재는 내구 특성을 위해 P 및 S의 함량을 각각 0.02 중량% 이하로 제한하고, Cu, Cr 및 Ni를 첨가하여 내후성 특성을 향상시킬 수 있음과 더불어, Nb 및 Ti의 첨가로 강도 향상되어, 최종 미세조직이 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이나이트의 조직 분율이 단면면적율로 60 ~ 70%를 가짐으로써, 780MPa 이상의 고강도를 가지면서도 13% 이상의 연신율을 확보하는 것이 가능하여 성형성 및 홀 확장성을 향상시킬 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인강강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 650 ~ 850MPa 및 연신율(EL) : 13% 이상을 가지면서, 높은 성형성과 우수한 대기 부식성을 확보할 수 있으므로, 차체의 하부에 배치되어 부식 환경에 노출되는 자동차용 샤시 부품으로 활용하기에 적합하다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편을 제조하였다. 이후, 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편에 대하여 인장시험을 실시하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2]

2. 물성 평가

표 3은 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들에 대한 기계적 물성 및 부식성 평가 결과를 나타낸 것이다.

이때, 부식성 평가를 위해, 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편을 플라즈마 커팅으로 60mm(가로)*25mm(세로)*5mm(두께)의 크기로 절단한 후, 70℃로 각각 유지되는 침지용액(70wt% H₂SO₄)이 채워진 비커 내에서 6시간 동안 침지시킨 다음 증류수로 세척하였다. 이후, 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편에 대하여 #600 SiC 페이퍼로 왕복 60회 동안 표면 연마를 실시한 후, 테스트 전후의 무게 변화량을 측정하여 부식속도를 계산하였다.

[표 3]

표 1 내지 표 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 2의 경우 목표값에 해당하는 인강강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 650 ~ 850MPa 및 연신율(EL) : 13% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다. 또한, 실시예 1 ~ 2의 경우 부식 속도가 1.0mm/year 이하를 나타내는 것을 알 수 있다.

반면, 비교예 1 ~ 2의 경우 인장강도 및 항복강도가 목표값에 미달하였으며, 부식속도가 1.0mm/year를 초과하는 것을 알 수 있다.

도 2는 실시예 1 및 비교예 1에 대한 스트레인-스트레스 커브를 나타내 그래프이다.

도 2에 도시된 바와 같이, 전단 급냉을 실시한 실시예 1의 경우, 스텝 냉각을 실시한 비교예 1에 비하여 스트레인-스트레스 커브 곡선이 상향된 것을 확인할 수 있다.

한편, 도 3은 비교예 1에 따른 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 4는 실시예 1에 따른 시편에 대한 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

도 3에 도시된 바와 같이, 비교예 1 및 실시예 1의 경우 최종 미세조직이 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 확인할 수 있다. 이때, 실시예 1의 경우 베이나이트 조직이 단면면적율로 65%를 갖는데 반해, 비교예 1의 경우 베이나이트 조직이 단면면적율로 87%를 갖는 것을 알 수 있다. 이 결과, 비교예 1의 경우, 베이나이트 조직의 과도한 생성으로 인해 성형성이 좋지 않은 것을 확인하였다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각/권취 단계

Claims

(a) 중량%로, C : 0.05 ~ 0.09%, Si : 0.12 ~ 0.18%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, Cu : 0.2 ~ 0.4%, Cr : 0.4 ~ 0.6%, Ni : 0.12 ~ 0.18%, Nb : 0.03 ~ 0.10%, Ti : 0.06 ~ 0.10% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1300℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FDT(Finish Delivery Temperature) : 860 ~ 900℃ 조건으로 열간압연하는 단계; 및
(c) 상기 열간압연된 강을 500℃ 이하에서 전단 냉각을 종료한 후, CT(Coiling Temperature) : 440 ~ 480℃까지 냉각하여 권취하는 단계를 포함하고,
최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이나이트 조직이 단면면적률로 60 ~ 70%를 갖는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계에서,
상기 슬라브 판재에는
인(P) : 0.02 중량% 이하, 황(S) : 0.02 중량% 이하 및 질소 : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 전단 냉각은
40 ~ 55℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
중량%로, C : 0.05 ~ 0.09%, Si : 0.12 ~ 0.18%, Mn : 1.2 ~ 1.8%, Cu : 0.2 ~ 0.4%, Cr : 0.4 ~ 0.6%, Ni : 0.12 ~ 0.18%, Nb : 0.03 ~ 0.10%, Ti : 0.06 ~ 0.10% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 베이나이트 조직이 단면면적률로 60 ~ 70%를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
인(P) : 0.02 중량% 이하, 황(S) : 0.02 중량% 이하 및 질소 : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
인강강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 650 ~ 850MPa 및 연신율(EL) : 13% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.