KR101736626B1

KR101736626B1 - 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101736626B1
Application number: KR1020150183265A
Authority: KR
Inventors: 유승호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-21
Filing date: 2015-12-21
Publication date: 2017-05-17

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.03~0.10%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외)이하, S: 0.01%(0은 제외)이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.01~1.5%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고;
중심부의 미세조직은 면적%로 50 ~ 80%의 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 20 ~ 50%의 그래뉼라 베이나이트(granular bainite) 및 5% 이하(0% 포함)의 도상 마르텐사이트(M.A)와 같은 제 2상 (second phase)을 포함하고;
상기 베이니틱 페라이트의 입자 형상비 (grain aspect ratio)는 0.4 이하이고, 그래뉼라 베이나이트의 평균 입경 (초기 오스테나이트 평균 입경)은 50㎛이하이고, 중심부에는 1 ㎛ 이상의 개재물이 1mm²당 100개 이하 존재하고; 그리고 두께가 60mm이상인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법 {PLATE HAVING HIGH STRENGTH AND LOW YIELD RATIO WITH AN EXCELLENT PROPERTIES THROUGH THICKNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 초고층빌딩에 사용 가능한 건축구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 건축구조물이 초고층화 됨에 따라 건축구조용 강재는 기존 것과 비교하여 강도는 더 높게 요구하면서도 내진성을 우수하게 하기 위해 항복비는 여전히 낮게 요구되고 있다.

일반적으로, 강재의 항복비는 강재의 금속조직을 페라이트 (ferrite)와 같은 연질상(軟質相, soft phase)을 주 조직으로 하고, 베이나이트(bainite)나 마르텐사이트(martensite) 등의 경질상(硬質相, hard phase)이 적당하게 분산된 조직을 구현함으로써 낮출 수 있는 것으로 알려져 있다.

상기와 같은 연질상 기반의 미세조직에 경질상이 적당히 분산된 조직을 얻기 위하여 일본 특개소 55-97425호에서는 페라이트와 오스테나이트(austenite)의 2상 영역(dual phase region)에서 적절히 담금질(quenching)과 템퍼링(tempering)을 통하여 항복비를 낮출 수 있는 방법을 개시하고 있다.

그러나 이 방법은 압연 제조 공정 이외에 열처리 공정수가 추가되기 때문에, 생산성 저하는 물론 제조단가의 증가가 불가피하다.

한편, 제조공정을 추가시키지 않고 항복비를 낮출 수 있는 방법으로, 일본 특개평 1-176027호에서는 Ar3 온도 이상에서 강재의 압연을 종료하고, 그 후의 가속냉각시 가속냉각 속도(cooling rate)와 냉각종료온도를 적절히 제어함으로써 침상형 페라이트(acicular ferrite)와 마르텐사이트의 2상 조직을 이용하는 방법을 제안하고 있다.

그러나, 이러한 방법은 인장강도 600MPa 급의 강재를 대상으로 하였기 때문에 최근 초고층복합빌딩과 같은 건축구조물에 사용되기 위해서는 적절치 않다.

즉, 종래방법으로 강재의 인장강도를 800MPa급으로 증가시키기 위해서는 합금원소의 첨가가 불가피하기 때문에 소재 비용 자체의 상승은 물론, 용접 열영향부의 인성의 열화를 야기한다.

건축 구조용 강재의 경우에는 건축구조분야에 적용 시 용접이 행해지는데, 특히, 두께 60mm 이상의 두꺼운 건축 구조용 강재의 경우에는 용접 시 두께 방향으로 발생하는 국부적인 열변형으로 인해 라멜라 테어링 (lamellar tearing)이 자주 발생하게 된다.

따라서, 종래 기술로는 생산성의 저하와 제조 단가의 상승 및 용접 열영향부의 인성 열화 등의 문제를 모두 해결하면서도 고강도, 저항복비를 갖는 건축구조용 강재를 제조하는데 한계가 있다.

일본공개특허공보 (소) 55-97425호 일본공개특허공보 (평) 1-176027호

본 발명의 바람직한 일 측면은 높은 강도와 낮은 항복비를 가질 뿐만 아니라 두께 방향으로의 단면수축률이 높아 용접 시 라멜라 테어링 (lamellar tearing) 발생 가능성이 적은 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 용접 열영향부의 인성을 열화시키기 않고, 높은 강도와 낮은 항복비를 가질 뿐만 아니라 두께 방향으로의 단면수축률이 높아 용접 시 라멜라 테어링 (lamellar tearing) 발생 가능성이 적은 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.10%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외)이하, S: 0.01%(0은 제외)이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.01~1.5%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고;

중심부의 미세조직은 면적%로 50 ~ 80%의 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 20 ~ 50%의 그래뉼라 베이나이트(granular bainite) 및 5% 이하(0% 포함)의 도상 마르텐사이트(M.A)와 같은 제 2상 (second phase)을 포함하고;

상기 베이니틱 페라이트의 입자 형상비 (grain aspect ratio)는 0.4 이하이고, 그래뉼라 베이나이트의 평균 입경 (초기 오스테나이트 평균 입경)은 50㎛이하이고, 중심부에는 1 ㎛ 이상의 개재물이 1mm²당 100개 이하 존재하고; 그리고 두께가 60mm이상인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재를 제공한다.

상기 강재의 중심부 이외의 부분의 미세조직은 면적%로 60 ~ 90%의 베이니틱 페라이트, 10~40%의 그래뉼라 베이나이트 및 2% 이하(0% 포함)의 도상 마르텐사이트(M.A)와 같은 제 2상을 포함할 수 있다.

상기 개재물은 예를 들면, CaS 개재물, MnS개재물 등을 포함할 수 있다.

상기 강재는 하기 관계식(1)로 정의되는 탄소당량(Ceq.)값이 0.60 이하이고, 하기 관계식(2)에 의해 정의되는 용접균열감수성지수(Pcm.) 값이 0.30 이하일 수 있다.

[관계식 1]

탄소당량(Ceq.)= C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

[여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값임]

[관계식 2]

용접균열감수성지수(Pcm.)= C + (Mn+Cr+Cu)/20 + Si/30 + Ni/60 + Ti/10 + Mo/15 + 5B

[여기서, C, Mn, Cr, Cu, Si, Ni, Ti, Mo 및 B는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값임]

상기 강재는 추가적으로 Mo: 0.1~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, V: 0.005~0.3% 및 Ca: 0.0002~0.0020%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.10%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외)이하, S: 0.01%(0은 제외)이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.01~1.5%, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 1050℃이상에서 패스당 3 ~ 20%의 압하율로 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;

상기 바를 850 ~ 950℃의 마무리압연 온도조건으로 40~60%의 잔압하율로 열간압연하여 두께 60mm이상의 열연강판을 얻는 단계: 및

상기 열연강판을 7℃/s 이하의 냉각속도로 Ms 온도 (마르텐사이트 변태개시 온도) 이하의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법을 제공한다.

상기 강 슬라브는 하기 관계식(1)로 정의되는 탄소당량(Ceq.)값이 0.60 이하이고, 하기 관계식(2)에 의해 정의되는 용접균열감수성지수(Pcm.) 값이 0.30 이하일 수 있다.

[관계식 1]

탄소당량(Ceq.)= C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

[관계식 2]

상기 강 슬라브는 추가적으로 Mo: 0.1~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, V: 0.005~0.3% 및 Ca: 0.0002~0.0020%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.

상기 마무리압연시 패스당 압하율은 5~15%가 바람직하다.

상기 열연강판의 냉각 시 냉각개시온도는 바람직하게는, Ar3 ~ 850℃일 수 있다.

상기 냉각속도는 바람직하게는, 2 ~ 6℃/s 일 수 있다.

상기 냉각종료온도는 바람직하게는, 100 ~ 300℃일 수 있다.

본 발명의 건축구조용 강재는 인장강도 800 MPa 이상, 항복비 0.85 이하를 가지며, -5℃ 에서의 충격흡수 에너지 100J 이상, 두께 방향으로의 단면수축율 50% 이상의 우수한 기계적 성질을 갖는 건축구조용 강재를 제공함으로써, 고층 빌딩 및 대공간 구조물의 핵심 소재로 적극 활용이 가능한 장점이 있다.

본 발명자들은 특히, 높은 강도와 낮은 항복비를 가지면서도 두께 방향으로의 단면수출율 50% 이상인 두께 60mm이상의 강재를 얻기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 되었다.

본 발명은 강재의 강 조성, 조직, 개재물 및 제조조건을 제어하여 높은 강도와 낮은 항복비를 가지면서도 두께 방향으로의 단면수축율 50% 이상인 두께 60mm이상의 강재를 제공하는 것이다.

본 발명의 주요 개념은 다음과 같다.

1) 목적하는 최종 조직을 얻고 개재물을 저감시키기 위하여 강 조성을 최적화 한 것이다.

이렇게 강 조성을 제어함으로써 목적하는 최종 조직을 얻으면서 특히, 강재의 중심부에 형성되는 개재물이 최소화되고, 이로 인하여 고 강도 및 저 항복비를 확보하면서 두께 방향으로의 단면수축율을 향상시킬 수 있다.

2) 고 강도 및 저 항복비를 확보하기 위하여 미세조직을 제어한 것이다.

이렇게 미세조직을 제어함으로써 고 강도 및 저 항복비가 확보될 수 있다.

3) 두께 방향으로의 단면수축율을 향상시키기 위하여 조압연 및 열간압연조건을 제어한 것이다.

이렇게 조압연 및 열간압연조건을 제어함으로써 두께 방향으로의 단면수축율이 향상될 수 있다.

4) 바람직하게는, 용접 열영향부의 인성을 향상시키기 위하여 탄소당량(Ceq.) 및 용접균열감수성지수(Pcm.)를 제어할 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 일 측면인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재에 대하여 상세히 설명한다.

C: 0.03~0.10 중량%

C는 연질상인 페라이트와 베이나이트를 형성시키고, 경질상인 M-A조직의 크기와 분율을 결정하므로 적절한 범위 내에서 포함되어야 한다. 그러나, C의 함유량이 0.03% 미만이 되면 강재 전반의 강도 하락을 초래하게 된다. 반면, C의 함유량이 너무 높으면 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 용접성을 저하시키기 때문에 C의 함량은 0.03~0.10%로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 C의 함량은 0.05~0.08%이다.

Si: 0.01~0.6%

Si는 탈산제로 사용되며 강도 향상 효과가 있어 유용하지만, 함유량이 0.6% 를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, 함유량이 0.01% 미만에서는 탈산 효과가 불충분하게 되어 그 함량을 0.01~0.6%로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.5~3.0%

Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 성분이다.

상기 Mn의 함량이 1.5% 미만인 경우에는 고용강화에 의한 강도 향상 효과가 불충분하고, 3.0%를 초과하게 될 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 우려가 있다.

따라서, 상기 Mn 함량은 1.5~3.0%로 한정하는 것이 바람직하다.

보다 바람직한 Mn 함량은 2.0~3.0%, 보다 더 바람직한 Mn 함량은 2.2~2.7% 이다.

P: 0.02% 이하(0은 제외)

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.

S: 0.01% 이하(0은 제외)

S는 MnS 등을 강판의 두께 중심부에 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 S의 상한은 0.005%이다.

Al: 0.005~0.5%

Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.5%를 초과한 첨가는 연속 주조 시 노즐 막힘을 야기하므로 그 함유량을 0.005~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

한편, 고용된 Al은 적은 양의 C로도 많은 M-A조직을 형성시킬 수 있어 M-A조직의 형성을 조장할 수 있다. 강재 중심부에 존재하는 M-A는 크랙 전파의 개시점으로 작용할 수 있기 때문에 적절한 양으로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, M-A조직 측면에서는 Al의 함량은 0.01~0.05%로 한정하는 것이 보다 바람직하다.

Nb: 0.005~0.1%

Nb는 조직의 입자미세화에 의한 인성을 향상시키는 역할을 함과 동시에 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 이외에도 조압연 후 슬라브가 냉각될 때 낮은 냉각 속도로도 베이나이트를 형성시킬 수 있다.

따라서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 Nb을 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.1%를 초과하여 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 크고, 제조단가도 크게 상승시키므로 바람직하지 않다.

B: 5~40ppm

B는 조압연 후의 냉각에서 느린 냉각속도에도 베이나이트의 형성을 돕는 저가의 첨가원소로서 강력한 경화능을 나타내는 유익한 원소이다. 소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시키므로 5ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 과도하게 첨가되면, 오히려 경화능을 저하시키며, 저온인성도 크게 저하시키므로 5~40ppm을 첨가하는 것이 바람직하다. 더 바람직한 상한은 25ppm이다.

Ti: 0.005~0.1%

Ti는 강 슬라브의 재가열시 입자성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있고, 이를 위해, 최소 0.005% 이상이 되어야 한다. 그러나, 0.1%를 초과하여 과도하게 함유될 경우 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있으므로 적정 함유량을 0.005~0.1%로 한정하는 것이 바람직하다.

N: 15~150ppm

N의 첨가는 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 150ppm 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다. 다만, 15ppm 미만의 N함량 제어는 제강부하를 증가시키기 때문에 상기 N 함량의 하한은 15ppm으로 한정하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.1~1.0%

Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 효과를 얻기 위해서는 0.1%이상 함유하는 것이 바람직하며, 1.0%를 초과하여 첨가될 경우, 용접성을 크게 저하시키므로 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.01~1.5%

Ni는 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 그 효과를 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 함유되어야 한다. 그러나, Ni는 매우 고가의 원소이므로 1.5% 이상 함유될 경우 경제성이 현저히 저하되며, 용접성도 떨어지게 되므로, 그 상한을 1.5%로 한정하는 것이 바람직하다.

상술한 본 발명의 유리한 합금조성을 가지는 강재는 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 강재의 강도와 인성, 용접열영향부의 인성 및 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 하기의 합금원소들을 적절한 범위 내로 첨가할 수도 있다. 하기 합금원소들은 1종만 첨가될 수도 있으며, 필요에 따라 2종 이상 같이 첨가될 수도 있다.

Mo: 0.1~1.0%

Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.1% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 함유량이 1.0% 초과하는 경우, 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하므로 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.01~1.0%

Cu는 강재의 인성 저하를 최소화함과 동시에 강도는 높일 수 있는 원소로서, 그 함량은 0.01% 이상이 바람직하다. 하지만 Cu 역시 매우 고가의 원소로서 과도하게 함유될 경우 경제성이 현저히 저하되고, 제품 표면 품질 역시 나쁘게 하므로 그 함량은 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

V: 0.005~0.3%

V는 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접 열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있어, 그 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, V 역시 매우 고가의 원소로서 0.3% 이상의 함유될 경우 경제성이 저하됨은 물론이고 인성을 크게 저하시키므로 그 함유은 0.005~0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0002~0.0020%

Ca는 제강 공정 중 황(S)을 제거하는 탈황제로 주로 활용되는데, 생석회 (CaO) 및 석회석 (CaCO₃)계로 나뉜다. CaO는 입자표면으로 황이 확산되어 탈황반응이 진행되고, CaCO₃는 약 900℃에서 CaO 입자와 CO2 가스로 분해된다. Ca 처리를 할 경우, S를 효과적으로 제거함으로써 중심 편석 게재물인 MnS를 최소화 할 수 있으므로 그 함량은 0.0002~0.0020%로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.0005~0.0015로 한정한다.

상기 성분 이외의 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이다.

[관계식 1]

탄소당량(Ceq.)= C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

[관계식 2]

Pcm.= C + (Mn+Cr+Cu)/20 + Si/30 + Ni/60 + Ti/10 + Mo/15 + 5B

건축 구조용 재료 특성상 용접이 필수적이므로, 탄소당량과 용접균열감수성지수는 반드시 강재 개발 시 고려되어야만 한다. 탄소당량과 용접균열감수성지수가 클수록 용접이 어려울 뿐만 아니라, 용접부에서의 충격인성 특성 역시 나빠지게 된다. 상기 탄소당량(Ceq.)과 용접균열감수성지수(Pcm.)는 탄소 이외에 Mn, Mo, Cr 등과 같은 합금성분의 함량이 증가할수록 커지게 된다. 고강도 저항복비를 가지면서도 우수한 용접특성을 확보하기 위해서는 탄소당량(Ceq.)은 0.6이하, 용접균열감수성지수(Pcm.)는 0.3이하인 것이 바람직하며, 탄소당량(Ceq.)은 0.50 ~ 0.55, 용접균열감수성지수(Pcm.)는 0.20 ~ 0.22인 것이 보다 바람직하다.

본 발명 강재의 중심부 미세조직은 면적%로 50~80%의 베이니틱 페라이트, 20~50%의 그래뉼라 베이나이트 및 5% 이하(0% 포함)의 도상 마르텐사이트(M.A)와 같은 2차상을 포함하는 것이 바람직하다.

상기 베이니틱 페라이트는 초기 오스테나이트 입자 내부에 래스(lath) 형태의 입계를 무수히 많이 생성시킴으로써 강도와 함께 충격인성을 우수하게 하는 상(phase)으로서, 면적%로 50% 미만에서는 충격인성이 저하될 우려가 있고, 면적%로 80%를 초과하는 경우에는 저항복비 특성을 만족하지 못할 우려가 있다.

상기 그래뉼라 베이나이트는 입내 또는 입계에 M-A와 같은 이차상이 존재하며 강재의 강도를 증가시키는 상(phase)으로, 면적%로 20% 미만에서는 강도 저하가 우려되고, 면적%로 50%를 초과하는 경우에는 높은 강도 확보는 가능하지만, 충격인성이 나빠질 우려가 있다.

상기 그래뉼라 베이나이트의 평균 입경은 50㎛이하가 바람직하다.

상기 그래뉼라 베이나이트의 평균입경이 50 ㎛를 초과하는 경우에는 충분한 강도 확보가 어려울 수 있고, 또한 충격인성이 나빠질 우려가 있다.

보다 바람직한 그래뉼라 베이나이트의 평균 입경은 30 ~ 50 ㎛이다.

상기 도상 마르텐사이트(M.A)는 포함되지 않을 수 있으며, 포함되는 경우에는 면적%로 5%이하로 포함될 수 있다.

상기 도상 마르텐사이트(M.A)는 강도 증가와 함께 저항복비를 만족시키는 역할을 하는 상(phase)으로, 면적%로 1%미만에서는 저항복비(0.85 이하) 달성이 어려울 수 있고, 면적%로 5%를 초과하는 경우에는 충격인성이 나빠질 우려가 있다.

따라서, 상기 도상 마르텐사이트(M.A)의 분율은 면적%로 5% 이하가 바람직하다.

여기서, 강재의 중심부는 1/2 t(t: 열간 마무리압연한 최종 강재 두께) ± 0.2 t의 영역을 의미한다.

상기 강재의 중심부 이외의 부분의 미세조직은 면적%로 60~ 90%의 베이니틱 페라이트, 10~40 %의 그래뉼라 베이나이트 및 2% 이하(0% 포함)의 도상 마르텐사이트(M.A)를 포함할 수 있다.

상기 강재의 중심부에는 1 ㎛ 크기 이상의 개재물이 100개/mm² 이하 존재하는 것이 바람직하다.

1 ㎛ 크기 이상의 개재물의 양이 100개/mm²를 초과하는 경우에는 크랙 전파의 개시점 작용을 하여 충격인성을 나쁘게 하고, 용접 시 라멜라 테어링이 발생할 우려가 있다

상기 강재의 두께는 60mm이상이며, 바람직하게는 60 ~ 100mm이다.

상기 강재는 예를 들면, 800MPa 이상의 인장강도, 0.85 이하의 항복비, -5℃에서 100J 이상의 충격흡수에너지, 두께 방향으로의 50%이상의 단면수출율을 가질 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃로 재가열한다.

상기 강 슬라브 재가열 온도가 1050℃ 미만인 경우에는 Nb와 같은 합금원소가 불완전하게 고용됨으로써 강도가 저하될 우려가 있고, 1250℃를 초과하는 경우에는 초기 오스테나이트 결정립이 조대화되어 충격인성이 나빠질 우려가 있다.

본 발명에서 조압연 및 열간압연조건은 강 조성 및 후 공정인 냉각조건과 함께 강재 중심부의 미세조직의 분율과 평균입경 제어에 기여하게 된다.

본 발명에서는 특정된 강 조성 및 후 공정인 냉각공정과 결합하여 목적하는 중심부 미세조직 및 그 분율을 확보함과 함께 중심부 미세조직의 평균입경이 확보되도록 조압연 및 열간압연조건, 특히 열간압연의 마무리압연 잔압하율을 제어하는 것이 중요하다.

즉, 조압연시 패스 당 압하량이 작으면 강판 중심부에 부여되는 변형량이 적음에 따라 초기 오스테나이트 입자를 충분히 미세화시키지 못하게 되고, 이는 마무리압연 후 최종 조직의 평균 입경을 크게 한다. 또한, 조압연시 패스 당 압하량이 작으면 연주 후 슬라브 중심부에 존재할 수 있는 기공 (porosity)을 제대로 압착시키지 못하게 된다.

따라서, 조압연 시 패스 당 압하율을 패스당 3 ~ 20%로 설정한다.

마무리압연 잔압하율은 조압연 후 만들어진 바 (bar)를 최대한 pancaking 시켜 최종 미세조직을 미세하게 만드는데 중요한 인자이다. 마무리압연 잔압하율이 클수록 중심부는 물론 강재 두께 전체적으로 저온 영역에서 압연량이 큼에 따라 최종 조직은 미세하게 된다.

따라서, 상기 마무리압연 시 잔압하율은 40~60%로 설정한다.

상기와 같이 목적하는 중심부 미세조직의 평균입경이 확보되면, 강재 두께 방향으로의 단면수출율이 향상된다.

본 발명에서는 강판의 냉각 전에 강판에 적절한 변형량을 부여하도록 조압연의 온도 및 압하율과 열간압연의 온도 및 압하율을 제어한다.

상기와 같이 재가열된 슬라브를 1050℃이상에서 조압연하여 바(Bar)를 얻는다.

상기 조압연 온도가 1050℃미만인 경우에는 압연 롤 (roll)과 슬라브 간의 변형 저항이 커짐에 따라 중심부까지 강압하를 시키지 못할 우려가 있다.

상기 조압연 시 패스당 압하율은 3 ~ 20%가 바람직하다.

상기 조압연 시 패스당 압하율이 3% 미만인 경우에는 중심부가 충분히 강압하되지 않고, 그 상한은 설비상의 문제가 없다면 특별히 한정되는 것은 아니지만, 20%가 바람직하다.

상기 바를 열간압연하여 두께 60mm이상의 열연강판을 얻는다.

상기 열연강판의 두께는 60 ~ 100mm일 수 있다.

상기 열간압연시 마무리압연온도는 850 ~ 950℃가 바람직하다.

상기 마무리압연 온도가 850℃미만인 경우에는 생산성이 떨어질 우려가 있고, 950℃를 초과하는 경우에는 pancaking이 제대로 되지 않아 입자가 미세화 되지 않을 우려가 있다.

상기 마무리압연 시 잔압하율은 40~60%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 마무리압연 압하율이 40% 미만인 경우에는 중심부 조직이 조대하여 충격인성이 바빠질 우려가 있고, 60%를 초과하는 경우에는 pancaking이 심하게 되어 주 조직인 베이니틱 페라이트의 입자형상비 (grain aspect ratio)가 0.4를 초과하게 된다. 입자형상비가 0.4를 초과할 경우, 기계적 이방성 뿐만 아니라 두께 방향으로의 단면수축률 또한 감소할 우려가 있다.

상기 마무리압연시 패스당 압하율은 5~15%가 바람직하다.

상기 열연강판을 7℃/s 이하의 냉각속도로 Ms 이하의 냉각종료온도까지 냉각하여 강재를 제조한다.

상기 냉각속도가 너무 작은 경우에는 강도 미달의 우려가 있고, 너무 큰 경우에는 항복비 초과의 우려가 있으므로, 냉각속도는 2~6 ℃/s로 설정하는 것이 보다 바람직하다.

상기 냉각종료온도는 바람직하게는, 100 ~ 300℃일 수 있다.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 바람직한 실시를 보여주기 위한 것일 뿐, 하기 실시예에 의해서 본 발명이 한정되는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1의 조성을 갖는 두께 300 mm의 강 슬라브를 1160℃로 재가열한 후, 1080~1140℃에서 조압연하여 두께 100~133mm의 바(Bar)를 얻은 다음, 상기 바를 열간압연하여 두께 60mm의 열연강판을 얻었다.

상기 조압연 및 열간압연은 하기 표 2와 같은 조건으로 수행하였다.

상기 열연강판을 하기 표 2의 냉각속도 및 냉각종료온도 조건으로 냉각하여 강재를 제조하였다.

상기 강재의 미세조직, 인장강도(TS), 항복비, 단면수축률 및 CVN@-5℃를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

(상기 표 2에서, BF: 베이니틱 페라이트, GB: 그레뉼러 베이나이트, MA: 도상 마르텐사이트, AF: 애시큘러 페라이트, B: 베이나이트, F: 페라이트)

상기 표 1 내지 3에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 부합되는 발명예(1-16)의 경우에는 800MPa 이상의 인장강도, 0.85 이하의 항복비, -5℃에서 100J 이상의 충격흡수에너지 및 50%이상의 단면수출율을 나타내고 있다.

한편, 본 발명에서 벗어나는 비교예(1-12)의 경우에는 800MPa 이상의 인장강도, 0.85 이하의 항복비, -5℃에서 100J 이상의 충격흡수에너지 및 50%이상의 단면수출율의 물성 중 적어나 하나를 만족시키지 못함을 알 수 있다.

이상에서는 본 발명을 특정의 실시예에 대해서 도시하고 설명하였지만, 본 발명은 상술한 실시예에만 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이하의 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상의 요지를 벗어나지 않는 범위에서 얼마든지 다양하게 변경하여 실시할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.03~0.10%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외)이하, S: 0.01%(0은 제외)이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.01~1.5%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고;
중심부의 미세조직은 면적%로 50 ~ 80%의 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 20 ~ 50%의 그래뉼라 베이나이트(granular bainite) 및 5% 이하(0% 포함)의 도상 마르텐사이트(M.A)와 같은 제 2상 (second phase)을 포함하고;
상기 베이니틱 페라이트의 입자 형상비 (grain aspect ratio)는 0.4 이하이고, 그래뉼라 베이나이트의 평균 입경 (초기 오스테나이트 평균 입경)은 50㎛이하이고, 중심부에는 1 ㎛ 이상의 개재물이 1mm²당 100개 이하 존재하고; 그리고 두께가 60mm이상인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재의 중심부 이외의 부분의 미세조직은 면적%로 60 ~ 90%의 베이니틱 페라이트, 10~40%의 그래뉼라 베이나이트 및 2% 이하(0% 포함)의 도상 마르텐사이트(M.A)를 포함하는 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재는 하기 관계식(1)로 정의되는 탄소당량(Ceq.)값이 0.60 이하이고, 하기 관계식(2)에 의해 정의되는 용접균열감수성지수(Pcm.) 값이 0.30 이하인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재.
[관계식 1]
탄소당량(Ceq.)= C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15
[여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값임]

[관계식 2]
용접균열감수성지수(Pcm.)= C + (Mn+Cr+Cu)/20 + Si/30 + Ni/60 + Ti/10 + Mo/15 + 5B
[여기서, C, Mn, Cr, Cu, Si, Ni, Ti, Mo 및 B는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값임]
제1항에 있어서, 상기 강재는 추가적으로 Mo: 0.1~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, V: 0.005~0.3% 및 Ca: 0.0002~0.0020%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재.
제1항에 있어서, 상기 개재물은 CaS 개재물 및 MnS개재물 중 1종 또는 2종인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재는 800MPa 이상의 인장강도, 0.85 이하의 항복비, -5℃에서 100J 이상의 충격흡수에너지 및 두께 방향으로의 50%이상의 단면수출율을 갖는 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재.
중량%로, C: 0.03~0.10%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외)이하, S: 0.01%(0은 제외)이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.01~1.5%, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 1050℃이상에서 패스당 3 ~ 20%의 압하율로 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
상기 바를 850 ~ 950℃의 마무리압연 온도조건으로 40~60%의 잔압하율로 열간압연하여 두께 60mm이상의 열연강판을 얻는 단계: 및
상기 열연강판을 7℃/s 이하의 냉각속도로 Ms 온도 (마르텐사이트 변태개시 온도) 이하의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 강 슬라브는 하기 관계식(1)로 정의되는 탄소당량(Ceq.) 값이 0.60 이하이고, 하기 관계식(2)에 의해 정의되는 용접균열감수성지수(Pcm.) 값이 0.30 이하인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법.
[관계식 1]
탄소당량(Ceq.)= C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15
[여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값임]
[관계식 2]
용접균열감수성지수(Pcm.)= C + (Mn+Cr+Cu)/20 + Si/30 + Ni/60 + Ti/10 + Mo/15 + 5B
[여기서, C, Mn, Cr, Cu, Si, Ni, Ti, Mo 및 B는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값임]
제7항에 있어서, 상기 강 슬라브는 추가적으로 Mo: 0.1~1.0%, Cu: 0.01~1.0%, V: 0.005~0.3% 및 Ca: 0.0002~0.0020%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 마무리압연시 패스당 압하율은 5~15%인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 열연강판의 냉각 시 냉각개시온도는 Ar3 ~ 850℃인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 냉각종료온도는 100 ~ 300℃인 두께 방향 특성이 우수한 고강도 저항복비 강재의 제조 방법.