KR101879082B1

KR101879082B1 - 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101879082B1
Application number: KR1020160176131A
Authority: KR
Inventors: 유승호; 정문영; 정영진
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-21
Filing date: 2016-12-21
Publication date: 2018-07-16
Also published as: WO2018117509A1; JP2020509156A; KR20180072500A; CN109983146A; JP6829765B2; CN109983146B

Abstract

본 발명의 일 측면은 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 저항복비형 초고강도 강재에 관한 것이다.

Description

저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH STEEL HAVING LOW YIELD RATIO METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 낮은 항복비 및 높은 인장강도를 가져 건설용 강재로 바람직하게 사용할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 국내외 빌딩, 교량 등과 같은 구조물은 초고층화, 장스팬화 추세가 진행됨에 따라 극후, 고강도 강재의 개발이 요구되고 있다. 고강도 강을 사용하게 되면 높은 허용응력을 가지기 때문에 건축 및 교량 구조를 합리화, 경량화할 수 있어 경제적인 건설이 가능할 뿐만 아니라, 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 절단이나 천공 등 기계가공과 용접 작업이 용이해진다.

한편, 강재의 강도를 높일 경우 인장강도와 항복강도의 비율인 항복비(항복강도/인장강도)가 상승하는 경우가 많은데, 항복비가 상승할 경우에는 소성변형이 일어나는 시점(항복점)에서 파괴가 일어나는 시점까지의 응력차가 크지 않기 때문에, 건축물이 변형에 의해 에너지를 흡수하여 파괴를 방지할 수 있는 여유가 많지 않아, 지진등과 같은 거대 외력이 작용하였을 때 안전성을 담보하기가 어렵다는 문제점이 있다. 따라서, 구조용 강재는 고강도 및 저항복비를 모두 만족해야 할 필요가 있다.

한편, 일반적으로 강재의 항복비는 강재의 금속조직을 페라이트 (ferrite)와 같은 연질상(軟質相, soft phase)을 주조직으로 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 위해, 특허문헌 1에는 페라이트와 오스테나이트(austenite)의 2상 영역(dual phase region)에서 적절한 담금질(quenching)과 템퍼링(tempering)을 통하여 항복비를 낮출 수 있는 방법이 개시되어 있다. 그러나 상기 방법은 압연 제조 공정 이외에 열처리 공정수가 추가되기 때문에, 생산성 저하는 물론 제조단가의 증가가 불가피한 문제점이 있다.

따라서, 생산성의 저하와 제조단가의 상승 등의 문제를 모두 해결하면서도, 초고강도 및 저항복비를 확보할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

일본 특개소 55-97425호

본 발명의 일 측면은 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다. 보다 상세하게는 생산성 저하와 제조단가 상승 없이 초고강도 및 저항복비를 확보할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1200℃로 가열하는 단계;

상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;

상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;

상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 냉각하는 1차 냉각 단계; 및

상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 냉각하는 2차 냉각 단계;를 포함하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법에 관한 것이다.

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.

본 발명에 의하면, 생산성 저하와 제조단가 상승 없이 초고강도 및 저항복비를 확보할 수 있는 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 CSL 입계와 일반 입계를 나타낸 사진이다.
도 2는 발명예인 시험번호 7의 미세조직을 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치로 촬영한 사진이다.
도 3은 비교예인 시험번호 4의 미세조직을 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치로 촬영한 사진이다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 저항복비형 초고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 저항복비형 초고강도 강재는 탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

탄소(C): 0.05~0.09중량%

C는 베이나이트 또는 마르텐사이트를 형성시키고, 형성되는 베이나이트 또는 마르텐사이트의 크기 및 분율을 결정하는 중요한 원소이다.

C 함량이 0.09 중량% 초과인 경우에는 저온인성을 저하시키며, C 함량이 0.05 중량% 미만인 경우에는 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 방해하여 강도의 하락을 초래한다. 따라서, C 함량은 0.05~0.09중량%인 것이 바람직하다.

한편, 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 더 나은 용접성을 위해 C 함량의 상한을 0.08 중량%로 하는 것이 보다 바람직하다.

실리콘(Si): 0.1~0.4중량%

Si는 탈산제로 사용되며, 강도 및 인성을 향상시키는 원소이다.

Si 함량이 0.4중량% 초과인 경우에는 저온인성 및 용접성이 저하될 뿐만 아니라 판재 표면에 스케일이 두껍게 형성되어 가스 절단성 불량 및 기타 표면 크랙 등을 유발할 수 있다. 반면에, Si 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 탈산 효과가 불충분할 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~04중량%이다. 보다 바람직하게는 0.15~0.35 중량%일 수 있다.

망간(Mn): 1.8~2.5중량%

Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 1.8중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, Mn 함량이 2.5중량% 초과인 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 수 있다. 따라서, Mn의 함량은 1.8~2.5중량%인 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%

Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있고, 또한 페라이트를 안정화하는 원소이다. Al 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Al 함량이 0.06중량% 초과인 경우에는 연속 주조시 노즐 막힘이 발생할 수 있다. 따라서, Al 함량은 0.01~0.06중량%인 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 0.1~0.5중량%

Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이다. 본 발명에서 상술한 효과를 충분히 나타내기 위해서는 0.1중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni은 고가의 원소이므로 0.5중량%를 초과하는 양의 첨가는 경제성이 저하되며 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, Ni 함량은 0.1~0.5 중량%인 것이 바람직하다.

구리(Cu): 0.1~0.5중량%

Cu는 모재의 인성 저하를 최소화시키면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1중량% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 함량이 0.5중량% 초과인 경우에는 제품 표면 품질을 크게 저해할 수 있다. 따라서, Cu 함량은 0.1~0.5중량%인 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%

Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시켜주는 바, 0.01중량% 이상이 첨가하나, 0.05중량% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성 감소와 같은 문제점을 발생시킬 수 있으므로, 그 상한은 0.05중량%인 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%

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 마르텐사이트 생성을 촉진시켜주는 역할도 한다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Nb 함량이 0.01 중량% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Nb 함량이 0.07중량% 초과인 경우에는 강재의 모서리에 취성 크랙이 나타날 수 있다. 따라서, Nb 함량은 0.01~0.07중량%인 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.1~0.5중량%

Cr은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소로써 담금질성을 증가시키는 역할도 한다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, Cr 함량이 0.5% 초과인 경우에는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해할 수 있다. 따라서, Cr 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%

Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.1중량% 이상의 첨가가 필요하나, 0.6중량%을 초과하여 첨가하는 경우 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해할 수 있다. 따라서, Mo 함량은 0.1~0.6중량%인 것이 바람직하다.

바나듐(V): 0.01~0.05중량%

V 은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, V 함량이 0.05중량% 초과인 경우에는 인성을 오히려 저하시킬 수 있다. 따라서, V 함량은 0.01~0.05중량%인 것이 바람직하다.

인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외)

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.01중량%로 하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외)

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리한 바, 그 상한을 0.01중량%로 하는 것이 바람직하다.

보론(B): 5~30중량ppm

B은 아주 저가의 첨가원소로 강력한 경화능을 나타내며, 조압연 후의 냉각에서 저속냉각에서도 베이나이트의 형성에 크게 기여하는 유익한 원소이다.

소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시킬 수 있으므로 5중량ppm 이상 첨가할 수 있다. 그러나, B 함량이 30중량ppm 초과인 경우에는 Fe₂₃(CB)₆를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키고, 저온인성도 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, B 함량은 5~30중량ppm 인 것이 바람직하다

질소(N): 20~60중량ppm 이하

N은 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 60중량ppm 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, N 함량을 20중량ppm 미만으로 제어하는 것은 제강부하를 증가시키기 때문에 상기 N 함량의 하한은 20중량ppm인 것이 바람직하다.

칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외)

Ca는 주로 MnS의 비금속개재물을 억제하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca첨가는 강중에 함유된 산소와 반응하여 비금속개재물인 CaO를 생성하므로 그 상한치는 50중량ppm인 것이 바람직하다.

코발트(Co): 10~500중량ppm

Co는 부동태 피막을 형성시켜 내식성을 확보할 수 있고, 고온강도를 높일 수 있는 원소이다. Co 함량이 10 중량ppm 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 다만, Co는 고가의 원소로 다량 첨가될 경우 경제성이 저하되므로 그 상한치는 500중량 ppm인 것이 바람직하다.

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. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 본 발명의 유리한 강 조성을 가지는 강재는 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, Sn: 5~50중량ppm, W: 0.01~0.5중량% 및 Sb: 0.01~0.05중량% 중 1 이상을 추가로 포함함으로써 강재의 강도, 인성, 용접열영향부의 인성, 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시킬 수 있다.

주석(Sn): 5~50중량ppm

Sn은 내식성을 확보하는데 유용한 원소이다. 내식성 확보 측면에서 5중량ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Sn 함량이 50중량ppm 초과인 경우에는 내식성 향상에 대한 기여 효과보다는 강재 표면에 수포처럼 스케일이 부풀거나 터지는 형태의 결함이 다량 발생하는 문제점을 발생시킬 수 있다. 또한, Sn은 강의 강도를 증가시킬 수 있으나 연신율과 저온 충격인성을 떨어뜨리므로 그 상한은 50중량ppm인 것이 바람직하다.

텅스텐(W): 0.01~0.5중량%

W은 강의 경화능을 향상시키고 내식성을 확보하는데 유용한 원소이다. 내식성 확보 측면에서 0.01중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, W은 매우 고가의 원소이며 비중이 커서 편재되기 쉬우므로 그 상한은 0.5중량%인 것이 바람직하다.

안티몬(Sb): 0.01~0.05중량%

안티몬은 강의 표면에 발생하는 스케일과 모재 간의 밀착성을 높임으로써 절단성과 함께 내식성을 확보하는데 유용한 원소이다. 절단성 측면에서 0.01중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Sb가 0.05중량% 초과로 첨가될 경우 강재 표면에 생성된 스케일이 박리되기 어려워 도장과 같은 후속 작업이 곤란하게 되므로 그 상한은 0.05중량%인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 강재의 미세조직은 베이니틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이트를 주상으로 포함하고, M-A(도상 마르텐사이트)를 이차상으로 포함할 수 있다.

베이니틱 페라이트는 초기 오스테나이트 결정립계를 유지하면서 입내에 많은 고경각입계를 포함하고 있기 때문에 결정립 미세화 효과에 따른 강도와 충격인성 향상에 유용하다.

그래뉼러 베이나이트는 베이니틱 페라이트와 마찬가지로 초기 오스테나이트 결정립을 유지하고 있으나 입내 또는 입계에 M-A와 같은 이차상이 존재하게 된다. 입내에 고경각입계가 존재하고 있지 않아 충격인성에 다소 불리하나, 입내 전위와 같은 저경각입계가 다량 존재함으로써 강도는 다소 증가된다.

베이니틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이트를 주상으로 포함함으로써 저항복비와 고강도를 확보할 수 있다.

이때, 면적분율로 상기 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)는 60~90%이고, 상기 그래뉼러 베이나이트(granular bainite)는 10~30%이며, 상기 M-A(Martensite-Austenite)는 5% 이하(0% 포함)일 수 있다.

베이니틱 페라이트의 면적분율이 60% 미만인 경우에는 높은 인장강도를 확보하기 어려우며, CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율이 낮아져서 충격흡수에너지 값이 낮을 수 있으며, 부식 특성 및 강도가 열위할 수 있고, 크랙 전파를 억제하기 어려울 수 있다. 반면에, 베이니틱 페라이트의 면적분율이 90% 초과인 경우에는 항복비가 증가되는 문제점이 있다.

그래뉼라 베이나이트의 면적분율이 10% 미만인 경우에는 인장강도뿐만 아니라 항복강도 역시 증가하게 되어 낮은 항복비를 확보할 수 없고, 30% 초과인 경우에는 조대한 초기 오스테나이트 결정립을 효과적으로 미세화시키지 못해 인장강도가 열위해질 수 있으며, CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율이 낮아져서 충격흡수에너지 값이 낮을 수 있으며, 부식 특성 및 강도가 열위할 수 있고, 크랙 전파를 억제하기 어려울 수 있다.

M-A와 같은 이차상은 저항복비 구현에 유용한 미세조직으로서 5% 이하의 면적분율을 갖는 것이 바람직하다. M-A의 면적분율이 5% 초과인 경우에는 항복비는 감소할 수 있으나, 상대적으로 외부 응력에 대한 크랙(crack) 시발점으로 작용할 수도 있기 때문에 인장강도를 높게 확보하는데 불리하게 작용하게 된다.

한편, 본 발명에 따른 강재는 상술한 미세조직 분율을 만족함으로써 입계 어긋남각이 15° 이상이면서 에너지가 낮은 입계인 CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율을 20% 이상으로 확보할 수 있다.

CSL 입계란 도 1의 파란 실선과 같이 금속 원자의 배열이 특정 면과 각도에 따라서 반복성을 띄는 입계를 의미하며, 특수 입계(special grain boundary)라고도 한다. 예를 들어, 쌍정 입계(twin)와 같이 특정한 방위관계를 갖는 입계가 있다.

동일한 성분계를 갖더라도 제조조건에 따라 CSL 입계의 분율이 상이하며, 최종 미세조직과 밀접한 관련이 있다. CSL 입계의 분율은 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치를 이용하여 측정할 수 있다.

CSL 입계는 규칙적인 방위관계를 가지므로 무질서(random)한 일반 입계(일반적으로 고경각입계라고 함)와 비교하여 에너지 값 자체가 낮아 부식 특성이 일반 입계에 비하여 현저히 뛰어나며, 일반 입계와 마찬가지로 입계 어긋남각은 15° 이상으로 크기 때문에 입자미세화에 따른 강도 증가 효과 외에도 크랙의 전파를 방해하는 역할을 하여 인성을 향상시킨다.

이러한 CSL 입계가 통상의 고경각 입계보다 부식 및 강도 측면에서 유리한 것은 바로 입계의 에너지가 낮기 때문이다. 즉, 랜덤한 방위 관계를 갖는 고경각 입계의 에너지를 100이라 할 때 CSL 입계의 에너지는 20~80 수준이며, 쌍정 입계의 경우 CSL 입계 중에서도 특히 에너지가 낮다.

CSL 입계의 분율이 20% 미만인 경우에는 충격흡수에너지 값이 낮을 수 있으며, 부식 특성 및 강도가 열위할 수 있고, 크랙 전파를 억제하기 어려울 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 강재는 항복비가 0.85 이하이고, 인장강도가 800MPa 이상을 확보할 수 있어, 건설용 강재 등으로 바람직하게 사용할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 강재는 -5℃에서 충격흡수에너지가 150J 이상일 수 있다.

한편, 본 발명에 따른 강재의 두께는 100mm 이하일 수 있다.

본 발명에 따른 강재는 고강도 및 저항복비를 확보할 수 있으므로, 절단이나 천공 등 기계가공과 용접 작업이 용이해진다. 따라서, 강재의 두께는 100mm 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 80mm이하, 보다 더 바람직하게는 60mm이하이다. 하한은 특별히 한정할 필요는 없으나, 건설 구조용 강재로 사용하기 위해서는 15mm이상일 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1200℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계; 상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 냉각하는 2차 냉각 단계;를 포함한다.

슬라브 가열 단계

상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1200℃로 가열한다.

조압연 단계

상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는다.

이때, 상기 조압연은 950~1050℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 조압연 온도가 950℃ 미만인 경우에는 상대적으로 슬라브 표면 온도가 낮아 압연하중이 증가하게 되고, 이는 결과적으로 슬라브 두께 방향 중심까지 유효변형이 되지 않아 기공과 같은 결함이 제거되지 않거나 입자 미세화 효과가 줄어들 우려가 있고, 1050℃를 초과하는 경우에는 재결정이 일어남과 동시에 입자가 성장하여 역시 오스테나이트 입자가 조대해질 우려가 있다.

열간압연 단계

상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는다.

상기 마무리압연온도가 700℃ 미만인 경우에는 판재의 온도가 낮아 압연기에 부하가 발생하여 최종 두께까지 압연을 하지 못할 우려가 있고, 950℃를 초과하는 경우에는 압연 중 재결정이 일어날 우려가 있다.

이때, 상기 열간압연의 압하율은 50~80%일 수 있다.

상기 마무리압연 압하율이 50% 미만인 경우에는 압연 중 소재에 작용하는 패스 당 압연하중이 증가하게 되어 설비 사고의 위험이 있고, 80%를 초과하는 경우에는 압연 패스 수가 증가하게 되어 압연종료온도까지 최종 두께를 확보하지 못할 우려가 있다.

냉각 단계

상기 열연강판을 2 단계로 다단냉각한다. 이는 베이니틱 페라이트와 그래뉼라 베이나이트를 모두 확보하고, CSL 입계 분율을 높게 확보하기 위함이다.

1차 냉각 단계

상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 1차 냉각한다.

1차 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 연질의 페라이트들이 생성됨에 따라 인장강도 800 MPa 이상을 확보하기 어렵고, 30℃/s 초과인 경우에는 오스테나이트에서 그래뉼라 베이나이트로 상변태되는 입자의 양이 적어짐에 따라 저항복비를 확보할 수 없는 문제점이 있다.

따라서 1차 냉각 단계의 냉각속도는 10~30℃/s인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 15~25℃/s이다.

냉각종료온도가 Ar3 초과인 경우에는 미세조직이 오스테나이트 단상(single phase)으로만 존재함에 따라 그래뉼라 베이나이트로 상변태가 일어나지 않을 문제점이 있다. 즉, 오스테나이트 단상으로 존재하다가 2차 냉각으로 바로 상변태가 일어날 경우 최종 조직 상의 그래뉼라 베이나이트 분율이 10% 미만으로 지나치게 적어 저항복비를 만족할 수 없게 된다. 한편, 냉각종료온도의 하한은 하기 2차 냉각 단계를 고려하여 Ar3-50℃일 수 있다.

2차 냉각 단계

상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 2차 냉각한다.

2차 냉각속도가 30℃/s 미만인 경우에는 주 조직인 베이니틱 페라이트가 냉각 중 충분히 상변태 되지 못해 인장강도 800MPa 이상을 만족할 수 없는 문제점이 있으며, 70℃/s 초과인 경우에는 저온변태조직인 마르텐사이트가 생성될 확률이 높아짐에 따라 인장강도뿐만 아니라 항복강도 역시 증가하게 되어 항복비 0.85 이하를 만족시키기 어렵다.

2차 냉각종료온도가 Bs 초과인 경우에는 베이니틱 페라이트 및 그래뉼라 베이나이트가 충분히 상변태 되지 못해 강도를 확보할 수 없다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타난 성분계를 만족하는 슬라브를 1160℃로 가열하고, 1000℃에서 조압연한 후, 하기 표 2에 나타난 제조조건에 부합되도록 열간압연 및 냉각하여 강재를 얻었다. 상기 강재의 미세조직, CSL 분율 및 기계적 물성을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.

항복강도 및 인장강도는 만능인장실험기를 이용하여 측정하였고, 충격흡수에너지 값은 -5℃에서 샤르피 충격시험을 행하여 측정하였다.

미세조직은 강재를 경면 연마한 후 화학적 부식시킨 후 광학현미경으로 관찰하였다.

입계 어긋남각이 15° 이상이면서 에너지가 낮은 입계인 CSL(Coincidence Site Lattice)입계의 분율은 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치를 이용하여 측정하였다.

구분	강종	C	Si	Mn	Al	Ni	Cu	Ti	Nb	Cr	Mo	V	P	S	B*	N*	Ca*	Co*
발명강	A	0.051	0.17	2.12	0.022	0.21	0.22	0.018	0.04	0.32	0.31	0.02	0.007	0.002	16	37	10	100
발명강	B	0.055	0.15	2.48	0.024	0.35	0.15	0.016	0.03	0.30	0.25	0.04	0.008	0.001	15	35	7	100
발명강	C	0.065	0.16	1.85	0.031	0.29	0.41	0.019	0.04	0.29	0.12	0.03	0.011	0.001	14	29	12	200
발명강	D	0.082	0.25	1.96	0.035	0.15	0.20	0.012	0.02	0.12	0.15	0.02	0.007	0.002	25	52	5	50
비교강	E	0.045	0.11	1.91	0.006	0.81	0.25	0.008	0.01	0.04	0.04	0.05	0.005	0.003	2	40	11	10
비교강	F	0.097	0.15	0.65	0.029	0.41	0.17	0.018	0.03	0.28	0.54	0.04	0.009	0.002	15	40	14	30

상기 표 1에서 B, N, Ca, Co 함량의 단위는 중량ppm이고, 나머지 원소 함량의 단위는 중량%이다.

구분	시험 번호	강종	마무리압연 온도(℃)	1차 냉각		Ar3 (℃)	2차 냉각		Bs (℃)
구분	시험 번호	강종	마무리압연 온도(℃)	냉각속도 (℃/s)	종료온도 (℃)	Ar3 (℃)	냉각속도 (℃/s)	종료온도 (℃)	Bs (℃)
발명예	1	A	858	13.4	657	688	58.4	516	570
발명예	2		854	15.3	662		57.9	496
발명예	3		857	12.7	674		65.1	501
비교예	4		862	3.2	672		45.2	550
비교예	5		871	16.5	700		58.1	472
비교예	6		845	17.0	669		72.4	382
발명예	7	B	867	25.4	652	658	36.6	526	537
발명예	8		868	21.5	623		46.6	514
비교예	9		897	18.6	641		44.0	551
발명예	10	C	860	24.1	682	694	53.3	541	605
발명예	11		854	22.5	656		56.5	540
발명예	12		852	17.8	674		53.9	543
비교예	13		874	15.0	723		41.2	571
비교예	14		915	4.2	665		37.5	585
발명예	15	D	894	19.8	661	683	43.6	451	592
발명예	16		898	14.5	680		51.7	458
발명예	17		898	18.4	642		31.5	391
비교예	18		852	3.9	726		21.9	516
비교예	19		876	27.1	670		10.2	624
비교예	20	E	912	-	-	662	45.8	492	584
비교예	21		876	14.8	715		16.7	393
비교예	22		852	17.2	651		25.5	449
비교예	23	F	879	24.5	723	764	35.1	458	666
비교예	24		865	15.3	751		48.2	651
비교예	25		892	31.4	812		38.0	543

구분	시험 번호	강종	미세조직(면적%)				CSL (%)	기계적 물성
구분	시험 번호	강종	BF	GB	MA	기타	CSL (%)	TS (MPa)	항복비	충격흡수에너지 (-5℃, Joule)
발명예	1	A	86	14	0		31	904	0.83	267
발명예	2		77	22	1		24	893	0.78	247
발명예	3		75	24	1		22	867	0.78	236
비교예	4		52	28	3	AF: 17	16	752	0.71	106
비교예	5		95	5	0		37	932	0.87	249
비교예	6		85	0	0	M: 15	28	978	0.92	251
발명예	7	B	85	15	0		29	878	0.83	218
발명예	8		88	12	0		32	874	0.84	230
비교예	9		58	39	3		12	726	0.75	122
발명예	10	C	78	21	1		25	834	0.83	203
발명예	11		77	22	1		24	830	0.82	206
발명예	12		70	28	2		21	815	0.77	195
비교예	13		92	8	0		31	915	0.86	248
비교예	14		70	17	2	AF: 11	22	788	0.81	229
발명예	15	D	87	12	1		28	908	0.84	246
발명예	16		86	14	0		27	912	0.82	239
발명예	17		78	20	2		23	867	0.80	229
비교예	18		55	20	1	AF: 24	16	762	0.81	140
비교예	19		7	19	2	AF: 72	4	598	0.84	57
비교예	20	E	92	17	1		25	770	0.87	245
비교예	21		56	39	5		16	766	0.79	126
비교예	22		62	35	3		19	791	0.82	140
비교예	23	F	89	3	0	M: 8	29	963	0.90	220
비교예	24		58	38	4		15	769	0.83	125
비교예	25		92	8	0		31	951	0.89	257

상기 표 3에서, BF: 베이니틱 페라이트, GB: 그레뉼러 베이나이트, MA: 도상 마르텐사이트, AF: 애시큘러 페라이트, M: 마르텐사이트를 의미하며, 단위는 면적%이다.

본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예들의 미세조직은 베이니틱 페라이트는 60~90%이고, 상기 그래뉼러 베이나이트는 10~30%이며, M-A는 5% 이하(0% 포함)를 만족하였다.

이에 따라 CSL 입계를 20% 이상 확보할 수 있었으며, 0.85 이하의 저항복비 및 800MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, -5℃에서의 충격흡수 에너지 값이 150J 이상이었다.

반면에, 본 발명의 합금조성은 만족하였으나, 제조조건을 만족하지 못하는 비교예인 시험번호 4, 5, 6, 9, 13, 14, 18, 19는 본 발명에서 제시한 미세조직을 만족하지 못하였다.

이에 따라 CSL 입계 분율이 20% 미만으로 -5℃에서의 충격흡수 에너지 값이 150J 미만이었으며, 항복비가 0.85를 초과하거나 인장강도가 800MPa 미만인 것을 확인할 수 있다.

발명예인 시험번호 7과 비교예인 시험번호 4의 미세조직을 전자후방산란회절(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 장치로 촬영한 사진인 도 2 및 도 3을 비교해 보면, CSL 입계 분율이 명확하게 차이나는 것을 확인할 수 있다.

또한, 본 발명의 합금조성을 만족하지 못하는 비교강들의 경우에는 본 발명의 제조조건을 만족하더라도 항복비가 0.85를 초과하거나 인장강도가 800MPa 미만인 것을 확인할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 베이니틱 페라이트 60~90%이고, 그래뉼러 베이나이트 10~30%이며, M-A는 5% 이하(0% 포함)인 저항복비형 초고강도 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재는 Sn: 5~50중량ppm, W: 0.01~0.5중량% 및 Sb: 0.01~0.05중량% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
삭제
삭제
제1항에 있어서,
상기 강재는 입계어긋남각이 15도 이상이면서 에너지가 낮은 입계의 분율인 CSL가 20면적% 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재는 항복비가 0.85 이하이고, 인장강도가 800MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재는 -5℃에서의 충격흡수 에너지 값이 150J 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재는 두께가 100mm 이하인 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재.
탄소(C): 0.05~0.09중량%, 실리콘(Si): 0.1~0.4중량%, 망간(Mn): 1.8~2.5중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.06중량%, 니켈(Ni): 0.1~0.5중량%, 구리(Cu): 0.1~0.5중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.07중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6중량%, 바나듐(V): 0.01~0.05중량%, 인(P): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 황(S): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외), 보론(B): 5~30중량ppm, 질소(N): 20~60중량ppm, 칼슘(Ca): 50중량ppm 이하(0중량ppm은 제외), 코발트(Co): 10~500중량ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
상기 바(Bar)를 마무리압연온도 700~950℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ar3 이하까지 냉각하는 1차 냉각 단계; 및
상기 1차 냉각된 열연강판을 30~70℃/s의 냉각속도로 Bs 이하까지 냉각하는 2차 냉각 단계;를 포함하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.
제9항에 있어서,
상기 슬라브는 Sn: 5~50중량ppm, W: 0.01~0.5중량% 및 Sb: 0.01~0.05중량% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.
제9항에 있어서,
상기 열간압연은 압하율을 50~80%로 행하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.
제9항에 있어서,
상기 조압연은 950~1050℃의 온도범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 저항복비형 초고강도 강재의 제조방법.