KR102559764B1 - 고강도 h형강 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 것을 특징으로 하는, 고강도 H형강을 제공한다.

Description

고강도 H형강 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH H SECTION STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도 H형강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근에는 건축 구조물들이 초고층화 및 거대화 되어 가고 있는 실정이다. 초고층 건축물은 건물의 높이가 증가함에 따라 자중이 증가하고 동시에 지진 하중과 바람 하중도 크게 증가한다. 이에 따라 건물 하부에서 작용하는 하중이 커서 부재의 크기가 대형화되어 재료도 더 많이 쓰이게 되고, 이를 극복하기 위한 저온 충격인성도 요구되고 있다.
따라서 일반 건축물에 비해 높은 안정성과 내구성이 요구되며 건축에 사용되는 강재 및 구조 재료가 지니는 강도 및 성능을 향상하기 위한 노력이 반드시 필요하다. 이에 따라 고강도와 저온 충격인성을 요구하는 철강 소재의 개발이 지속적으로 필요하며 계속해서 높은 항복강도에 대한 수요가 예상된다.
관련 선행 기술로는 한국공개특허 제2012-0000770호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 항복강도 500MPa 이상의 고강도 H형강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강은 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 것을 특징으로 한다.
상기 고강도 H형강은 항복강도: 500MPa 이상, 인장강도: 630MPa 이상, 연신율: 33% 이상일 수 있다.
상기 고강도 H형강은 충격인성이 130J(@-20℃) 이상일 수 있다.
상기 고강도 H형강에서 최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있다.
상기 고강도 H형강에서 상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재할 수 있다.
상기 고강도 H형강에서 상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트일 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 강재를 재가열하는 단계; (c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계; 및 (d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 고강도 H형강의 제조방법에서, 상기 열간 변형하는 단계는 재결정정지온도(RST) 이하에서 압연 패스율이 40% 이상 진행되되 압연종료온도(FRT)가 820 ~ 900℃일 수 있다.
상기 고강도 H형강의 제조방법에서, 상기 냉각하는 단계는 마르텐사이트 생성온도(Ms)까지 냉각한 후 표면 온도 600 ~ 650℃까지 복열하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 항복강도 500MPa 이상의 고강도 H형강 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 H형강의 제조방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강 및 그 제조방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
이하에서 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강에 대하여 상세하게 설명한다.
H형강
본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 H형강은 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 것을 특징으로 한다.
이하에서는, 상기 H형강에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C)
탄소(C)는 강의 강도를 높이는데 가장 효과적이며 중요한 원소이다. 오스테나이트에 고용되어 담금질 시 마르텐사이트 조직을 형성시킨다. 철, 크롬, 몰리브덴, 바나듐 등의 원소와 화합하여 탄화물을 형성, 강도와 경도를 향상시킨다. 반면에 과도하게 첨가될 경우에는 조대한 탄화물이 생성되어 충격인성을 저하시키기 때문에 본 발명에서는 0.16중량% 이하로 제한하였다.
규소(Si)
규소(Si)는 선철과 탈산제에서 잔류된 것으로 SiO2와 같은 화합물을 형성하지 않는 한 페라이트 속에 고용되므로 강의 기계적 성질에 큰 영향을 미치지 않는다. 탄화물 형성을 억제하는 원소이며 특히 Fe3C 형성에 따른 재질 저하를 방지할 수 있으며, 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시킬 수 있다. 또한 강력한 탈산제로 쓰이며, 0.6중량%를 초과하여 첨가 시 인성이 저하되고 소성가공성을 해치기 때문에 첨가량에 한계가 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화를 하는 주요 원소이다. 또한 망간은 저온 변태상의 형성을 용이하게 하며 고용강화로 강도를 상승시키는 효과를 제공하는 원소이다. 망간 중 일부는 강 내에 고용되어 일부는 강중에 함유된 황과 결합하여 비금속개재물인 MnS를 형성하는데 이 MnS는 연성이 있어서 소성가공 시 가공방향으로 길게 연신된다. 그러나 MnS의 형성으로 강 내에 있는 황성분이 감소하면서 결정립이 취약해지고 저융점화합물인 FeS의 형성을 억제시킨다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용강화시킴으로써 항복강도를 향상시킨다. 급냉 시 경화 깊이를 증가시키지만 다량 함유 시에는 냉각 균열이나 변형을 유발시키므로 본 발명에서는 1.7중량% 이하로 제한하였다.
인(P)
인(P)은 강 중에 균일하게 분포되어 있으면 별 문제가 되지 않지만 보통 Fe3P와 같은 바람직하지 않은 화합물을 형성한다. Fe3P는 극히 취약하고 편석되어 있어서 풀림처리를 해도 균질화되지 않고 단조, 압연 등 가공 시 길게 늘어난다. 충격저항을 저하시키고 뜨임취성을 촉진하며 쾌삭강에서는 피삭성을 개선시키지만 일반적으로 강에 유해한 원소로 취급된다. 본 발명에서는 인의 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 취성이 유발되며 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서는 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 있다.
황(S)
황(S)은 보통 망간, 아연, 티타늄, 몰리브덴 등과 결합하여 강의 피삭성을 개선시키며 망간과 결함하여 MnS개재물을 형성한다. 강 중에 망간의 양이 충분하지 못할 경우 철과 결합하여 FeS를 형성한다. 이 FeS는 매우 취약하고 용융점이 낮기 때문에 열간 및 냉간 가공 시에 균열을 일으킨다. 따라서 이러한 FeS개재물 형성을 피하기 위해 망간과 황의 비를 약 5 대 1로 설정할 수 있다. 본 발명에서 황의 함량이 0.025중량%를 초과할 경우 MnS 개재물 수가 증가하여 가공성이 열위되며, 연속주조 응고 중에 편석되어 고온 크랙이 발생하는 문제점이 발생할 수 있으므로, 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 있다.
구리(Cu)
구리(Cu)는 상온에서 페라이트에 0.35중량%까지 고용되며 고용강화효과를 나타내므로 강도 및 경도는 약간 개선되나 연신율을 저하시킨다. 구리를 함유한 강은 열간가공성이 문제가 되며 특히 0.55중량%를 초과하여 함유되었을 경우 적열취성의 원인이 된다. 이것은 고온 가열시 철보다 구리의 산화속도가 작으므로 강 표면에 편재하여 열간 가공 중에 강재 내부로 침투하기 때문이며 니켈이나 몰리브덴을 첨가시켜 이러한 현상을 개선시킬 수 있다. 또한 구리가 소량 함유되어 있어도 대기나 해수 중에서 내식성이 현저히 증가하며 인과 공존할 경우 내식성이 더욱 향상될 수 있다.
몰리브덴(Mo)
몰리브덴(Mo)은 강 중에 고용하여 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, 몰리브덴의 함유량이 0.2중량％를 초과하면, Mo 탄화물(Mo2C)의 석출이나 경질상의 생성이 촉진되어, 용접 열 영향부의 인성이 열화하는 문제가 발생할 수 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 규소(Si)와 비슷한 작용을 하며, 주로 고용 강화 및 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한, 알루미늄은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트 형성을 촉진하며 연신율을 향상시키며, 오스테나이트 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시킨다. 본 발명에서 알루미늄의 함량이 0.02중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현하지 못하며, 0.03중량%를 초과하는 경우 알루미늄 개재물이 증가하여 연주성을 저하시키며 빌렛 내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 페라이트의 생성핵이 되는 Ti 산화물을 형성하기 위하여 필요한 원소이다. 그러나, 본 발명에서 티타늄의 함량이 0.05중량%를 초과하면 조대한 TiN이나 TiC가 증가하여, 이들이 취성 파괴의 원인이 되는 문제점이 발생할 수 있다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 탄소와 결합하여 NbC와 같은 석출물을 입내에 발생시켜 경도를 증가시키며 결정립 미세화 효과로 인한 강도 향상에 유리하다. 그러나, 본 발명에서 니오븀의 함량이 0.05중량%를 초과하면 석출강화 효과가 과다하여 강도가 크게 증가되므로 연성이 저하되는 문제점이 발생할 수 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 재가열과 열간압연시 오스테나이트 입계의 이동을 방해하여 오스테나이트 결정립이 미세화되도록 하고, 상변태 시 오스테나이트 입계에서의 핵생성을 억제하여 경화능을 높이며, 오스테나이트로부터 상변태시 석출물을 형성하여 강도를 높인다. 그러나, 본 발명에서 바나듐의 함량이 0.12중량%를 초과하면 가공성을 저하시켜 압연 중 소재에 균열을 유발하는 문제점이 발생할 수 있다.
질소(N)
질소(N)는 강도를 상승시킬 수 있는 고용강화 원소이며, 일반적으로 대기로부터 혼입되는 원소이다. 그 함량은 제강 공정의 탈가스 공정으로 제어되어야 한다. 질소의 함량이 0.025중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 저온취성이 유발되며 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서 가능한 낮음 함량으로 제어할 필요성이 있다.
바나듐(V)과 질소(N)
바나듐(V)과 질소(N)는 탄소와 결합하여 V(C, N ) 형태의 석출물로 형성된다. N 함량이 증가 할수록 석출물 분율 증대 및 크기가 감소하여 강도 향상에 큰 기여를 한다. 단, V 와 N의 성분함량비(바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비)가 3.6 ~5.0로 제조되어야 한다.
상기 V 와 N의 성분함량비(= [V] / [N])가 5 보다 큰 경우 N첨가량이 V/N 화학양론비에 부족하기 때문에 압연/냉각중 석출되는 V(C,N)에 의한 충분한 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없다. 상기 V 와 N의 성분함량비(= [V] / [N])가 3.6 보다 작은 경우에는 양론비 초과된 Free N 및 VN 석출물이 과도하게 형성되어 충격인성을 저해할 수 있다.
상술한 조성을 가지는 고강도 H형강은 항복강도: 500MPa 이상, 인장강도: 630MPa 이상, 연신율: 33% 이상, 충격인성이 130J(@-20℃) 이상일 수 있다.
상술한 조성을 가지는 고강도 H형강에서 최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있으며, 상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트일 수 있다. 상기 고강도 H형강에서 상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재할 수 있다.
이하에서는 상술한 조성과 미세 조직을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강의 제조방법을 설명한다.
H형강의 제조방법
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 H형강의 제조방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 H형강의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비(= [V] / [N])는 3.6 ~ 5.0인 강재를 제공하는 단계(S100); (b) 상기 강재를 재가열하는 단계(S200); (c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계(S300); 및 (d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계(S400);를 포함한다.
상기 (a) 단계(S100)에서 상기 강재는, 예를 들어, 빌렛(billet)의 형태를 가질 수 있다.
상기 (b) 단계(S200)에서 재가열 온도는 1,050 ~ 1200℃일 수 있다.
상기 (c) 단계(S300)에서 열간 변형 공정은 다양한 초기 압연 공정을 거치며 제어압연 공정을 통해 진행된다. 제어압연 조건은 재결정정지온도(RST)이하 에서 압연 패스율이 40% 이상 진행되어야 한다. 재결정정지온도(RST) 이하 압연 패스율이 40% 이상 진행될 경우 결정립도 미세화 효과로 인한 충격인성 향상 및 강도 증가 효과를 얻을 수 있다.
압연 종료 온도(FRT)는 820 ~ 900℃ 범위에서 제어되어야 한다. 압연 종료 온도(FRT)가 900℃를 초과하면 고온에 의한 결정립 성장이 발생하여 충격 인성이 저하 되고, 압연 종료 온도(FRT)가 820℃ 미만에서 냉각이 시작되면 소재 표면에 조대한 초석 페라이트가 생성되어 강도 하락이 발생한다.
상기 (d) 단계(S400)에서 냉각 공정은 제어 냉각을 통하여 마르텐사이트 생성온도(Ms)(약 410 ~ 420℃) 까지 냉각 후 복열에 의하여 표면 온도 600 ~ 650℃ 까지 확보한다. 650℃를 초과하면 냉각에 의한 결정립 미세화 효과가 떨어지며, 저온조직(마르텐사이트, 베이나이트) 생성 효과가 미미하여 요구하는 강도를 확보하기 어렵다. 600℃ 미만에서는 저온조직이 과도하게 형성되어 연신율 및 충격인성을 저하시킨다. 냉각 종료 후 공냉 시킨다.
실험예
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
1. 시편의 조성
본 실험예에서는 표 1의 H형강 합금 원소 조성(단위: 중량%)을 가지는 시편을 제공한다.
구분 C Si Mn P S Cu Mo Al Ti V Nb N
비교예1 0.13 0.24 1.50 0.015 0.004 0.15 0.02 0.029 0.013 0.034 0.026 0.010
비교예2 0.13 0.23 1.50 0.014 0.004 0.15 0.02 0.020 0.011 0.060 0.025 0.010
비교예3 0.13 0.23 1.50 0.013 0.004 0.15 0.02 0.020 0.011 0.034 0.023 0.016
실시예1 0.13 0.25 1.50 0.014 0.004 0.15 0.02 0.027 0.013 0.062 0.025 0.017
실시예2 0.13 0.25 1.50 0.014 0.004 0.15 0.02 0.029 0.013 0.063 0.038 0.017
표 1의 성분계는 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강을 구성하는 조성으로서 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)의 조성을 만족한다.
그러나, 비교예1 내지 비교예3에서는 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비가 3.6 ~ 5.0의 범위를 만족하지 못한다. 예를 들어, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 비교예1에서 3.4이며, 비교예2에서 6.0이며, 비교예3에서 2.13이다.
이에 반하여, 실시예1 내지 실시예2에서는 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비가 3.6 ~ 5.0의 범위를 만족한다. 예를 들어, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 실시예1에서 3.65이며, 실시예2에서 3.71이다.
2. 공정조건 및 물성평가
표 2는 표 1에 개시된 조성을 가지는 시편들에 대하여 적용한 다양한 공정 조건(압연-냉각 공정)을 나타낸 것이다.
재가열온도(℃) 압연시작온도(℃) RST 이하
압연 패스율(%)		 압연종료온도(℃) 냉각 이송속도
(m/s)		 냉각수량
(m3/hr)		 복열
온도
(℃)
비교예1 1,200 1,050 50 827 0.25 1,200 651
비교예2 1,200 1,050 50 830 0.25 1,200 658
비교예3 1,200 1,050 40 832 0.25 1,200 645
실시예1 1,200 1,050 50 830 0.25 1,200 649
실시예2 1,200 1,050 60 833 0.25 1,200 644
표 2를 참조하면, 비교예1 내지 비교예3과 실시예1 내지 실시예2는 재가열 온도: 1050 ~ 1200℃, 압연시작온도(℃): 1050℃, 재결정정지온도(RST) 이하 압연 패스율: 40% 이상, 압연 종료 온도(FRT): 820 ~ 900℃, 냉각 이송속도(m/s): 0.25m/s, 냉각수량: 1200 m3/hr, 복열온도: 600 ~ 650℃인 공정조건을 모두 만족함을 알 수 있다.
표 3은 표 1 및 표 2에 개시된 조성을 가지는 시편들에 대하여 공정 조건을 적용한 결과 구현된 물성과 조직을 나타낸 것이다.
중심부
미세 조직		 표면부
미세 조직		 경화층 분율(%) YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL
(%)		 충격인성
(J, @-20℃)		 비고
비교예1 페라이트,펄라이트 베이나이트 22 485 594 33 121 YS미달
비교예2 페라이트,펄라이트 베이나이트 21 495 610 31 125 YS미달
비교예3 페라이트,펄라이트 베이나이트 23 491 612 32 115 YS미달
실시예1 페라이트,펄라이트 베이나이트 23 515 630 34 134 목표 만족
실시예2 페라이트,펄라이트 베이나이트 25 524 633 34 130 목표 만족
표 3을 참조하면, 비교예1 내지 비교예3에서는 항복강도(YS)가 목표치인 500MPa에 미달함을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 실시예 1 내지 실시예2에서는 항복강도(YS)가 510MPa을 상회하여 목표치인 500MPa 이상을 만족하며, 인장강도(TS)가 630MPa을 상회하여 목표치인 580MPa 이상을 만족하며, 연신율(EL)이 33%를 상회하여 목표치인 15% 이상을 만족하며, 충격인성이 130J(@-20℃)을 상회하여 목표치인 100J(@-20℃) 이상을 만족함을 확인할 수 있다.
즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강은, 예를 들어, 항복강도: 500 ~ 530MPa, 인장강도: 630 ~ 640MPa, 연신율: 33 ~ 35%, 충격인성: 130 ~ 140J(@-20℃)의 물성을 나타낼 수 있다.
또한, 실시예 1 내지 실시예2에서는 최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함하며, 상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재하며, 경화층인 상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트임을 확인할 수 있다.
본 발명은 기존 성분과 제조법에서 바나듐과 질소를 소정의 함량과 비율로 첨가하여 항복강도(YS) 500MPa 이상, 충격인성 100J(@-20℃) 이상을 갖는 고강도 H형강 및 그 제조방법을 개시하였다.
기존 H형강은 C, Mn, V, Nb 성분을 기반으로 고강도를 확보하였으나, 항복강도(YS) 500MPa 이상의 강도를 확보하지 못하여 구조물들이 초고층 및 대형화됨에 따라 부재를 더 많이 사용하게 되는 단점이 있었다.
본 발명에서는 제어압연 및 QST(Quenching & Self-Tempering)를 통하여 고강도를 확보하였고, V 첨가와 상대적으로 저렴한 N을 첨가함으로써 결정립 미세화, 석출물 분율 증대, 석출물 크기 감소 효과로 인한 강도 향상 효과를 극대화 시켰다. 또한 석출물 과다 생성에 의한 충격인성이 저하 되는 부분을 제한하기 위하여 V:N비가 3.6 ~ 5 : 1 로 설계하였다.
본 발명을 통해 제조된 고강도 H형강을 초고층 및 대형화 건축 구조물에 적용 시 기존 형강 대비 적은 함금원소 함량을 함유하는 강재로 같은 강도를 확보할 수 있어 사용되는 강재량을 감소시켜 원가 절감을 할 수 있으며, 탄소당량의 저감으로 보다 좋은 용접성능을 확보할 수 있다.
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.

Claims (9)

  1. (a) 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 강재를 재가열하는 단계; (c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계; 및 (d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함하되, 상기 열간 변형하는 단계는 재결정정지온도(RST) 이하에서 압연 패스율이 40% 이상 진행되되 압연종료온도(FRT)가 820 ~ 900℃인 것을 특징으로 하며, 상기 냉각하는 단계는 마르텐사이트 생성온도(Ms)까지 냉각한 후 표면 온도 600 ~ 650℃까지 복열하는 단계를 포함하는 제조방법으로 구현된 고강도 H형강이며,
    탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
    바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 것을 특징으로 하며,
    항복강도: 500MPa 이상, 인장강도: 630MPa 이상, 연신율: 33% 이상, 충격인성이 130J(@-20℃) 이상이며,
    최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함하되, 상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재하며, 상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트인 것을 특징으로 하는,
    고강도 H형강.
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  7. (a) 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 강재를 제공하는 단계;
    (b) 상기 강재를 재가열하는 단계;
    (c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계; 및
    (d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함하되,
    상기 열간 변형하는 단계는 재결정정지온도(RST) 이하에서 압연 패스율이 40% 이상 진행되되 압연종료온도(FRT)가 820 ~ 900℃인 것을 특징으로 하며,
    상기 냉각하는 단계는 마르텐사이트 생성온도(Ms)까지 냉각한 후 표면 온도 600 ~ 650℃까지 복열하는 단계를 포함하는,
    고강도 H형강의 제조방법.

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