KR102674148B1 - H형강 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 0.10 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.00 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.005 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.015 ~ 0.050 중량%, 바나듐(V): 0.05 ~ 0.10 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 ~ 0.015 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.050 중량% 질소(N) : 150 ~ 200 ppm 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 플랜지(flange) 두께 중심부의 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)가 -5℃에서 47J 이상인 것을 특징으로 하는 H형강을 제공한다.
Description
본 발명은 H형강 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도 건축 구조용 H형강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
국내외적으로 인구의 도시 집중화, 과밀화로 인해 건축 구조물의 대형화, 초고층화가 이루어지고 있다. 초고층 학회(CTBUH)에 따르면 세계적으로 300m 이상 초고층 빌딩은 100개가 넘었으며 현재도 100여개의 공사가 진행 중에 있다. 현재 양산되는 후물 H형강은 KS 기준 플랜지(Flange) 두께 t = 70mm, YS 355MPa 급이다. 하지만 초고층 건축물을 건설하기 위해서는 보다 고강도 건축 구조용 H형강이 요구되고 있으며, 요구 특성은 고강도(YP460MPa급), 내진(YR≤0.85), 플랜지 t/4 스펙부에서 -5℃ 충격인성 보증과 더불어 후물화에 따른 품질 확보를 위한 두께 중심부(t/2) 충격인성 보증도 요구하고 있다. 고강도 두께 중심부 충격인성 확보를 위한 충분한 압연량(압연비 3:1이상)과 제어 압연 공정을 통한 결정립 미세화로 두께 중심부 충격인성을 확보 할 수 있지만, Rolled H형강(이하 RH) 공장 특성인 설비 노후화로 인해 후물재(t≥70)에서 불충분한 압연량(압연비 3:1 미만)으로 중심부 충격인성 확보가 어려우며 단순한 탄소 성분 하향만을 통한 충격인성을 확보 시에는 고강도(YP460MPa) 물성 확보가 어려운 문제가 발생한다.
관련 선행 기술로는 한국공개특허 제2012-0000770호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 상술한 RH 제조 공장의 한계 속에서 조성 및 압연 조건을 제어하여 고강도, 내진 및 중심부 충격인성보증(-5℃) 특성을 만족시키는 H형강 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 0.10 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.00 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.005 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.015 ~ 0.050 중량%, 바나듐(V): 0.05 ~ 0.10 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 ~ 0.015 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.050 중량% 질소(N) : 150 ~ 200 ppm 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 플랜지(flange) 두께 중심부의 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)가 -5℃에서 47J 이상이다.
상기 H형강은 항복강도(YS): 460 ~ 600MPa, 인장강도(TS): 570 ~ 720MPa, 연신율(EL): 20 ~ 35%, 항복비(YR): 0.70 ~ 0.85일 수 있다.
상기 H형강에서, 표층부에서 미세 조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 상기 형강의 중심부에서 미세 조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 상기 형강의 표층부와 중심부 사이의 영역에서 미세 조직은 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트를 포함할 수 있다.
상기 H형강에서, 상기 플랜지의 두께(t)는 70mm이며, 상기 플랜지 두께 중심부는 상기 플랜지의 표층부에서 중심부 방향으로 t/2 지점을 포함할 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 0.10 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.00 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.005 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.015 ~ 0.050 중량%, 바나듐(V): 0.05 ~ 0.10 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 ~ 0.015 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.050 중량% 질소(N) : 150 ~ 200 ppm 및 나머지 `철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 강재를 재가열하는 단계; (c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계; 및 (d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함한다.
상기 H형강의 제조 방법에서, 상기 (b) 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1300℃인 조건에서 수행하며, 상기 (c) 단계는 압연시작온도: 1030 ~ 1070℃, 압연종료온도: 750 ~ 850℃인 조건으로 압연 공정을 수행하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 H형강의 제조 방법에서, 상기 (c) 단계는 재결정 정지 온도(RST) 이하에서의 누적 압하량이 30 ~ 40%일 수 있으며, 단일 패스(pass) 압하량이 10 ~ 15%일 수 있다.
상기 H형강의 제조 방법에서, 상기 재결정 정지 온도(RST)는 850 ~ 900℃일 수 있다.
상기 H형강의 제조 방법에서, 상기 (d) 단계는 QST(Quenching and Self-Tempering) 공정을 수행하는 단계를 포함하되, 자가 템퍼링 온도(Self-Tempering Temperature)는 550 ~ 650℃일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 조성 및 압연 조건을 제어하여 고강도, 내진 및 중심부 충격인성보증(-5℃) 특성을 만족시키는 H형강 및 그 제조 방법을 구현할 수 있다.
물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 단면과 충격인성을 보증하는 위치를 도해하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 제조 방법을 도해하는 순서도이다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 H형강의 미세 조직을 촬영한 사진을 포함하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 제조 방법을 도해하는 순서도이다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 H형강의 미세 조직을 촬영한 사진을 포함하는 도면이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서,본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 이때, 본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지기술 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 것이다.
그리고 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있으므로 그 정의는 본 발명을 설명하는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
이하에서 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강에 대하여 상세하게 설명한다.
H형강
본 발명의 일 실시예에 따르는 H형강은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 0.10 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.00 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.005 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.015 ~ 0.050 중량%, 바나듐(V): 0.05 ~ 0.10 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 ~ 0.015 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.050 중량% 질소(N) : 150 ~ 200 중량ppm 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
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. 탄소의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우 상술한 효과가 나타나지 않으며, 반면에 0.15 중량%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우에는 조대한 탄화물이 생성되어 충격인성을 저하시키기 때문에 본 발명에서는 0.05 ~ 0.15 중량%로 제한하였다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 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 쓰인다. 실리콘의 함량이 0.10 중량% 미만인 경우 상술한 효과가 나타나지 않으며, 실리콘의 함량이 0.30 중량%를 초과하여 첨가 시 인성이 저하되고 소성 가공성을 해치기 때문에 첨가량에 한계가 있다. 따라서, 본 발명에서 실리콘의 함량은 0.10 ~ 0.30 중량%로 제한한다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화를 하는 주요 원소이다. 또한 망간은 저온 변태상의 형성을 용이하게 하며 고용 강화로 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 황 성분이 감소하면서 결정립이 취약해지고 저융점화합물인 FeS의 형성을 억제시킨다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용 강화시킴으로써 항복강도를 향상시킨다. 망간의 함량이 1.00 중량% 미만인 경우 상술한 효과가 나타나지 않는다. 망간은 급랭 시 경화 깊이를 증가시키지만 다량 함유 시에는 냉각 균열이나 변형을 유발시키므로 본 발명에서는 1.60 중량% 이하로 제한하였다. 따라서, 본 발명에서 망간의 함량은 1.00 ~ 1.60 중량%로 제한한다.
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 풀림 처리를 해도 균질화되지 않고 단조, 압연 등 가공 시 길게 늘어난다. 충격 저항을 저하시키고 뜨임 취성을 촉진하며 쾌삭강에서는 피삭성을 개선시키지만 일반적으로 강에 유해한 원소로 취급된다. 본 발명에서는 인의 함량이 0.015 중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 취성이 유발되며 충격 저항을 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 MnS 개재물을 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 FeS 개재물 형성을 피하기 위해 망간과 황의 비를 약 5 대 1로 설정할 수 있다. 본 발명에서 황의 함량이 0.005 중량%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.
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 농화량 을 증진하여 오스테나이트를 안정화시킨다. 본 발명에서 알루미늄의 함량이 0.015 중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현하지 못하며, 0.050 중량%를 초과하는 경우 알루미늄 개재물이 증가하여 연주성을 저하시키며 빌렛 내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 압연 중 탄질화물을 형성하여 결정립 미세화 및 강도 증가의 효과를 위하여 첨가할 수 있다. 바나듐은 재가열과 열간압연시 오스테나이트 입계의 이동을 방해하여 오스테나이트 결정립이 미세화되도록 하고, 상변태 시 오스테나이트 입계에서의 핵생성을 억제하여 경화능을 높이며, 오스테나이트로부터 상변태시 석출물을 형성하여 강도를 높인다. 바나듐의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우 상술한 효과가 나타나지 않으며, 바나듐의 함량이 0.10 중량%를 초과하면 가공성을 저하시켜 압연 중 소재에 균열을 유발하는 문제점이 발생할 수 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 고온 석출물을 형성하는 원소로서 페라이트의 생성핵이 되는 Ti 산화물을 형성하기 위하여 필요한 원소이다. 티타늄의 함량이 0.010 중량% 미만인 경우 상술한 효과가 나타나지 않으며, 티타늄의 함량이 0.015 중량%를 초과하면 조대한 TiN이나 TiC가 증가하여, 이들이 취성 파괴의 원인이 되는 문제점이 발생할 수 있다. 티타늄은 가열로에서의 오스테나이트 결정립 성장을 지연하나 상술한 범위 미달시 미세화 효과가 저하되며, 상술한 범위 초과 시 대형 석출로 존재하여 충격인성 저하를 유발한다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 재결정 정지 온도(RST; Recrystallization Stop Temperature)를 높여 압연 중 미재결정 영역에서의 압하량을 증가시켜 결정립 미세화로 강도 및 충격인성 향상에 유리하다. 또한, 니오븀은 탄소와 결합하여 NbC와 같은 석출물을 입내에 발생시켜 경도를 증가시킨다. 니오븀의 함량이 0.010 중량% 미만인 경우 상술한 효과가 나타나지 않으며, 니오븀의 함량이 0.050 중량%를 초과하면 석출강화 효과가 과다하여 강도가 크게 증가되므로 연성이 저하되는 문제점이 발생할 수 있다.
질소(N)
질소는 다른 합금원소인 알루미늄, 티타늄, 바나듐, 니오븀 등과 결합해 질화물을 형성하여 결정립을 미세하게 만든다. 그러나, 다량 첨가시 질소량이 증가하여 강의 취성 뿐만 아니라 연신율 및 성형성이 저하되는 문제가 있다. 질소는 150 중량ppm 미만으로 첨가하는 경우에는 강도 확보가 되지 않고 결정립이 미세화 되지 못하는 문제가 있고, 200 중량ppm을 초과하는 경우에는 취성, 연신율 및 성형성이 저하되는 문제가 있다. 한편, 질소는 압연 중 압연 중 탄질화물을 형성하여 석출 강화를 구현할 수 있는 원소로 화학양론비(V : N = 3.6 : 1) 초과시 H형강 내 자유 질소(Free N) 함량이 증가하여 충격인성이 저하될 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 단면과 충격인성을 보증하는 위치를 도해하는 도면이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강은 서로 대향하는 한 쌍의 플랜지(10; flange)와 상기 한 쌍의 플랜지(10)를 가로질러 연결하는 웨브(20; web)로 구성된다.
초고층 건축물을 건설하기 위해서는 보다 고강도 건축 구조용 H형강이 요구되고 있으며, 요구 특성은 고강도(YP460MPa급), 내진(YR≤0.85), 플랜지 t/4 스펙부(11)에서 -5℃ 충격인성 보증과 더불어 후물화에 따른 품질 확보를 위한 두께 중심부(t/2) 충격인성 보증도 요구하고 있다.
상술한 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강에서, 플랜지 t/4 스펙부(11)의 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)는 -5℃에서 47J 이상이며, 플랜지 두께 중심부(12)의 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)는 -5℃에서 47J 이상이다. 상기 H형강에서 플랜지의 두께(t)는, 예를 들어, 70mm이며, 상기 플랜지 두께 중심부(120)는 상기 플랜지(10)의 표층부에서 중심부 방향으로 t/2 지점을 포함할 수 있다.
상술한 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강에서, 플랜지 외측의 표층부에서 미세 조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 상기 플랜지의 중심부에서 미세 조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 상기 표층부와 상기 중심부 사이의 영역에서 미세 조직은 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트를 포함할 수 있다.
상술한 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강은 항복강도(YS): 460 ~ 600MPa, 인장강도(TS): 570 ~ 720MPa, 연신율(EL): 20 ~ 35%, 항복비(YR): 0.70 ~ 0.85의 물성을 가진다.
이하에서는 상술한 조성과 미세 조직을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 제조 방법을 설명한다.
형강의 제조 방법
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따르는 H형강의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2를 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 H형강의 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 0.10 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.00 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.005 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.015 ~ 0.050 중량%, 바나듐(V): 0.05 ~ 0.10 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 ~ 0.015 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.050 중량% 질소(N) : 150 ~ 200 ppm 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 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.
강재 제공 단계(S100)
형강을 구성하는 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대해서는 앞에서 이미 설명하였다.
특히, 상기 강재에서 중심부 결정립 미세화를 위한 석출강화 원소인 바나듐(V) 및 니오븀(Nb)과 가열로에서의 오스테나이트 결정립 성장을 지연하기 위하여 티타늄(Ti)을 첨가하였다. 니오븀(Nb)은 재결정 정지 온도(RST)를 높여 압연 중 미재결정 영역에서의 압하량을 증가시켜 결정립 미세화로 강도 및 충격인성 향상 효과가 있으며 앞에서 제안한 조성 범위 미달 시 미세화 효과 저하로 인한 강도 및 충격인성이 미달될 수 있다. 바나듐(V)은 압연 중 탄질화물을 형성하여 결정립 미세화 및 강도 증가의 효과가 있으며 앞에서 제안한 조성 범위 미달 시 강도가 미달될 수 있다. 티타늄(Ti)은 고온 석출물을 형성하는 원소로서 가열로에서의 오스테나이트 결정립 성장을 지연하나 앞에서 제안한 조성 범위 미달 시 미세화 효과가 저하되며, 초과시 대형석출로 존재하여 충격인성 저하를 유발한다. 질소(N)는 압연 중 압연 중 탄질화물을 형성하여 석출강화를 시키는 원소로 화학양론비(V : N = 3.6 : 1) 초과 시 충격인성이 저하될 수 있다.
재가열 단계(S200)
일 실시예에서, 상기 강재는 1150 내지 1300℃의 온도에서 재가열될 수 있다. 상기 강재는 상술한 온도에서 재가열될 때, 연속주조 공정 시에 편석된 성분이 재고용될 수 있다. 재가열온도가 1150℃보다 낮을 경우, 각종 탄화물의 고용이 충분하지 않을 수 있으며, 연속주조공정시 편석된 성분들이 충분히 고르게 분포되지 않는 문제가 있을 수 있다. 재가열온도가 1300℃를 초과할 경우, 매우 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 또한, 1300℃를 초과할 경우 가열 비용이 증가하고 공정 시간이 추가되어, 제조 비용 상승 및 생산성 저하를 가져올 수 있다.
열간 변형 단계(S300)
열간 변형 단계는 열간 압연 단계로 이해될 수 있으며, 재가열된 상기 강재를 열간 압연한다. 일 실시예에서, 상기 열간 압연은 1030 ~ 1070℃의 압연 시작 온도에서 시작될 수 있다. 또한, 상기 열간 압연은 압연종료온도가 750 ~ 850℃가 되도록 제어될 수 있다. 상기 압연종료온도가 750℃ 미만이면, 압연 부가가 커질 수 있으며, 압연 결과물인 형강의 항복비가 높아질 수 있다. 또한, 상기 압연종료온도가 850℃를 초과하면, 목표하는 강도 및 인성 확보가 어려울 수 있다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 제조 방법의 압연 단계에서 재결정 정지 온도(RST) 이하에서의 누적 압하량(ARR: Accumulated Rolling Reduction)은 30 ~ 40%이며, 단일 패스(pass) 압하량이 10 ~ 15%로 조절되도록 수행할 수 있다. 전체 압하량을 고려할 때, 재결정 정지 온도(RST)보다 높은 영역에서의 누적 압하량은 20 ~ 40%일 수 있다. 상술한 조성 범위를 가지는 H형강에서 재결정 정지 온도(RST)는 850 ~ 900℃일 수 있다.
압연비가 낮은 후물재 특성 상 상술한 재결정 정지 온도(RST) 이하에서의 누적 압하량이 상기 범위를 하회하여 충분하지 못하거나 단일 패스(pass) 압하량이 상기 범위를 하회하여 충분하지 못할 경우 결정립 미세화 효과 부족으로 충격인성을 확보하기 어렵다는 것을 확인하였다.
냉각 단계(S400)
냉각 단계는 냉각수를 이용한 QST(Quenching and Self-Tempering) 공정을 포함할 수 있다. 상기 열간 압연된 강재, 즉 형강을 QST 설비를 이용하여 냉각 및 자가 템퍼링 처리한다. QST 설비란 사상 압연기 후단에 위치하여 압연 종료 후 제품을 가속 냉각하여 고품질의 제품을 목적으로 하는 설비이다. 상기 냉각은 상기 형강에 대해 냉각수를 분사하는 켄칭(quenching) 방법을 적용한다. 또한 상기 자가 템퍼링(Self-Tempering) 단계는, 상기 켄칭 후에 상기 형강을 복열에 의해 템퍼링 되도록 하는 것으로서, 상기 켄칭 시의 상기 형강의 이송 속도, 또는 분사되는 냉각수의 수량을 통해 상기 형강의 복열 온도가 제어될 수 있다.
본 발명에서는, 상기 복열 온도, 즉, 자가 템퍼링 온도(STT; Self-Tempering Temperature)는 550 ~ 650℃로 관리되어야 한다. 상기 복열 온도가 550℃ 미만일 경우 저온 조직 과다 형성으로 인한 인장강도 초과 및 충격인성 미달이 나타나며, 상기 복열 온도가 650℃를 초과하는 경우 H형강 제품 표면부에서 저온 조직 미형성으로 인해 강도 미달이 나타나는 문제점이 있다.
앞에서 설명한 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강의 제조 방법에 의하면, 항복강도가 460MPa 이상이며, 내진 특성으로서 항복비가 0.85 이하이며, 두께 중심부 충격인성(-5℃)을 보증하는 후물(70mm, 압연비 3:1이하) RH 제품을 구현할 수 있다. 일반적으로 고강도 충격인성을 확보하기 위해서는 TMCP공정이 반드시 필요하다.
하지만 후물재의 경우, 저온에서 충분히 압하 및 냉각공정 적용이 어렵기 때문에 고강도 및 중심부 충격인성 확보하기 위한 적정 압하량 및 냉각 공정을 설정해주는 것이 본 발명의 제조 조건의 핵심이다. 고강도 후물재 두께 중심부 충격인성 보증을 위해서는 상술한 바와 같이 조성 성분, 압연조건(RST 이하 압하량, 단일 패스 압하량) 냉각조건(STT: Self-Tempering Temperature)을 설정하였다.
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. 실험 공정 조건
본 발명의 실험예에 따른 시편들은 본 발명의 실시예에 따른 H형강의 조성범위를 만족하며, 탄소(C) : 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.20 중량%, 망간(Mn) : 1.30 중량%, 인(P) : 0.01 중량%, 황(S) : 0.003 중량%, 알루미늄(Al) : 0.03 중량%, 바나듐(V): 0.07 중량%, 티타늄(Ti) : 0.013 중량%, 니오븀(Nb) : 0.03 중량%, 질소(N) : 150 ~ 200 중량ppm 및 나머지 철(Fe)인 조성범위를 가진다. 다만, 실험예1은 질소(N) : 150 ~ 200 중량ppm의 범위를 상회하여 만족하지 못한다. 실험예1 내지 실험예8은 질소를 제외하면 동일한 조성을 가진다. 실험예2 내지 실험예8은 질소(N) : 150 ~ 200 중량ppm의 범위를 모두 만족한다.
표 1은 상기 조성을 가지는 시편들에 대하여 적용한 다양한 공정 조건(압연-냉각 공정)을 나타낸 것이다. 재가열온도는 1250℃이고, 압연시작온도는 모두 1030 ~ 1070℃의 범위를 만족하면서 모두 동일한 조건으로 적용하였다. 실험예들에서 표 1에 개시된 조건 외의 다른 단계에서의 공정 조건은 앞에서 설명한 본 발명의 실시예에 따른 H형강의 제조 방법에 개시된 조건을 만족하면서 모두 동일한 조건으로 적용하였다.
| 실험예 | 질소함량 (중량ppm) |
압연종료온도 (℃) |
ARR (%) |
단일Pass 압하량 (%) |
복열온도 (℃) |
| 1 | 221 | 793 | 38.4 | 10.2~10.8 | 636 |
| 2 | 184 | 797 | 31.1 | 10.2~10.8 | 695 |
| 3 | 175 | 797 | 31.1 | 10.2~10.8 | 521 |
| 4 | 169 | 790 | 31.1 | 6.0~8.4 | 590 |
| 5 | 185 | 796 | 24.1 | 11.0~11.2 | 577 |
| 6 | 158 | 786 | 38.4 | 10.2~10.8 | 591 |
| 7 | 167 | 806 | 40.0 | 11.0~11.2 | 572 |
| 8 | 183 | 793 | 40.0 | 11.0~11.2 | 579 |
실험예1은 본 발명의 비교예로서 질소(N) : 150 ~ 200 중량ppm의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 실험예2는 본 발명의 비교예로서 복열 온도: 550 ~ 650℃의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 실험예3은 본 발명의 비교예로서 복열 온도: 550 ~ 650℃의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 실험예4는 본 발명의 비교예로서 단일 패스(pass) 압하량: 10 ~ 15%의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 실험예5는 본 발명의 비교예로서 재결정 정지 온도(RST) 이하에서의 누적 압하량(ARR: Accumulated Rolling Reduction): 30 ~ 40%의 범위를 하회하여 만족하지 못한다.
이에 반하여, 실험예6 내지 실험예8은 본 발명의 실시예로서 압연종료온도: 750 ~ 850℃, 재결정 정지 온도(RST) 이하에서의 누적 압하량(ARR: Accumulated Rolling Reduction): 30 ~ 40%, 단일 패스(pass) 압하량: 10 ~ 15%, 복열 온도: 550 ~ 650℃의 범위를 모두 만족한다.
2. 물성 평가
표 2는 상술한 조성을 가지는 시편들에 대하여 표 1의 공정 조건을 적용한 결과 구현된 물성을 나타낸 것이다.
| 실험예 | TS (MPa) |
YS (MPa) |
YR | EL (%) |
스펙부 충격인성 (J @ -5℃) |
두께 중심부 충격인성 (J @ -5℃) |
| 1 | 715 | 564 | 0.79 | 26.4 | 24 | 13 |
| 2 | 597 | 454 | 0.76 | 28.6 | 50 | 14 |
| 3 | 715 | 564 | 0.79 | 23.4 | 38 | 15 |
| 4 | 671 | 512 | 0.76 | 24.4 | 64 | 26 |
| 5 | 671 | 512 | 0.76 | 24.4 | 47 | 26 |
| 6 | 662 | 501 | 0.76 | 29.0 | 76 | 55 |
| 7 | 665 | 522 | 0.78 | 29.4 | 70 | 55 |
| 8 | 654 | 514 | 0.79 | 29.0 | 86 | 66 |
표 2에서 TS는 인장강도를 의미하고, YS는 항복강도를 의미하고, YR은 항복비를 의미하고, EL은 연신율을 의미하고, 스펙부 충격인성은 도 1에 개시된 플랜지 t/4 스펙부(11)의 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)를 의미하고, 두께 중심부 충격인성은 도 1에 개시된 플랜지 두께 중심부(12)의 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)를 의미한다.
표 2를 참조하면, 실험예1 및 실험예3은 본 발명의 비교예로서 플랜지 t/4 스펙부 및 플랜지 두께 중심부에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN) > 47J(@-5℃)의 범위를 하회하여 만족하지 못한다.
실험예2는 본 발명의 비교예로서 항복강도(YS): 460 ~ 600MPa의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 플랜지 두께 중심부에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN) > 47J(@-5℃)의 범위를 하회하여 만족하지 못한다.
실험예3은 본 발명의 비교예로서 플랜지 t/4 스펙부 및 플랜지 두께 중심부에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN) > 47J(@-5℃)의 범위를 하회하여 만족하지 못한다.
실험예4 및 실험예5는 본 발명의 비교예로서 플랜지 두께 중심부에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN) > 47J(@-5℃)의 범위를 하회하여 만족하지 못한다. 이를 살펴보면, 실험예1 내지 실험예5는 모두 플랜지 두께 중심부에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN) > 47J(@-5℃)의 범위를 하회하여 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 실험예6 내지 실험예8은 본 발명의 실시예들로서 항복강도(YS): 460 ~ 600MPa, 인장강도(TS): 570 ~ 720MPa, 연신율(EL): 20 ~ 35%, 항복비(YR): 0.70 ~ 0.85의 범위를 모두 만족하고, 플랜지 t/4 스펙부 및 플랜지 두께 중심부에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN) > 47J(@-5℃)의 범위도 모두 만족함을 확인할 수 있다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 H형강의 미세 조직을 촬영한 사진을 포함하는 도면이다.
도 3에서 표층부(외측)는 H형강의 플랜지 외측 표층부에서의 미세 조직을 의미하고, 중심부는 플랜지 두께 중심부에서의 미세 조직을 의미하고, 외측 1/4는 표층부와 중심부 사이의 영역으로서 외측에서 중심부 방향으로 두께(t)의 1/4 지점에서의 미세 조직을 의미하다.
도 3을 참조하면, 실험예2는 본 발명의 비교예로서 플랜지의 모든 단면에서 페라이트와 펄라이트로만 이루어진 미세 조직을 확인할 수 있다. 이에 반하여, 실험예7은 본 발명의 실시예로서 플랜지 표층부에서의 미세 조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 플랜지 두께 중심부에서의 미세 조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 상기 표층부와 상기 중심부 사이의 영역에서의 미세 조직은 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트를 포함함을 확인할 수 있다.
지금까지 본 발명의 실험예들을 설명하였다. 본 발명은 플랜지 두께 70mm 후물 RH제품을 성분 조건(N첨가량), 압연 조건(RST이하 누적압하량(ARR), 단일 패스 압하량), 냉각(STT) 조건을 복합 제어하여 항복강도 460MPa 이상, 내진 특성으로서 항복비 0.85 이하 및 두께 중심부 충격인성(-5℃)을 보증하는 제조 방법을 제시하였다.
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)
- 탄소(C) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 0.10 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.00 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.005 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.015 ~ 0.050 중량%, 바나듐(V): 0.05 ~ 0.10 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 ~ 0.015 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.050 중량% 질소(N) : 150 ~ 200 ppm 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
항복강도(YS): 460 ~ 600MPa, 인장강도(TS): 570 ~ 720MPa, 연신율(EL): 20 ~ 35%, 항복비(YR): 0.70 ~ 0.85이며,
플랜지의 두께가 t인 경우, 상기 플랜지의 표면에서 상기 플랜지의 두께 중심 방향으로 t/2 지점인 중심에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)가 -5℃에서 47J 이상이고, 상기 플랜지의 표면에서 상기 플랜지의 두께 중심 방향으로 t/4 지점에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN)는 -5℃에서 47J 이상인 것을 특징으로 하며,
상기 플랜지의 표면에서 미세 조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고,
상기 플랜지의 표면에서 상기 플랜지의 두께 중심 방향으로 t/2 지점에서 미세 조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함하고,
상기 플랜지의 표면에서 상기 플랜지의 두께 중심 방향으로 t/4 지점에서 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함하는,
H형강. - 삭제
- 삭제
- 제 1 항에 있어서,
상기 플랜지의 두께(t)는 70mm인,
H형강. - (a) 탄소(C) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 0.10 ~ 0.30 중량%, 망간(Mn) : 1.00 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.005 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.015 ~ 0.050 중량%, 바나듐(V): 0.05 ~ 0.10 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 ~ 0.015 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.050 중량% 질소(N) : 150 ~ 200 ppm 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 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 (b) 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1300℃인 조건에서 수행하며,
상기 (c) 단계는 압연시작온도: 1030 ~ 1070℃, 압연종료온도: 750 ~ 850℃인 조건으로 압연 공정을 수행하는 단계를 포함하며,
상기 (c) 단계는 재결정 정지 온도(RST) 이하에서의 누적 압하량이 30 ~ 40%이며, 재결정 정지 온도(RST) 이하에서의 단일 패스(pass) 압하량이 10 ~ 15%인 것을 특징으로 하며,
상기 재결정 정지 온도(RST)는 850 ~ 900℃이며,
상기 (d) 단계는 켄칭 및 자가 템퍼링(QST; Quenching and Self-Tempering) 공정을 수행하는 단계를 포함하되, 자가 템퍼링 온도(Self-Tempering Temperature)는 550 ~ 650℃인 것을 특징으로 하는,
H형강의 제조 방법. - 삭제
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