KR20120071618A

KR20120071618A - 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20120071618A
Application number: KR1020100133233A
Authority: KR
Inventors: 유승호; 조재영; 박인규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-23
Filing date: 2010-12-23
Publication date: 2012-07-03

Abstract

본 발명은 초고층빌딩에 사용 가능한 건축구조용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도, 저항복비를 갖는 건축구조용 강재를 제공하기 위해서, 중량%로, C: 0.05~0.18%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외), S: 0.01%(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재와 이를 제조하는 방법을 제공한다.

Description

고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재 및 그 제조방법{STEEL SHEET FOR CONSTRUCTION HAVING HIGH STRENGTH AND LOW YIELD RATIO AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 초고층빌딩에 사용 가능한 건축구조용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도, 저항복비를 갖는 건축구조용 강재와 이를 제조하는 방법에 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 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 위해서는 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 방법이 개시되어 있다. 그러나 이 방법은 압연 제조 공정 이외에 열처리 공정수가 추가되기 때문에, 생산성 저하는 물론 제조단가의 증가가 불가피하다.

한편, 제조공정을 증가시키지 않고 항복비를 낮출 수 있는 방법으로, 일본 특개평 1-176027호에서는 Ar3 온도 이상에서 강재의 압연을 종료하고, 그 후의 가속냉각시 가속냉각 속도(cooling rate)와 냉각마침온도를 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, 종전의 강재 인장강도를 800MPa급으로 증가시키기 위해서는 합금원소의 첨가가 불가피하기 때문에 소재 비용 자체의 상승은 물론, 용접 열영향부의 인성의 열화를 야기한다.

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

본 발명의 일측면은 제조단가의 상승 없이, 용접 열영향부의 인성을 열화시키기 않고, 높은 강도와 낮은 항복비를 갖는 건축구조용 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.18%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외), S: 0.01%(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재를 제공한다.

또한, 본 발명은 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 재가열하고 조압연을 행하는 단계; 및

상기 조압연된 슬라브를 20℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 건축구조용 강재는 항복강도 650~770MPa, 인장강도 800~950MPa, 항복비 0.85 이하를 가지며, -40℃ 에서의 충격흡수 에너지 100J 이상의 우수한 기계적 성질을 갖는 건축구조용 강재를 제공함으로서, 100m 이상의 초고층빌딩의 소재로 적극 활용이 가능한 장점이 있다.

도 1은 실시예 B-2의 두께 1/4 지점을 광학 현미경으로 관찰한 미세조직 사진임.
도 2는 본 발명 D-1의 충격시험 온도 별 샤르피 충격흡수에너지 변화를 나타낸 그래프임.

본 발명자들은 페라이트와 베이나이트 혼합상으로 구성된 미세조직에 경질상으로 알려진 도상 마르텐사이트(M-A, Martensite-Austenite constituent)조직을 비교적 균일하게 생성시킴으로써 고강도와 저항복비를 달성할 수 있음을 인지하게 되었다. 흔히, M-A조직은 취성균열을 일으키는 주범으로서 저온인성 확보를 위해서는 반드시 억제해야만 하는 요소로 알려져 있다. 그러나, 본 발명자들은 저원가 합금설계를 기반으로 하면서 적절한 M-A조직 생성을 통해 고강도, 저항복비 특성을 동시에 만족하는 건축용 강재를 제조할 수 있음을 인지하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명 강재의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%).

C: 0.05~0.18%

C는 연질상인 페라이트와 베이나이트를 형성시키고, 경질상인 M-A조직의 크기와 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 포함되어야 한다. 그러나, C의 함유량이 0.05% 미만이 되면 M-A조직의 생성이 극히 제한될 수 있으며, 강재 전반의 강도 하락을 초래하게 된다. 그러나, C의 함유량이 너무 높으면 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 용접성을 저하시키기 때문에 C의 함량을 0.05~0.18%로 하는 것이 바람직하다.

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. 또한, Si는 M-A조직의 안정성을 높이므로 적은 C 함량으로도 많은 M-A조직을 생성시킬 수 있다. 이처럼 Si는 강도 향상에는 도움이 되나, 너무 많이 첨가되면 인성을 저하시키므로 바람직하게는 0.1~0.4%를 포함한다.

Mn: 1.5~3.0%

Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소일 뿐만 아니라 M-A조직의 생성을 촉진시키는 역할을 한다. 그러나 Mn 함유량이 1.5% 미만에서는 M-A조직의 면적분율이 현저히 줄어들게 되고, 이는 곧 항복비의 증가로 이어질 수 있기 때문에 1.5% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 3.0%를 초과하게 될 경우 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시키므로, Mn 함량은 1.5~3.0%가 바람직하다. 안정적인 M-A조직 생성과 그로 인한 강도 증가 효과를 얻기 위해서는 Mn 함유량이 2.0% 이상이 바람직하며, 2.2% 이상일 경우 더 바람직하다.

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 하는 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 바람직하다.

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. 또한, 고용된 Al은 M-A조직의 형성을 조장하므로, 적은 양의 C로도 많은 M-A조직을 형성시킬 수 있어 강도 향상 및 인성향상에 도움이 된다. 따라서, Al의 함유량을 0.01~0.05%로 하는 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 형성하게 할 뿐만 아니라, 최종 압연후의 냉각 시에도 오스테나이트의 안정성을 크게 높여 낮은 속도의 냉각에서도 M-A조직의 생성을 촉진하는 역할도 한다. 따라서, Nb의 함유량은 0.005% 이상이 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 돕고, 최종 냉각에서도 M-A조직을 생성시키는데 효과적이며, 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 바람직하게는 그 상한을 25ppm으로 한다.

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 하는 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 하는 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.

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.

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.

Ni: 0.01~2.0%

Ni는 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 그 효과를 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 함유되어야 한다. 그러나, Ni는 매우 고가의 원소이므로 2.0% 이상 함유될 경우 경제성이 현저히 저하되며, 용접성도 떨어지게 되므로, 그 상한을 2.0%로 하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.01~1.0%

Cu는 강재의 인성 저하를 최소화함과 동시에 강도는 높일 수 있는 원소로서, 일반적으로 그 함유량은 0.01% 이상이 바람직하다. 하지만 Cu 역시 매우 고가의 원소로서 과도하게 함유될 경우 경제성이 현저히 저하되고, 제품 표면 품질 역시 나쁘게 하므로 최대 함유량은 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 적정함유량을 0.005~0.3%로 하는 것이 바람직하다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

본 발명의 강재는 탄소당량(Ceq.)값이 0.60 이하이고, 용접균열감수성지수(Pcm.) 값이 0.30 이하를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 탄소당량(Ceq.)과 용접균열감수성지수(Pcm.)는 다음과 같이 정의된다.

탄소당량(Ceq.)= C + Si/24 + Mn/6 + Cr/5 + Ni/40 + V/14 + Mo/4

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

상기 탄소당량과 용접균열감수성지수는 건축 구조용 재료 특성상 용접이 필수적이므로, 강재 개발시 반드시 고려되어야만 한다. 상기 탄소당량과 용접균열감수성지수가 클수록 용접이 어려울 뿐만 아니라, 용접부에서의 충격인성 역시 나빠지게 된다. 상기 탄소당량(Ceq.)과 용접균열감수성지수(Pcm.)는 탄소 이외에 Mn, Mo, Cr 등과 같은 합금성분의 함량이 증가할수록 커지게 된다. 본 발명에 사용된 강재는 상기 식에 의해 탄소당량과 용접균열감수성지수를 계산하였으며, 고강도 저항복비를 가지면서도 우수한 용접특성을 확보하기 위해 Ceq.는 0.6이하, Pcm.은 0.3이하를 만족하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 Ceq.가 0.50~0.55, Pcm.이 0.20~0.22의 범위를 만족한다.

본 발명 강재의 미세조직은 페라이트와 베이나이트를 기지조직으로 하여 M-A 조직이 면적 분율로 15% 이하인 것이 바람직하다.

상기 M-A 조직은 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합물로서, 오스테나이트가 페라이트와 시멘타이트로 분해되지 않고 잔류하다가 잔류 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트로 변태된 조직을 말한다. 상기 M-A 조직의 분율은 잔류오스테나이트의 C 농도와 연관이 있다. 오스테나이트 안정화 원소인 Mo나 Mn의 함량이 커지면 오스테나이트 자유에너지가 낮아지게 되고, 이는 C의 임계농도를 낮추게 되어 결과적으로 M-A 조직의 분율을 증가시킬 수 있다. 또한, M-A 조직의 분율은 가속냉각종료온도가 높을수록, 가속냉각속도가 느릴수록 그 분율이 증가하며, 가속냉각종료온도와 가속냉각속도의 영향을 비교해 본다면 가속냉각속도의 효과가 더 크다.

일반적으로 M-A의 경우 강재의 충격인성을 열화시키기 때문에 그 분율을 극도로 제어하고 있으며, 특히 해양구조용강의 경우 M-A free (1% 미만)를 요구하기도 한다. 하지만, M-A 조직의 순기능으로는 그 분율이 1% 증가할수록 강재의 인장강도가 약 10MPa 상승하는 효과가 있기 때문에 본 발명에서는 이를 적극 활용한다.

본 발명에 의한 고강도화는 Ti, Mo을 포함하는 석출물에 의한 것이 아니라 최적의 냉각조건을 통해 페라이트, 베이나이트 조직과 더불어 적절한 양의 M-A조직을 구현하는데 있다. 다만, M-A 조직의 분율이 15% 를 초과하는 경우에는 모재의 충격인성특성이 현저히 떨어지게 되므로 그 양을 15% 이하로 하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 5~10% 를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강재는 항복강도 650~770MPa, 인장강도 800~950MPa를 만족하고, 항복비가 0.85 이하를 만족하여, 우수한 강도를 가지면서, 낮은 항복비를 갖는 장점이 있다.

이하, 본 발명 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도로 재가열한다. 일반적으로 제강 및 연주를 거쳐 반제품으로 만들어진 슬라브는 열간압연 전에 재가열 공정을 거치게 되는데, 이는 합금의 용해와 오스테나이트(austenite)상의 성장을 억제하는데 그 목적이 있다. 즉, Ti, Nb, V 등과 같은 미량의 합금원소 용해량을 조절하고, 또한 Ti-N과 같은 미세 석출물을 이용하여 오스테나이트상의 결정립 성장을 최소화 하는 것이다. 열간압연 전 오스테나이트상의 결정립 크기는 재가열 온도에 의존하며, 1000~1250℃에서 재가열 할 경우 약 50㎛ 의 결정립 크기를 갖게 되어 조압연을 하기에 바람직하다.

상기 재가열된 슬라브를 890~980℃의 온도범위에서 조압연을 개시하고, 사상압연하여 열간압연강판을 제조한다. 890~980℃에서 조압연을 개시하며, 필요에 따라 슬라브의 폭 또는 길이를 늘리는 작업이 가능하다. 상기 조압연시 패스당 압하율은 15% 이하가 되는 것이 바람직하며, 패스 당 압하량은 압연기의 성능에 따라 좌우되나 최소 7% 이상이 되도록 하는 것이 바람직하다.

상기 조압연된 슬라브는 사상압연을 행하여 열간압연강판으로 제조된다. 상기 사상압연의 압하율은 그 범위를 특별히 한정하는 것은 아니나, 45~60%로 행하는 것이 바람직하다.

상기 열간압연강판을 20℃/s 이하의 냉각속도로 500℃이하의 온도까지 냉각하여 본 발명 강재를 제조한다.

본 발명강의 주요 미세조직 특성은 페라이트 및 베이나이트를 기지조직으로 하고, 도상 마르텐사이트(M-A) 조직이 면적분율로 15% 이하로 차지하는 것이다. 이를 위해서는 조압연 및 사상압연 후 가속냉각 설비를 통해 적절한 냉각속도로 강재를 냉각시켜야만 한다. 냉각속도가 20℃/s를 초과하게 될 경우 강재의 미세조직은 침상형 페라이트 (acicular ferrite, AF)가 주가 되며 도상 마르텐사이트(M-A) 조직은 거의 생성되지 않는다.

즉, 냉각속도가 20℃/s를 초과하게 될 경우 기지 조직의 강도 및 충격인성은 향상되나 저항복비를 달성할 수 없게 된다. 따라서, 고강도 저항복비 요구 특성을 만족하기 위해서는 베이나이트 변태가 시작되는 온도 보다 낮은 500℃ 이하에서 냉각마침온도를 설정하며, 냉각속도도 20℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 10~15℃/s의 냉각속도로 350℃~450℃에서 가속냉각을 종료하여야 한다.

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 강 슬라브를 제조하고, 표 2의 압연 및 냉각조건을 통해 강재를 제조하였다. 이렇게 제조된 강재의 기계적 특성을 측정하고, 그 결과를 표 2에 나타내었다. 표 2에서 CVN은 샤르피 충격 흡수에너지를 나타낸 것이다.

구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Ni	Mo	Ti	Nb	B	N	비고
강종A	0.051	0.144	2.16	0.007	0.001	0.038	0.204	0.410	0.295	0.019	0.040	0.0017	0.0033	발명강
강종B	0.055	0.160	2.28	0.007	0.001	0.029	0.202	0.801	0.300	0.015	0.038	0.0013	0.0042	발명강
강종C	0.050	0.155	2.20	0.008	0.001	0.027	0.202	0.395	0.150	0.015	0.039	0.0012	0.0037	발명강
강종D	0.051	0.150	2.45	0.008	0.001	0.030	0.203	0.401	0	0.016	0.041	0.0012	0.0035	발명강
강종E	0.050	0.160	2.08	0.008	0.001	0.021	0.202	0.802	0.151	0.015	0.040	0.0014	0.0035	발명강
강종F	0.012	0.21	1.53	0.014	0.003	0.034	0	0	0	0.013	0.03	0.0021	0.0035	비교강
강종G	0.18	0.32	0.85	0.013	0.001	0.038	0	0	0	0.014	0.04	0.0023	0.0029	비교강
강종H	0.095	0.42	1.22	0.013	0.005	0.024	0.48	0	0	0.01	0.00	0.0013	0.0028	비교강

구분 (강종)	냉각속도 (℃/s)	냉각종료온도 (℃)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	항복비	M-A조직 분율(%)	CVN(-40℃) (J)	비고
A-1	7.0	500	766	918	0.83	6.32	186	발명예
A-2	16.5	420	720	900	0.80	1.24	139	발명예
A-3	10.9	420	743	908	0.82	0.21	85	발명예
B-1	12.3	490	687	878	0.78	5.79	176	발명예
B-2	13.0	480	656	882	0.74	7.13	178	발명예
B-3	9.9	410	760	942	0.81	0.10	203	발명예
B-4	17.8	480	655	889	0.74	8.47	195	발명예
B-5	18.6	430	805	965	0.83	0.10	188	발명예
C-1	10.9	510	786	916	0.86	0.93	170	비교예
C-2	9.4	435	730	896	0.81	0.21	109	발명예
C-3	11.1	370	779	947	0.82	0.05	102	발명예
C-4	17.5	410	759	957	0.79	0.02	144	발명예
D-1	10.5	420	726	892	0.81	0.11	133	발명예
D-2	18.0	405	746	927	0.80	0.01	172	발명예
E-1	20.0	485	770	912	0.84	1.28	178	발명예
E-2	27.0	490	586	830	0.71	9.41	138	비교예
E-3	15.9	405	697	859	0.81	0.10	147	발명예
F-1	10.5	484	610	740	0.82	3.45	185	비교예
F-2	7.5	464	613	743	0.83	2.89	171	비교예
G-1	10.0	500	596	726	0.82	2.15	189	비교예
G-2	7.5	480	600	730	0.82	1.45	182	비교예
G-3	15.5	450	661	791	0.84	1.17	143	비교예
H-1	10.0	561	538	668	0.81	2.38	224	비교예
H-2	7.5	541	544	674	0.81	1.19	237	비교예
H-3	15.0	511	609	739	0.82	0.77	196	비교예

상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조성범위와 공정조건을 만족하는 발명예들은 본 발명에서 요구되는 강도를 만족하고, 저항복비를 갖는 것을 확인할 수 있다.

그러나, 본 발명의 조성범위를 벗어난 강종 F, G 및 H는 냉각속도 및 냉각종료온도가 본 발명의 범위를 만족하더라도, 본 발명에서 요구되는 충분한 강도를 확보하기 어렵다는 것을 확인할 수 있다.

또한, 표 2의 C-1 및 E-2의 경우에는 본 발명의 조성을 만족하더라도, 냉각종료온도나 냉각속도가 본 발명의 범위를 만족하지 못하여, 본 발명에서 요구하는 고강도를 만족하지 못하거나, 저항복비를 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다.

한편, 발명예에서의 M-A조직을 관찰하기 위해서, 상기 표 2의 B-2의 두께 1/4 지점을 광학현미경으로 관찰하여 도 1에 나타내었다. 도 1은 Lepela 칼라 에칭을 행하여 M-A조직을 식별할 수 있도록 한 것으로서, 도 1에서 백색은 M-A조직을 나타낸다. 도 1에 나타난 바와 같이, 발명예에서는 페라이트와 베이나이트 기지조직에 M-A 조직이 15% 이하로 포함되어 있음을 알 수 있다.

도 2는 상기 표 2의 D-1에 대하여 샤르피 충격시험을 행하고, 그 결과를 나타낸 것이다. 도 2의 결과에서 알 수 있듯이 본 발명예에서는 충격시험 온도를 -40℃까지 진행하여도 흡수에너지가 100J 이상임을 알 수 있다. 상기 샤르피 충격시험은 강재의 중요 특성 중 하나인 연성-취성 천이온도 (Ductile-Brittle Transition Temperature, DBTT)를 알 수 있는 방법으로, 본 발명 강재의 DBTT는 -40℃로 매우 낮다. 즉, -40℃ 이상의 온도에서는 외부의 충격에 대해서도 쉽게 깨져버리지 않고 버텨낼 수 있어 그 안정성을 보증할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.05~0.18%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외), S: 0.01%(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 추가적으로 Cr: 0.1~1.0%, Mo: 0.1~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 탄소당량(Ceq)가 0.6 이하이고, 용접균열감수성지수(Pcm)이 0.3 이하인 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재의 미세조직은 페라이트 및 베이나이트를 기지조직으로 하고, 도상 마르텐사이트(M-A) 조직이 면적분율로 15% 이하인 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 항복강도 650~770MPa, 인장강도 800~950MPa를 만족하고, 항복비가 0.85 이하인 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재.
중량%로, C: 0.05~0.18%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.5~3.0%, P: 0.02%(0은 제외), S: 0.01%(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.1%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 890~980℃에서 조압연을 개시한 후 사상압연하는 단계; 및
상기 조압연된 슬라브를 20℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계
를 포함하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재의 제조방법.
청구항 6에 있어서,
상기 강 슬라브는 추가적으로, Cr: 0.1~1.0%, Mo: 0.1~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재의 제조방법.
청구항 6 또는 7에 있어서,
상기 냉각은 500℃이하의 온도까지 냉각하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재의 제조방법.
청구항 6 또는 7에 있어서,
상기 조압연은 7~15%의 패스당 압하율로 행하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재의 제조방법.
청구항 6 또는 7에 있어서,
상기 사상압연은 45~60%의 압하율로 행하는 고강도 저항복비를 갖는 건축구조용 강재의 제조방법.