KR20130110623A

KR20130110623A - 고강도 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130110623A
Application number: KR1020120032736A
Authority: KR
Inventors: 박기정; 고상기; 김규태; 김기남; 박명철; 이경수
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2012-03-29
Filing date: 2012-03-29
Publication date: 2013-10-10
Also published as: KR101412295B1

Abstract

인장강도 490MPa 이상의 강도를 가지면서도 수소유기균열에 대한 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관하여 개시한다.
본 발명에 따른 고강도 강재 제조 방법은 제강 및 연속주조를 통하여, 중량%로, 탄소(C) : 0.13~0.19%, 실리콘(Si) : 0.2~0.5%, 망간(Mn) : 1.0~1.4%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0.001% 이하, 니켈(Ni) : 0.1~0.3%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01% 이하, 바나듐(V) : 0.01% 이하, 칼슘(Ca) : 0.0015~0.004%, 질소(N) : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 1120~1220℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 Ar3 이상의 온도에서 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 870~910℃에서 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 강재 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 원유에 포함된 H₂S 성분에 의한 수소유기균열을 억제 효과가 우수하여 정유 플랜트 용 소재로 활용할 수 있는 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

원유에 포함된 H₂S 성분은 정유 플랜트용 압력용기 강재에 수소유기균열(HIC)을 일으켜 용기를 파단시킬 수 있는 치명적인 성분이다.

따라서, 정유 플랜트용 압력용기 강재는 원유의 H2S 성분에 의한 수소유기균열에 대한 저항성이 우수하여야 하고, 또한 통상 인장강도 490MPa 이상의 고강도가 요구된다.

그러나, 강도를 높이기 위해서는 탄소(C), 니오븀(Nb)와 같은 강도 강화원소의 첨가가 불가피하다. 그런데, 이러한 탄소, 니오븀 등은 수소유기균열 특성을 저하시킨다. 특히, 강 제조 과정에서 발생하는 MnS 및 Nb 개재물은 주로 수소유기균열의 시작점으로 작용한다. 또한 망간 편석대로 인해 생성되는 펄라이트 밴드(Pearlite Band)는 수소유기균열을 전파시키는 사이트로 작용한다.

본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 등록특허공보 제10-0256347호(2000.05.15. 공고)에 개시되어 있는 수소유기균열 저항성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법이 있다.

본 발명의 목적은 합금성분 및 공정 제어를 통하여 강도가 우수하면서도 수소유기균열에 대한 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법은 (a) 제강 및 연속주조를 통하여, 중량%로, 탄소(C) : 0.13~0.19%, 실리콘(Si) : 0.2~0.5%, 망간(Mn) : 1.0~1.4%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0.001% 이하, 니켈(Ni) : 0.1~0.3%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01% 이하, 바나듐(V) : 0.01% 이하, 칼슘(Ca) : 0.0015~0.004%, 질소(N) : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 제조하는 단계; (b) 상기 강 슬라브를 1120~1220℃에서 재가열하는 단계; (c) 상기 재가열된 강재를 Ar3 이상의 온도에서 열간압연하는 단계; (d) 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및 (e) 상기 냉각된 강재를 870~910℃에서 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 (a) 단계의 제강은 [Ca]/[S]([ ]는 각 성분의 중량%)가 2~3.5가 되도록 상기 칼슘을 첨가한 후 3분 이상 버블링하는 과정을 포함할 수 있다.

또한, 상기 열처리는 하기 식 1에 의해 정해지는 시간동안 실시되는 것이 바람직하다.

[식 1]

t = A x T +10

(t : 열처리 시간(min), T : 강재 두께(mm), T≤40인 경우 A=1.4, 40<T≤60인 경우 A=1.5, 60<T≤80인 경우 A=1.6, 80<T인 경우, A=1.7)

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재는 중량%로, 탄소(C) : 0.13~0.19%, 실리콘(Si) : 0.2~0.5%, 망간(Mn) : 1.0~1.4%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0.001% 이하, 니켈(Ni) : 0.1~0.3%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01% 이하, 바나듐(V) : 0.01% 이하, 칼슘(Ca) : 0.0015~0.004%, 질소(N) : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고, 인장강도 490MPa 이상 및 -20℃ 평균 충격흡수에너지 290J 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강재는 [Ca]/[S]([ ]는 각 성분의 중량%)가 2~3.5를 만족하는 범위에서, 상기 칼슘 및 황을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 고강도 강재 제조 방법에 의하면, 인, 황, 칼슘 등의 성분 조절 및 공정 제어를 통하여 고강도와 함께 수소유기균열에 대한 저항성이 우수한 강재를 제조할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

고강도 강재

본 발명에 따른 고강도 강재는, 중량%로, 탄소(C) : 0.13~0.19%, 실리콘(Si) : 0.2~0.5%, 망간(Mn) : 1.0~1.4%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0.001% 이하, 니켈(Ni) : 0.1~0.3%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01% 이하, 바나듐(V) : 0.01% 이하, 칼슘(Ca) : 0.0015~0.004%, 질소(N) : 0.005% 이하를 포함한다.

상기 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도 확보여 기여하는 원소이다.

상기 탄소는 강재 전체 중량의 0.13~0.19중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.13중량% 미만일 경우 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 탄소의 첨가량이 0.19중량%를 초과하면, 수소유기균열 저항성이 저하되고, 압력용기 제조를 위한 용접시 열영향부에 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite constituent, MA)가 생성되어, 열영향부 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘은 강재 전체 중량의 0.2~0.5중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.2중량% 미만이면 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 첨가량이 0.5중량%를 초과하면, 강재의 인성 및 용접성이 열화되는 문제점이 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다.

상기 망간은 강재 전체 중량의 1.0~1.4중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 첨가량이 1.0중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간의 첨가량이 1.4중량%를 초과하면 칼슘의 첨가에 의하여도 MnS 개재물 증가로 인하여 수소유기균열 저항성이 저하될 수 있다.

인(P)

인(P)은 강재의 인성을 열화시키고, 수소의 트랩사이트로 작용하여 수소유기균열을 유발할 수 있는 문제가 있다.

이에, 본 발명에서는 인의 함량을 강재 전체 중량의 0.01중량% 이하로 제한하였다. 이는 제강시 전로공정에서 종점 온도를 1600℃ 이상으로 하고, 종점 산소를 200~900ppm 정도로 함으로써 얻어질 수 있다.

황(S)

황(S)은 상기 인(P)과 함께 수소유기균열 감수성을 높이는 물질로 극저로 관리할 필요성이 있다.

이에 본 발명에서는 황의 함량을 강재 전체 중량의 0.001중량% 이하로 제한하였다. 이는 제강시 KR(Kanvara Reactor) 공정에서 황의 함량을 0.003중량% 이하로 낮추고, LF(Ladle Furnace)에서 강 버블링을 10분 이상 실시함으로써 얻어질 수 있다.

가용성 알루미늄(S- Al )

가용성 알루미늄(S-Al)은 AlN 질화물을 형성하고, 결정립 미세화에 기여한다.

상기 가용성 알루미늄은 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.05중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄의 첨가량이 0.01중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 가용성 알루미늄의 함량이 0.05중량%를 초과하는 경우, 개재물이 많아져 강재의 연성 및 인성이 저하되고, 청정성을 열화시키는 문제점이 있다.

구리(Cu)

구리는 강재 표면에 석출되어 표면에 보호피막을 형성하는데, 이 보호피막에 의해 수소의 흡수력은 저지될 수 있다. 따라서, 구리는 수소유기균열 저항성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리는 강재 전체 중량의 0.1~0.2중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 구리의 첨가량이 0.2중량%를 초과하는 경우, 강재의 표면 결함을 유발한다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 석출물 형성 및 결정립 미세화를 통하여 강도 향상 및 저온 충격인성 향상에 기여한다.

상기 니오븀은 강재 전체 중량의 0.01~0.02중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.01중량% 미만일 경우 상기의 니오븀 첨가 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.02중량%를 초과할 경우 강재의 수소유기균열 저항성을 저하시킨다.

보론(B)

보론(B)은 고용되면 소입성을 증가시키고, 또한 BN으로서 석출되면 고용 N을 저하시켜서 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키는 원소이다.

상기 보론은 강재 전체 중량의 0.001중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 보론의 첨가량이 0.001중량%를 초과하는 경우, 강도는 양호하나, 저온충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다.

상기 니켈은 강재 전체 중량의 0.1~0.3중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니켈의 첨가량이 0.3중량%를 초과하는 경우, 강재의 가공성을 저하시킬 수 있다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 항복강도를 낮추며, 또한 수소유기균열 저항성 향상에 기여한다.

상기 크롬은 강재 전체 중량의 0.15~0.25중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬의 첨가량이 0.15중량% 미만인 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 크롬의 첨가량이 0.25중량%를 초과하는 경우, 오히려 수소유기균열 저항성이 열화될 수 있다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 펄라이트 밴드(pearlite band)에 베이나이트를 형성함으로써, 수소유기균열을 전파를 억제한다. 또한, 몰리브덴은 펄라이트 밴드에 형성된 베이나이트를 통하여 강도 향상에 기여한다.

상기 몰리브덴은 강재 전체 중량의 0.08중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴의 첨가량이 0.08중량%를 초과하면 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

티타늄(Ti)

티타늄(Ti)은 강재의 결정립을 미세화하고, 저온 충격인성 향상 등에 기여한다.

상기 티타늄은 강재 전체 중량의 0.01중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄의 첨가량이 0.01중량%를 초과하면 고용 티타늄이 탄소(C)와 결합하여 탄화물을 형성하게 되어 저온 충격인성을 저하시킨다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 탄화물 생성원소로, 강도를 상승시키는데 유효하다.

상기 바나듐(V)은 강재 전체 중량의 0.01중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐의 첨가량이 0.01중량%를 초과하면 수소유기균열 감수성을 높이는 문제점이 있다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 황(S)과 친화력이 망간(Mn)보다 우수하여 구상의 CaS 개재물을 형성함으로써 수소유기균열에 악영향을 미치는 MnS 개재물을 감소시킨다.

상기 칼슘은 강재 전체 중량의 0.0015~0.004중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 칼슘의 첨가량이 0.0015중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 칼슘의 첨가량이 0.004중량%를 초과하는 경우, 다량의 CaO를 형성하여 강재의 용접성을 저해하는 문제점이 있다.

이때, 칼슘과 황은 2.0 ≤ [Ca] / [S] ≤ 3.5(상기 식에서 [Ca] 및 [S]는 Ca 및 S의 중량%)를 만족하는 범위로 각각 포함되는 것이 바람직하다. [Ca] / [S] < 2.0 인 경우, CaS 생성량이 불충분하여 CaS 형성에 의한 수소유기균열 저항성 향상 효과가 불충분하다. 반대로, [Ca] / [S] > 3.5를 초과하는 경우, 과도한 CaO가 생성될 수 있다.

질소(N)

질소(N)는 과하게 포함되면 강재의 인성을 크게 열화시킨다.

이에, 본 발명에서는 질소의 함량을 강재 전체 중량의 0.005중량%(70ppm) 이하로 제한하였다.

상기 조성을 갖는 강재는 황과 인의 함량을 최소한으로 낮추고, 아울러 황의 함량에 대하여 특정 비율의 칼슘을 첨가하여 구상의 CaS를 형성함으로써, 수소유기균열에 대한 저항성을 저해하는 요인들을 감소시키면서 인장강도 490MPa 이상을 나타내고, 또한 우수한 저온충격인성을 가질 수 있다.

고강도 강재 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.

도 1을 참조하면, 도시된 압력용기용 강재 제조 방법은 강 슬라브 제조 단계(S110), 슬라브 재가열 단계(S120), 열간압연 단계(S130), 냉각 단계(S140) 및 열처리 단계(S150)를 포함한다.

강슬라브 제조

강 슬라브 제조 단계(S110)에서는 제강 및 연속주조를 통하여, 전술한 조성을 갖는 강 슬라브를 제조한다.

제강의 경우, 공지된 바와 같이, KR(Kanvara Reactor) 공정, 전로 공정, LF(Ladle Furnace) 공정, 진공 탈가스 공정 등을 포함할 수 있다.

이때, 제강시, 보다 구체적으로는 진공 탈가스 공정에서 [Ca]/[S]([ ]는 각 성분의 중량%)가 2.0~3.5가 되도록 칼슘을 첨가한 후 3분 이상 버블링하는 과정을 포함할 수 있다. 버블링 시간이 3분 이상에서 구상의 CaS 형성 효율이 가장 우수하였다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S120)에서는 상기 제조된 강 슬라브를 재가열하여, 석출물의 재고용 및 균질화 등을 향상시킨다.

이때, 슬라브 재가열은 1120~1220℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 1120℃ 미만일 경우, 재가열 후 강 슬라브의 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제점이 있다. 반면, 가열 온도가 1220℃를 초과하는 경우 결정립 조대화 및 경제성이 문제될 수 있다.

또한 슬라브 재가열은 상기 온도범위에서 1~3시간동안 실시되는 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 시간이 1시간 미만인 경우, 석출물의 재고용 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 슬라브 재가열 시간이 3시간을 초과하는 경우, 과도한 가열로 인하여 경제성이 문제될 수 있다.

열간압연

다음으로, 열간압연 단계(S130)에서는 재가열된 강재를 Ar3 이상의 온도에서 열간압연한다.

열간압연은 마무리 압연온도 890~950℃ 조건으로 실시하는 것이 바람직하다. 압연종료온도가 950℃를 초과하는 경우, 재결정 및 결정립 조대화로 인하여 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반면, 압연종료온도가 890℃ 미만일 경우, 이상역 압연에 따른 인성 열화 및 항복비가 높아질 수 있다.

냉각

다음으로, 냉각 단계(S140)에서는 상기 열간압연된 강재를 냉각한다.

냉각은 5℃/sec 이하의 평균냉각속도로 실시되는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 공냉 방식으로 실시하는 것을 제시할 수 있다. 냉각시 평균냉각속도가 5℃/sec를 초과하는 경우, 제조되는 강의 강도는 높일 수 있으나, 냉각시 강 내부에 존재하는 수소 등의 성분이 충분히 확산되기 어려워지므로, 수소유기균열 특성이 저하될 수 있다.

또한, 냉각은 상온까지 이루어질 수 있다.

열처리

다음으로, 열처리 단계(S150)에서는 냉각된 강재를 870~910℃에서 열처리하여 제조되는 강재의 조직을 미세화 및 균질화하며, 저온충격인성을 향상시킨다.

열처리 온도는 870~910℃가 바람직하다. 열처리 온도가 870℃ 미만일 경우, 그 실시 효과가 불충분하다. 반대로, 열처리 온도가 910℃를 초과하는 경우, 강재의 강도가 저하될 수 있다.

한편, 본 발명의 발명자들은 오랜 연구를 거듭한 결과, 강재의 두께에 따라 열처리 시간이 하기 식 1을 따를 때 저온충격인성이 보다 향상되는 것을 알아내었다.

[식 1]

t = A x T +10

열처리 단계(S150) 후에는 공냉 등의 방식으로 강재를 상온까지 냉각할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 강재의 제조

표 1에 나타낸 조성을 갖는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 강 슬라브를 1170℃로 2시간동안 재가열한 후, 마무리 압연온도 920℃ 조건으로 열간압연을 실시한 후, 공냉 방식으로 25℃까지 냉각하였다. 이후, 강재를 890℃까지 가열하여 열처리를 실시한 후 공냉 방식으로 25℃까지 냉각하여, 70mm 두께의 강재를 제조하였다.

식 1, 즉 t = A x T +10에서, 강재 두께(T)=70mm, A=1.6을 적용하였으며, 이에 따라 열처리 시간(t)은 122분이었다.

[표 1](단위 : 중량%)

2. 물성 평가

표 2는 실시예 1~2 및 비교예 1에 따라 제조된 강재의 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.

표 2에서 흡수에너지는 샤르피 3회 평균 충격 흡수 에너지를 의미하고, 수소유기균열 특성은 H₂S 포화상태 및 pH 5.0에서 4일동안 강재를 방치한 후, 강재에 크랙이 발생하는지를 평가하였다.

[표 2]

표 2를 참조하면, 실시예 1~2에 따라 제조된 강재의 경우, 인장강도 490MPa 이상을 나타내었으며, 저온충격이 우수하고, 특히 수소유기균열이 발생하지 않았다.

반면, 크롬이 첨가되며, 칼슘의 함량이 황의 함량 대비 2배 미만인 비교예 1에 따른 강재의 경우, 강도는 양호하였으나, 수소유기균열 평가에서 일부 크랙이 발생하였고, 저온충격인성이 상대적으로 좋지 못하였다.

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

(a) 제강 및 연속주조를 통하여, 중량%로, 탄소(C) : 0.13~0.19%, 실리콘(Si) : 0.2~0.5%, 망간(Mn) : 1.0~1.4%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0.001% 이하, 니켈(Ni) : 0.1~0.3%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01% 이하, 바나듐(V) : 0.01% 이하, 칼슘(Ca) : 0.0015~0.004%, 질소(N) : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 제조하는 단계;
(b) 상기 강 슬라브를 1120~1220℃에서 재가열하는 단계;
(c) 상기 재가열된 강재를 Ar3 이상의 온도에서 열간압연하는 단계;
(d) 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및
(e) 상기 냉각된 강재를 870~910℃에서 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계의 제강은
[Ca]/[S]([ ]는 각 성분의 중량%)가 2.0~3.5가 되도록 상기 칼슘을 첨가한 후 3분 이상 버블링하는 과정을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 재가열은
1~3시간동안 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 열간압연은
마무리 압연온도 890~950℃ 조건으로 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 냉각은
공냉 방식으로 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 열처리는
하기 식 1에 의해 정해지는 시간동안 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
[식 1]
t = A x T +10
(t : 열처리 시간(min), T : 강재 두께(mm), T≤40인 경우 A=1.4, 40<T≤60인 경우 A=1.5, 60<T≤80인 경우 A=1.6, 80<T인 경우, A=1.7)
중량%로, 탄소(C) : 0.13~0.19%, 실리콘(Si) : 0.2~0.5%, 망간(Mn) : 1.0~1.4%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01~0.05%, 구리(Cu) : 0.1~0.2%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%, 보론(B) : 0.001% 이하, 니켈(Ni) : 0.1~0.3%, 크롬(Cr) : 0.15~0.25%, 몰리브덴(Mo) : 0.08% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01% 이하, 바나듐(V) : 0.01% 이하, 칼슘(Ca) : 0.0015~0.004%, 질소(N) : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고,
인장강도 490MPa 이상 및 -20℃ 평균 충격흡수에너지 290J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강재.
제7항에 있어서,
[Ca]/[S]([ ]는 각 성분의 중량%)가 2.0~3.5를 만족하는 범위에서, 상기 칼슘 및 황을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강재.