KR20150112490A

KR20150112490A - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150112490A
Application number: KR1020140036779A
Authority: KR
Inventors: 이희웅; 김종호
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2014-03-28
Filing date: 2014-03-28
Publication date: 2015-10-07

Abstract

합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해, 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 분율을 조절함과 더불어, 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 나타낼 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.10%, Si : 0.4% 이하, Mn : 1.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.8%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Ti : 0.01 ~ 0.05%, Nb : 0.01 ~ 0.07%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, V : 0.01 ~ 0.07%, B : 0.0005 ~ 0.0030% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며, 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이니틱 페라이트 조직이 단면면적율로 70 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해, 경화능을 향상시킬 수 있음과 더불어 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 확보할 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

인장강도(TS) 800MPa 이상의 고강도 강재를 제조할 시, 합금성분 및 공정 조건에 따라 그 재질 특성에 큰 영향을 주게 된다.

특히, 공정 조건에 따라 얻어지는 최종 미세조직의 형상 및 분율 등에 큰 차이를 가져오게 되며, 이는 결국 재질 특성에 영향을 미치게 된다. 따라서, 고강도 강재의 제조시 우수한 제어 압연기술을 요구하고 있다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2007-0116686호(2007.12.10. 공개)가 있다.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해, 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 갖는 건축구조용 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복강도(YS) : 600 ~ 800MPa, 항복비(YR) : 83% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 강재를 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.04 ~ 0.10%, Si : 0.4% 이하, Mn : 1.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.8%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Ti : 0.01 ~ 0.05%, Nb : 0.01 ~ 0.07%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, V : 0.01 ~ 0.07%, B : 0.0005 ~ 0.0030% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1200℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 820 ~ 860℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; (c) 상기 마무리 열간압연된 강을 780 ~ 830℃ 조건에서 1 ~ 5분 동안 공랭으로 대기하는 단계; 및 (d) 상기 공랭 대기를 완료한 강을 FCT(Finish Cooling Temperature) : 500 ~ 600℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.10%, Si : 0.4% 이하, Mn : 1.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.8%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Ti : 0.01 ~ 0.05%, Nb : 0.01 ~ 0.07%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, V : 0.01 ~ 0.07%, B : 0.0005 ~ 0.0030% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며, 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이니틱 페라이트 조직이 단면면적율로 70 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 보론(B)의 첨가로 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, TMCP의 엄격한 공정 조건 제어로 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 분율을 조절함으로써 저항복비 특성을 확보할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복강도(YS) : 600 ~ 800MPa, 항복비(YR) : 83% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 가지므로, 우수한 내진성을 나타내어 건축구조용으로 사용하기에 적합하다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1~2 및 비교예 1~2에 따른 시편들에 대한 항복강도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 3은 실시예 1~2 및 비교예 1~2에 따른 시편들에 대한 인장강도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 4는 실시예 1~2 및 비교예 1~2에 따른 시편들에 대한 연신율을 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 5는 비교예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 6은 실시예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타내 사진이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예는 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. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

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

강재

본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복강도(YS) : 600 ~ 800MPa, 항복비(YR) : 83% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.10%, Si : 0.4% 이하, Mn : 1.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.8%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Ti : 0.01 ~ 0.05%, Nb : 0.01 ~ 0.07%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, V : 0.01 ~ 0.07%, B : 0.0005 ~ 0.0030% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성된다.

또한, 강재는 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이니틱 페라이트 조직이 단면면적율로 70 ~ 90%를 갖는다.

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

탄소(C)

본 발명에서 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.04 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.04 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘은 고용강화 효과를 갖는다.

다만, 본 발명에서 실리콘(Si)의 함량이 강재 전체 중량의 0.4 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 강 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.4 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, Ar₃점을 낮추어 제어압연 온도 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.5 ~ 3.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 3.0 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

인(P), 황(S)

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 저온 충격인성을 저하시키는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 또한, 상기 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 한다.

크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

니켈(Ni)

본 발명에서 니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.8 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.8 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.06 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al₂O₃를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

티타늄(Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.07 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.070 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀(Nb)의 함량이 0.070 중량%를 초과할 경우에는 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성의 향상에 기여하며, 또한 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.07 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.07 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

보론(B)

보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.

상기 보론(B)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0030 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0030 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.

강재 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 공랭대기 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.10%, Si : 0.4% 이하, Mn : 1.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.8%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Ti : 0.01 ~ 0.05%, Nb : 0.01 ~ 0.07%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, V : 0.01 ~ 0.07%, B : 0.0005 ~ 0.0030% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성된다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1200℃로 재가열한다. 여기서, 상기 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 연속주조공정을 통해 확보한 슬라브 판재를 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용한다.

본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

열간압연

열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 820 ~ 860℃ 조건으로 마무리 열간압연한다.

이때, 열간압연은 1차 압연 및 2차 압연으로 실시되는 다단 제어 압연으로 실시될 수 있다. 본 발명에서와 같이, 1차 및 2차로 실시되는 다단 제어 압연을 적용할 경우, 오스테나이트 결정립내에 변형대가 형성되며, 그로 인해 오스테나이트 결정립내에 페라이트 핵생성 사이트를 다량 형성시켜 압연종료 후 미세한 결정립을 확보할 수 있게 된다.

즉, 열간압연은 재가열된 슬라브 판재를 오스테나이트 재결정영역에 해당하는 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 1050 ~ 1100℃ 조건으로 조압연하는 과정과, 조압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 FRT(Finish Rolling Temperature) : 820 ~ 860℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 과정으로 세분화될 수 있다.

이때, 조압연 종료온도(RDT)가 1050℃ 미만일 경우에는 1차 압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 반대로, 조압연 종료온도(RDT)가 1100℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

또한, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 820℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 860℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 60 ~ 70%가 되도록 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 2차 압연의 누적압하율이 60% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 70%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.

공랭대기

공랭대기 단계(S130)에서는 마무리 열간압연된 강을 780 ~ 830℃ 조건에서 1 ~ 5분 동안 공랭으로 대기한다.

이러한 공랭대기 단계(S130)를 실시할 경우, 상대적으로 연한성질의 폴리고날 페라이트의 조직 분율을 최적화시켜, 저항복비 특성을 만족시킬 수 있게 된다.

이때, 공랭대기 온도가 780℃ 미만이거나, 또는 공랭대기 유지시간이 1분 미만일 경우에는 페라이트 변태가 불충분하여 가공성을 확보하기 어렵다. 반대로, 공랭대기 온도가 830℃를 초과하거나, 또는 공랭대기 유지시간이 5분을 초과할 경우에는 펄라이트의 형성으로 강재의 가공성이 저하될 뿐만 아니라, 저항복비 특성을 확보하는 데 어려움이 따른다.

냉각

냉각 단계(S140)에서는 공랭 대기를 완료한 강을 10 ~ 15℃/sec의 속도로 FCT(Finish Cooling Temperature) : 500 ~ 600℃까지 냉각한다.

본 단계에서, 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 하기 위해, 10 ~ 15℃/sec의 빠른 냉각속도와 500 ~ 600℃의 낮은 냉각종료온도를 엄격히 제어하여 냉각하는 것이 바람직하다.

특히, 냉각개시온도(Start Cooling Temperature : SCT)는 740 ~ 820℃로 실시하는 것이 바람직하다. 냉각개시온도(SCT)가 740℃ 미만일 경우에는 애시큘라 페라이트의 형성 분율이 너무 높아 강도가 미달될 수 있다. 반대로, 냉각개시온도(SCT)가 820℃를 초과할 경우, 애시큘라 페라이트 형성 분율이 너무 낮아 강도는 높으나 항복비가 83%를 초과하게 되어 변형능을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

한편, 냉각종료온도(Finish Cooling Temperature : FCT)가 500℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 600℃를 초과할 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

또한, 냉각 속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 15℃/sec를 초과할 경우에는 베이니틱 페라이트 분율이 증가하여 강도는 상승하는 이점이 있기는 하나, 저온 인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다.

상기의 냉각이 완료된 이후에는, 상온까지 공냉이 실시될 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 강재는 구리(Cu), 몰리브덴(Mo) 및 보론(B)의 첨가로 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, TMCP의 엄격한 공정 조건 제어로 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 분율을 조절함으로써 저항복비 특성을 확보할 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. 시편의 제조

표 1 및 표 2에 기재된 조성과 표 3에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2] (단위 : 중량%)

[표 3]

2. 기계적 물성 평가

표 4는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다. 도 2 내지 도 4는 실시예 1~2 및 비교예 1~2에 따른 시편들에 대한 항복강도, 인장강도 및 연신율을 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.

[표 4]

표 1 내지 표 4, 도 2 내지 도 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들은 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복강도(YS) : 600 ~ 800MPa, 항복비(YR) : 83% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 인장강도, 항복강도 및 연신율에서는 큰 차이를 나타내지 않았으나, 항복비가 목표값을 벗어나는 것을 알 수 있다.

한편, 도 5는 비교예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 6은 실시예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타내 사진이다.

도 5 및 도 6에 도시된 바와 같이, 최종 미세조직 관찰 결과, 비교예 1에 따른 시편의 경우에는 애시큘라 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 가지나, 실시예 1에 따른 시편의 경우에는 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 알 수 있다. 특히, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 베이니틱 페라이트 조직이 단면면적율로 85%를 갖는 것을 확인하였다.

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.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 공랭대기 단계
S140 : 냉각 단계

Claims

(a) 중량%로, C : 0.04 ~ 0.10%, Si : 0.4% 이하, Mn : 1.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.8%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Ti : 0.01 ~ 0.05%, Nb : 0.01 ~ 0.07%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, V : 0.01 ~ 0.07%, B : 0.0005 ~ 0.0030% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1200℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 820 ~ 860℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계;
(c) 상기 마무리 열간압연된 강을 780 ~ 830℃ 조건에서 1 ~ 5분 동안 공랭으로 대기하는 단계; 및
(d) 상기 공랭 대기를 완료한 강을 FCT(Finish Cooling Temperature) : 500 ~ 600℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
냉각개시온도(Start Cooling Temperature) : 740 ~ 820℃ 조건으로 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
10 ~ 15℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
중량%로, C : 0.04 ~ 0.10%, Si : 0.4% 이하, Mn : 1.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.8%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Ti : 0.01 ~ 0.05%, Nb : 0.01 ~ 0.07%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, V : 0.01 ~ 0.07%, B : 0.0005 ~ 0.0030% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며,
최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 베이니틱 페라이트 조직이 단면면적율로 70 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa 및 항복강도(YS) : 600 ~ 800MPa를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
항복비(YR) : 83% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.