KR20200076804A - 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.7~2.5%, Al: 0.005~0.5% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.0015~0.015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부가 미세조직적으로 구분되며, 상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 상기 중심부는 베이니틱 페라이트를 기지조직으로 포함할 수 있다.

Description

냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법{High strength steel for a structure having excellent cold bendability and manufacturing method for the same}
본 발명은 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 강 조성, 미세조직 및 제조공정을 최적화함으로써 냉간 벤딩 가공에 특히 적합한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 건축구조물, 수송용 강관, 교량 등의 대형화 추세에 맞추어 인장강도 800MPa 이상의 고강도 구조용 강재의 개발에 대한 요구가 증대되고 있는 실정이다. 종래에는 이와 같은 고강도 특성을 만족시키기 위해 ??칭-템퍼링(quenching-tempering) 등의 열처리 방법을 적용하여 강재를 생산하였지만, 최근에는 생산비용 저감 및 용접성 확보 등의 이유로 압연 후 냉각에 의해 생산되는 강재가 기존의 열처리 강재를 대체해 가고 있다. 압연 후 냉각에 의해 생산되는 강재의 경우, 조직의 미세화에 의해 충격인성이 향상되지만, 과도한 냉각에 의해 강판 표층부로부터 두께 방향으로 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 연신율이 열위한 조직이 형성되므로, 전체 강재의 연신율이 현저히 저하된다. 이와 같은 강재의 연신율 저하는 강재의 가공에 있어서 기술적 제약으로 작용하게 된다. 특히, 냉간 벤딩에 의해 압연 후 냉각에 의해 생산되는 강재를 가공하는 경우, 도 1에 도시한 바와 같이, 강재의 가공부측 표면에는 가장 큰 소성이 발생하여 강재의 가공부에는 강재의 표면으로부터 두께방향을 향해 크랙(C)이 발생하게 된다. 따라서, 고강도 특성을 구비하면서도, 냉간 벤딩 등의 가공에 의하더라도 가공부측 표면의 크랙 발생을 적극 억제 가능한 구조용 강재의 개발이 절실히 요구되는 실정이다.
특허문헌 1은 강재의 표층부를 세립화하는 기술을 제안하나, 표층부가 등축 페라이트 결정립 및 신장 페라이트 결정립을 주체로 하는바, 인장강도 800MPa 급 이상의 고강도 강재에는 적용할 수 없는 문제가 존재한다. 또한, 특허문헌 1은 표층부를 세립화하기 위하여 표층부가 복열처리되는 중간에 압연 공정을 필수적으로 실시해야 하는바, 압연 공정 제어에 어려움이 따르게 된다.
일본 특허공개공보 특개2002-020835호 (2002.01.23. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.7~2.5%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.0015~0.015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부가 미세조직적으로 구분되며, 상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 상기 중심부는 베이니틱 페라이트를 기지조직으로 포함할 수 있다.
상기 표층부는 상기 강재 상부측의 상부 표층부 및 상기 강재 하부측의 하부 표층부를 포함하며, 상기 상부 표층부 및 하부 표층부는 상기 강재의 두께 대비 3~10% 두께로 각각 구비될 수 있다.
상기 표층부는 제2 조직으로 프레시 마르텐사이트를 더 포함하며, 상기 템퍼드 베이나이트 및 상기 프레시 마르텐사이트는 95면적% 이상의 분율로 상기 표층부에 포함될 수 있다.
상기 표층부는 잔류조직으로 오스테나이트를 더 포함하며, 상기 오스테나이트는 5면적% 이하의 분율로 상기 표층부에 포함될 수 있다.
상기 베이니틱 페라이트는 95면적% 이상의 분율로 상기 중심부에 포함될 수 있다.
상기 표층부의 미세조직 결정립 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)일 수 있다.
상기 중심부의 미세조직 결정립 평균 입경은 5~20㎛일 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.3%, B: 0.0005~0.004%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강재의 인장강도는 800MPa 이상이고, 상기 표층부의 고경각입계분율은 45% 이상일 수 있다.
다양한 선단부 곡률 반경(r)을 가지는 복수의 냉간 벤딩 치구를 적용하여 상기 강재를 180° 냉간 벤딩 가공한 후 강재 표층부의 크랙 발생 여부를 관찰하되, 상기 선단부 곡률 반경(r)이 순차적으로 감소하도록 상기 냉간 벤딩 치구를 적용하는 냉간 벤딩 시험에 있어서, 상기 강재의 두께(t)에 대한 상기 강재의 표층부에 크랙이 발생하는 시점의 상기 냉간 벤딩 치구의 선단부 곡률 반경(r)의 비율인 임계 곡률비(r/t)가 1.0 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.7~2.5%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.0015~0.015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열하고, 상기 슬라브를 Tnr~1150℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 제공하고, 상기 조압연 바를 5℃/s 이상의 냉각속도로 Ms~Bs℃의 온도범위까지 1차 냉각하고, 상기 1차 냉각된 조압연 바의 표층부가 복열에 의해 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 재가열되도록 유지하고, 상기 복열처리된 조압연 바를 사상압연하고, 상기 사상압연된 강재를 5℃/s 이상의 냉각속도로 Bf℃ 이하의 온도범위까지 2차 냉각하여 제조될 수 있다.
상기 슬라브는, 중량%로, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.3%, B: 0.0005~0.004%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 조압연 바는 상기 조압연 직후의 수냉에 의해 1차 냉각될 수 있다.
상기 제1 냉각은 상기 조압연 바의 표층부 온도 기준으로 Ae3+100℃ 이하의 온도에서 개시될 수 있다.
상기 조압연 바는 Bs~Tnr℃의 온도범위에서 사상압연될 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 인장강도 800MPa 이상의 고강도 특성을 구비하면서도 냉간 벤딩성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 냉간 벤딩 가공에 의해 가공부측 표면에 크랙이 발생한 종래재를 촬영한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 구현예에 따른 강재 시편의 단면을 촬영한 사진이다.
도 3은 도 2의 시편의 상부 표층부(A) 및 중심부(B)의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 4는 냉간 벤딩 시험의 일 예를 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 5는 본 발명의 제조방법을 구현하기 위한 설비의 일 예를 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 6은 본 발명의 복열처리에 의한 표층부의 미세조직의 변화를 개략적으로 나타낸 개념도이다.
도 7은 복열처리 도달 온도와 표층부의 고경각입계분율 및 임계 굴곡비(r/t) 사이의 관계를 실험적으로 측정하여 나타낸 그래프이다.
도 8은 시편 B-1 및 시편 B-4에 대해 0.3의 굴곡비(r/t) 조건으로 냉각 벤딩을 실시한 후의 단면 관찰 사진이다.
본 발명은 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 잘리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 % 및 ppm은 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.7~2.5%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.0015~0.015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는, 중량%로, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.3%, B: 0.0005~0.004%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.02~0.10%
탄소(C)는 본 발명에서 경화능을 확보하는 중요한 원소이다. 또한, 탄소(C)는 본 발명에서 베이니틱 페라이트 조직의 형성에 상당한 영양을 미치는 원소이기도 하다. 따라서, 탄소(C)는 이러한 효과를 달성하기 위하여 적절한 범위 내에서 강 중에 포함될 필요가 있으며, 본 발명은 탄소(C) 함량의 하한을 0.02%로 제한할 수 있다. 다만, 탄소(C)의 함량이 일정 범위를 초과하는 경우 강재의 저온인성이 저하되므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.10%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.02~0.10%일 수 있다. 더불어, 용접용 구조물에 제공되는 강재의 경우, 용접성 확보 측면에서 탄소(C) 함량의 범위를 0.03~0.08%로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.6%
실리콘(Si)은 탈산제로 사용되는 원소이며, 강도 향상 및 인성 향상에 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위해 실리콘(Si) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 실리콘(Si)의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 저온인성 및 용접성이 저하가 우려되는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.6%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 0.01~0.6%일 수 있다.
망간(Mn): 1.7~2.5%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도 향상에 유용한 원소이며, 경제적으로 경화능을 높일 수 있는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위해 망간(Mn) 함량의 하한을 1.7%로 제한할 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 과도한 경화능 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 수 있는바, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 2.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 1.7~2.5%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.005~0.5%
알루미늄(Al)은 경제적으로 용강을 탈산할 수 있는 대표적인 탈산제이며, 강재의 강도 향상에 기여하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 알루미늄(Al) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 연속주조 시 연주 노즐의 막힘을 유발할 수 있는바, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al) 함량은 0.005~0.5%일 수 있다.
인(P): 0.02% 이하
인(P)은 강도 향상 및 내식성 향상에 기여하는 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 그 함량을 낮게 유지하는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명의 인(P) 함량은 0.02% 이하일 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 MnS 등과 같은 비금속개재물을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로, 가능한 그 함량을 낮게 유지하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명은 황(S) 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 황(S)은 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, 0.001% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않은바, 본 발명의 바람직한 황(S) 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.
질소(N): 0.0015~0.015%
질소(N)는 강재의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 그 첨가량이 과다한 경우, 강재의 인성이 크게 감소하는바, 본 발명은 질소(N) 함량의 상한을 0.015%로 제한할 수 있다. 다만, 질소(N)는 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, 질소(N) 함량을 0.0015% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않은바, 본 발명의 바람직한 질소(N) 함량은 0.0015~0.015%일 수 있다.
니켈(Ni): 0.01~2.0%
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소인바, 본 발명은 이러한 효과 달성을 위해 니켈(Ni) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 니켈(Ni)은 고가의 원소로서 과도한 첨가는 경제성 측면에서 바람직하지 않으며, 니켈(Ni)의 첨가량이 과다한 경우 용접성이 열화될 수 있는바, 본 발명은 니켈(Ni) 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 니켈(Ni) 함량은 0.01~2.0%일 수 있다.
구리(Cu): 0.01~1.0%
구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소화하면서도 강도 향상에 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과 달성을 위해 구리(Cu) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 구리(Cu)의 첨가량이 과다한 경우, 최종 제품 표면의 품질이 저해될 수 있는바 본 발명은 구리(Cu) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 구리(Cu) 함량은 0.01~1.0%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.05~1.0%
크롬(Cr)은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이러한 효과 달성을 위해 크롬(Cr) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)의 함량이 과다한 경우, 용접성이 크게 저하될 수 있는바, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 크롬(Cr) 함량은 0.05~1.0%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~1.0%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키는 원소로서, 페라이트의 생성을 억제하여 그에 따라 강재의 강도를 크게 향상시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과 달성을 위해 몰리브덴(Mo) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)의 함량이 과다한 경우, 용접부의 경도를 과도하게 증가시킬 수 있는바, 본 발명은 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 몰리브덴(Mo) 함량은 0.01~1.0%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.1%
티타늄(Ti)은 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시켜주는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 티타늄(Ti) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 연주 노즐의 막힘이나, 중심부 정출에 의한 저온인성 감소와 같은 문제를 발생시킬 수 있는바, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.1% 일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.1%
니오븀(Nb)은 TMCP 강의 제조에 있어서 중요한 역할을 수행하는 원소 중의 하나이며, 탄화물 또는 질화물의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도 향상에 크게 기여하는 원소이기도 하다. 또한, 슬라브의 재가열시 고용된 니오븀(Nb)은 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 페라이트 및 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는바, 본 발명의 니오븀(Nb) 함량의 하한은 0.005%일 수 있다. 다만, 니오븀(Nb)의 함량이 과다할 경우, 조대한 석출물이 생성되어 강재의 모서리에 취성 크랙을 발생시키는바, 니오븀(Nb) 함량의 상한은 0.1%로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 니오븀(Nb) 함량은 0.005~0.1%일 수 있다.
바나듐(V): 0.005~0.3%
바나듐(V)은 다른 합금 조성에 비하여 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에서 석출되어 용접부의 강도 하락을 방지할 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 바나듐(V) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 바나듐(V)이 과다하게 첨가되는 경우, 강재의 인성이 저하가 우려되는바, 본 발명은 바나듐(V) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 바나듐(V) 함량은 0.005~0.3% 일 수 있다.
보론(B): 0.0005~0.004%
보론(B)은 저가의 첨가원소이나, 소량의 첨가로도 경화능을 효과적으로 높일 수 있는 유익한 원소이다. 또한, 본 발명에서 보론(B)은 조압연 후의 냉각에서 저속의 냉각 조건에서도 베이나이트의 형성에 크게 기여하는 원소이므로, 본 발명은 보론(B) 함량의 하한을 0.0005%로 제한할 수 있다. 다만, 보론(B)이 과도하게 첨가되는 경우, Fe23(CB)6를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키며, 저온인성도 크게 저하시기므로, 본 발명은 보론(B) 함량의 상한을 0.004%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 보론(B) 함량은 0.005~0.004%일 수 있다.
칼슘(Ca): 0.006% 이하
칼슘(Ca)은 MnS 등의 비금속개재물의 형상을 제어하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 주로 사용된다. 다만, 칼슘(Ca)의 과도한 첨가는 다량의 CaO-CaS 형성 및 결합에 의한 조대한 개재물 형성을 유발하는바, 강의 청정도 저하 및 현장 용접성 저하 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명은 칼슘(Ca) 함량의 상한을 0.006%로 제한할 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는 그 두께가 특별히 한정되는 것은 아니나, 바람직하게는 10mm 이상의 두께를 가지는 구조용 후물 강재일 수 있으며, 보다 바람직하게는 20~100mm의 두께로 구비되는 구조용 후물 강재일 수 있다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는, 강재의 두께방향을 따라 미세조직적으로 구분되는 강재 표면 측의 표층부 및 표층부 사이에 위치하는 중심부로 구분될 수 있다. 표층부는 강재 상부측의 상부 표층부 및 강재 하부측의 하부 표층부로 구분될 수 있으며, 상부 표층부 및 하부 표층부는 강재의 두께(t) 대비 3~10% 수준의 두께로 각각 구비될 수 있다.
표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함할 수 있으며, 프레시 마르텐사이트 및 오스테나이트를 각각 제2 조직 및 잔부조직으로 포함할 수 있다. 표층부 내에서 템퍼드 베이나이트 및 프레시 마르텐사이트가 차지하는 분율은 95면적% 이상일 수 있으며, 표층부 내에서 오스테나이트 조직이 차지하는 분율은 5면적% 이하일 수 있다. 표층부 내에서 오스테나이트 조직이 차지하는 분율은 0면적%일 수도 있다.
중심부는 베이니틱 페라이트를 기지조직으로 포함할 수 있으며, 중심부 내에서 베이니틱 페라이트가 차지하는 분율은 95면적% 이상일 수 있다. 목적하는 강도 확보 측면에서, 보다 바람직한 베이니틱 페라이트의 분율은 98면적% 이상일 수 있다.
표층부 미세조직의 결정립 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)일 수 있으며, 중심부 미세조직의 결정립 평균 입경은 5~20㎛일 수 있다. 여기서 표층부 미세조직의 결정립 평균 입경은, 템퍼드 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 오스테나이트 각각의 결정립 평균 입경이 3㎛ 이하(0㎛ 제외)인 경우를 의미할 수 있으며, 중심부 미세조직의 결정립 평균 입경은 베이니틱 페라이트의 결정립 평균 입경이 5~20㎛인 경우를 의미할 수 있다. 보다 바람직한 중심부 미세조직의 결정립 평균 입경은 10~20㎛일 수 있다.
도 2는 본 발명의 일 구현예에 따른 강재 시편의 단면을 촬영한 사진이다. 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 일 구현예에 따른 강재 시편은, 상부 및 하부 표면측의 상부 및 하부 표층부(A, A')와 상부 및 하부 표층부(A, A') 사이의 중심부(B)로 구분되며, 상부 및 하부 표층부(A, A')와 중심부(B)의 경계는 육안으로 확인할 정도로 명확하게 형성된 것을 확인할 수 있다. 즉, 본 발명의 일 구현예에 따른 강재의 상부 및 하부 표층부(A, A')와 중심부(B)는 미세조직적으로 명확히 구분됨을 확인할 수 있다.
도 3은 도 2의 시편의 상부 표층부(A) 및 중심부(B)의 미세조직을 관찰한 사진으로, 도 3의 (a) 및 (b)는 시편의 상부 표층부(A)를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진 및 시편의 상부 표층부(A)에 대해 EBSD를 이용하여 촬영한 고경각 입계 맵이며, 도 3의 (c) 및 (d)는 시편의 중심부(B)를 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진 및 시편의 상부 표층부(A)에 대해 EBSD를 이용하여 촬영한 고경각 입계 맵이다. 도 3의 (a) 내지 (d)에 나타난 바와 같이, 상부 표층부(A)는 평균 결정립 입경이 약 3㎛ 이하인 템퍼드 베이나이트 및 프레시 마르텐사이트를 포함하는 반면, 중심부(B)는 평균 결정립 입경이 약 15㎛인 베이니틱 페라이트를 포함함을 확인할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는 미세조직적으로 구분되는 표층부 및 중심부를 구비하되, 중심부는 베이니틱 페라이트를 기지조직으로 포함하므로 인장강도 800MPa 이상의 고강도 특성을 효과적으로 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는 미세조직적으로 구분되는 표층부 및 중심부를 구비하되, 상대적으로 세립화된 표층부는 기지조직으로 템퍼드 베이나이트 및 제2 조직으로 프레시 마르텐사이트를 포함하고, 45% 이상의 고경각입계분을 확보하는바, 우수한 냉간 벤딩성을 확보할 수 있다.
냉간 벤딩성에 대한 평가는 다음의 냉간 벤딩 시험을 통해 평가될 수 있다. 도 4는 냉간 벤딩 시험의 일 예를 개략적으로 나타낸 도면이다. 도 4에 도시된 바와 같이, 냉간 벤딩 치구(100)의 선단부는 강재(110)의 표면에 압착되도록 제공되어 강재(110)를 180° 냉간 벤딩하며, 강재(110)의 냉간 벤딩 가공부측 표면에 크랙이 발생하는지 여부를 기초로 강재의 냉간 벤딩성을 평가할 수 있다. 즉, 다양한 선단부 곡률 반경(r)을 가지는 냉간 벤딩 치구(100)를 이용하여 동일한 조성 및 제조방법으로 제조되는 복수의 시편에 대해 180° 냉간 벤딩을 실시하되, 순차적으로 선단부 곡률 반경(r)이 감소하도록 냉간 벤딩을 실시하여 시편의 가공부측 표면에 크랙이 발생하는지 여부 기초로 냉간 벤딩성을 평가한다. 이 때 크랙이 발생하는 시점에서 시편의 두께(t)에 대한 냉간 벤딩 치구의 선단부 곡률 반경(r)의 비율인 임계 곡률비(r/t)를 산출하며, 산출된 임계 곡률비(r/t)가 낮을수록 가혹한 냉간 벤딩 조건 하에서도 강재의 표면 크랙 발생이 적극 억제되는 것으로 해석될 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재는 1.0 이하의 임계 곡률비(r/t)를 구비하므로, 우수한 냉간 벤딩성을 확보할 수 있다. 바람직한 임계 곡률비(r/t)는 0.5 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 임계 곡률비(r/t)는 0.4 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
슬라브 재가열
본 발명의 제조방법에 제공되는 슬라브는 전술한 강재의 강 조성과 대응하는 강 조성으로 구비되므로, 슬라브의 강 조성에 대한 설명은 전술한 강재의 강 조성에 대한 설명으로 대신한다.
전술한 강 조성으로 제조된 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열 할 수 있다. 주조 중에 형성된 Ti 및 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위하여 슬라브의 재가열 온도의 하한은 1050℃로 제한될 수 있다. 다만, 재가열 온도가 과도하게 높은 경우, 오스테나이트가 조대화 될 우려가 있으며, 조압연 이후 조압연 바의 표층부 온도가 1차 냉각 개시온도에 도달하기까지 과도한 시간이 소요되는바, 재가열 온도의 상한을 1250℃로 제한할 수 있다.
조압연
슬라브의 형상을 조정하고, 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴하기 위하여 재가열 후 조압연을 실시할 수 있다. 미세조직의 제어를 위해 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr, ℃) 이상에서 조압연을 실시하는 것이 바람직하며, 1차 냉각의 냉각 개시온도를 고려하여 조압연 온도의 상한은 1150℃로 제한함이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 조압연 온도는 Tnr~1150℃의 범위일 수 있다. 또한, 본 발명의 조압연은 누적압하율 20~70%의 조건으로 실시될 수 있다.
1차 냉각
조압연 종료 후, 조압연 바의 표층부에 래스 베이나이트를 형성하기 위하여 1차 냉각을 실시할 수 있다. 1차 냉각의 바람직한 냉각 속도는 5℃/s 이상일 수 있으며, 1차 냉각의 바람직한 냉각 도달온도는 Ms~Bs℃의 온도범위일 수 있다. 1차 냉각의 냉각속도가 일정 수준 미만인 경우, 래스 베이나이트 조직이 아닌 폴리고날 페라이트 또는 그래뉼러 베이나이트 조직이 표층부에 형성되는바, 본 발명은 1차 냉각의 냉각속도를 5℃/s 이상으로 제한할 수 있다. 또한, 1차 냉각의 냉각 방식은 특별히 한정되는 것은 아니나, 냉각 효율 측면에서 수냉이 보다 바람직하다. 한편, 1차 냉각의 냉각 개시온도가 지나치게 높은 경우, 1차 냉각에 의해 표층부에 형성되는 래스 베이나이트 조직이 조대화 될 우려가 있는바, 제1 냉각의 개시온도는 Ae3 + 100℃ 이하의 범위로 제한함이 바람직하다.
복열처리의 효과를 극대화 하기 위하여 본 발명의 1차 냉각은 조압연 직후에 실시되는 것이 바람직하다. 도 5는 본 발명의 제조방법을 구현하기 위한 설비(1)의 일 예를 개략적으로 나타낸 도면이다. 슬라브(5)의 이동 경로를 따라, 조압연장치(10), 냉각장치(20), 복열처리대(30) 및 사상압연장치(40)가 순차적으로 배치되며, 조압연장치(10) 및 사상압연장치(40)는 각각 조압연롤러(12a, 12b) 및 사상압연롤러(42a, 42b)를 구비하여 슬라브(5) 및 조압연 바(5')의 압연을 수행한다. 냉각장치(20)는 냉각수를 분사 가능한 바 쿨러(Bar cooler, 25) 및 조압연 바(5')의 이동을 안내하는 보조롤러(22)를 구비할 수 있다. 바 쿨러(25)는 조압연기(10)의 직후방에 배치되는 것이 복열처리 효과의 극대화 측면에서 보다 바람직하다. 냉각장치(20)의 후방에는 복열처리대(30)가 배치되며, 조압연 바(5')는 보조롤러(32)를 따라 이동하면서 복열처리 될 수 있다. 복열처리 종료된 조압연 바(5')는 사상압연장치(40)로 이동하여 사상압연될 수 있다. 이상에서는 도 5를 기초로 본 발명의 일 측면에 따른 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재를 제조하기 위한 설비를 설명하였으나, 이와 같은 설비(1)는 본 발명을 실시하기 위한 설비의 일 예를 개시한 것에 불과하며, 본 발명이 반드시 도 5에 도시된 설비(1)에 의해 제조된 것으로 한정 해석되어서는 안된다.
복열처리
1차 냉각 실시 후, 조압연 바 중심부측의 고열에 의해 조압연 바의 표층부측이 재가열되도록 유지하는 복열처리가 실시될 수 있다. 복열처리는 조압연 바의 표층부의 온도가 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위에 도달할 때까지 실시될 수 있다. 복열처리에 의해 표층부의 래스 베이나이트는 미세한 템퍼드 베이나이트 및 프레시 마르텐사이트 조직으로 변형될 수 있으며, 표층부의 래스 베이나이트 중 일부는 오스테나이트로 역변태 될 수 있다.
도 6은 본 발명의 복열처리에 의한 표층부의 미세조직의 변화를 개략적으로 나타낸 개념도이다.
도 6의 (a)와 같이, 제1 냉각 직후의 표층부 미세조직은 래스 베이나이트 조직으로 구비될 수 있다. 도 6의 (b)에 도시된 바와 같이, 복열처리가 진행됨에 따라 표층부의 래스 베이나이트는 템퍼드 베이나이트 조직으로 변형되며, 표층부의 래스 베이나이트 중 일부는 오스테나이트로 역변태 될 수 있다. 복열처리 후 사상압연 및 제2 냉각을 거침에 따라, 도 6의 (c)에 도시된 바와 같이, 템퍼드 베이나이트 및 프레시 마르텐사이트의 2상 혼합조직이 형성될 수 있으며, 일부 오스테나이트 조직이 잔류할 수 있다.
도 7은 복열처리 도달 온도와 표층부의 고경각입계분율 및 임계 굴곡비(r/t) 사이의 관계를 실험적으로 측정하여 나타낸 그래프이다. 도 7의 시험에 있어서, 본 발명의 합금조성 및 제조방법을 만족하는 조건에 의해 시편을 제작하였으며, 다만 복열처리시 복열처리 도달 온도를 달리하여 실험을 진행하였다. 이 때, 고경각입계분율은 EBSD를 이용하여 15도 이상의 방위차를 가지는 고경각 입계의 분율을 측정하여 평가하였으며, 임계 굴곡비(r/t)는 앞서 설명한 방법에 따라 평가하였다. 도 7에 나타난 바와 같이, 표층부의 도달 온도가 (Ac1+40℃) 미만인 경우, 15도 이상의 고경각입계가 충분히 형성되지 못하며, 임계 굴곡비(r/t)가 1.0을 초과함을 확인할 수 있다. 또한, 표층부 도달 온도가 (Ac3-5℃)를 초과하는 경우, 15도 이상의 고경각입계가 충분히 형성되지 못하여 임계 굴곡비(r/t)가 1.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명은 복열처리 시 표층부 도달 온도를 (Ac1 +40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 제한함으로써, 표층부 조직의 미세화, 15도 이상의 고경각입계분율 45% 이상, 임계 굴곡비(r/t)가 1.0 이하를 효과적으로 확보할 수 있다.
사상압연
조압연 바의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위하여 사상압연을 실시한다. 사상압연은 베이나이트 변태 시작온도(Bs) 이상, 오스테나이트 재결정온도(Tnr) 이하의 온도구간에서 실시될 수 있다.
2차 냉각
사상압연 종료 후 강재 중심부에 베이니틱 페라이트를 형성하기 위하여 2차 냉각을 실시할 수 있다. 2차 냉각의 바람직한 냉각 속도는 5℃/s 이상일 수 있으며, 2차 냉각의 바람직한 냉각 도달 온도는 Bf℃ 이하일 수 있다. 2차 냉각의 냉각 방식 역시 특별히 한정되는 것은 아니나, 냉각 효율 측면에서 수냉이 바람직할 수 있다. 2차 냉각의 냉각 도달 온도가 일정 범위를 초과하거나 냉각 속도가 일정 수준에 미치지 않는 경우, 강재 중심부에 그래뉼러 페라이트가 형성되어 강도 하락이 우려되는바, 본 발명의 2차 냉각의 냉각 도달 온도를 Bf℃ 이하로 제한하고, 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 제한할 수 있다.
이하, 구체적인 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1의 강 조성을 가지는 슬라브를 제조하였으며, 표 1의 강 조성을 기초로 변태온도를 계산하여 표 2에 나타내었다. 하기 표 1에서 보론(B), 질소(N) 및 칼슘(Ca)의 함량은 ppm을 기준으로 한다.
Figure pat00001
Figure pat00002
상기의 표 1의 조성을 가지는 슬라브를 아래의 표 3의 조건으로 조압연, 1차 냉각 및 복열처리를 실시하였으며, 표4의 조건으로 사상압연 및 2차 냉각을 실시하였다. 표 3 및 표 4의 조건으로 제조된 강재에 대한 평가 결과는 하기의 표 5에 나타내었다.
각각의 강재에 대해서 표층부 평균 결정립 입경, 표층부 고경각입계분율, 기계적 물성 및 임계 굴곡비(r/t)를 측정하였다. 이들 중, 결정립 입경 및 고경각입계분율은 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)법에 의해서, 500mⅹ500m 영역을 0.5m 스텝 사이즈로 측정하고, 이를 기초로 인접 입자와의 결정 방위차가 15도 이상인 입계 맵을 작성하였으며, 이를 기초로 평균 결정립 입경 및 고경각입계분율을 평가하였다. 항복강도(YS) 및 인장강도(TS)는 3개의 시험편을 판폭 방향으로 인장시험하여 평균치를 구하여 평가하였으며, 임계 굴곡비(r/t)는 전술한 냉간 벤딩 시험을 통해 평가하였다.
Figure pat00003
Figure pat00004
Figure pat00005
강종 A, B, C, D 및 E는 본 발명의 합금조성을 만족하는 강재이다. 이 중 본 발명의 공정 조건을 만족하는 A-1, A-2, A-3, B-1, B-2, B-3, C-1, C-2, D-1, D-2, E-1, E-2는 표층부의 고경각입계분율이 45% 이상이고 표층부의 평균 결정립 크기가 3㎛ 이하이며, 인장강도 800MPa 이상이고, 임계 굴곡비(r/t)가 1.0 이하를 만족함을 확인할 수 있다.
본 발명의 합금조성은 만족하나, 복열처리 온도가 본 발명의 범위를 초과하는 A-4, B-4, C-3, D-3의 경우, 표층부의 고경각입계분율이 45% 미만이고, 표층부의 평균 결정립 크기가 3㎛를 초과하며, 임계 굴곡비(r/t)가 1.0을 초과함을 확인할 수 있다. 이는, 강재 표층부가 이상역 열처리 온도구간보다 높은 온도로 가열됨으로써, 표층부의 조직이 모두 오스테나이트로 역변태한 결과, 표층부의 최종 조직이 래스 베이나이트로 형성되었기 때문이다.
도 8의 (a) 및 (b)는 B-1에 대해 0.3의 굴곡비(r/t) 조건으로 냉각 벤딩을 실시한 후의 단면 사진 및 표층부 확대 광학 사진이며, 도 8의 (c) 및 (d)는 B-4에 대해 0.3의 굴곡비(r/t) 조건으로 냉각 벤딩을 실시한 후의 단면 사진 및 표층부 확대 광학 사진이다. 도 8의 (a) 내지 (d)에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 공정 조건을 만족하는 B-1의 경우 가공부측의 표면에 크랙이 발행하지 않은 반면, 본 발명의 공정 조건을 만족하지 않는 B-3의 경우 가공부측의 표면에 크랙(C)이 발생한 것을 확인할 수 있다.
본 발명의 합금조성은 만족하나, 복열처리 온도가 본 발명의 범위에 미달하는, A-5, B-5, C-4, D-4의 경우, 표층부의 고경각입계분율이 45% 미만이고, 표층부의 평균 결정립 크기가 3㎛를 초과하며, 임계 굴곡비(r/t)가 1.0을 초과함을 확인할 수 있다. 이는 1차 냉각 시 강재의 표층부가 과도하게 냉각되어 표층부 내의 역변태 오스테나이트가 충분히 형성되지 않았기 때문이다.
본 발명의 합금조성은 만족하나, 2차 냉각의 냉각 종료온도가 본 발명의 범위를 초과하는 A-6, B-5 및 C-5의 경우 또는 2차 냉각의 냉각 속도가 본 발명의 범위에 미치지 않는 E-3의 경우, 인장강도가 800MPa 미만의 수준으로, 목적하는 고강도 특성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다. 더불어, 각 시편의 중심부 미세조직 관찰 결과, 본 발명 합금조성 및 공정 조건을 만족하는 A-1, A-2, A-3, B-1, B-2, B-3, C-1, C-2, D-1, D-2, E-1, E-2의 경우 중심부에 베이니틱 페라이트가 형성된 반면, 본 발명의 2차 냉각조건을 만족하지 않는 A-6, B-5, C-5 및 E-3의 경우 그래뉼러 페라이트가 기지조직으로 형성된 것을 확인할 수 있었다. 즉, 본 발명이 목적하는 고강도 특성을 확보하기 위해서는 중심부 기지조직을 베이니틱 페라이트로 형성하는 것인 유효함을 확인할 수 있다.
본 발명의 합금조성을 만족하지 않는 F-1. G-1, H-1 및 I-1의 경우, 본 발명의 공정 조건을 만족함에도 인장강도가 800MPa 미만의 수준으로, 본 발명이 목적하는 고강도 특성을 확보하지 못함을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 합금조성 및 공정 조건을 만족하는 실시예의 경우 인장강도 800MPa 이상의 고강도 특성을 확보함과 동시에 임계 굴곡비(r/t) 1.0 이하의 우수한 냉간 벤딩성을 확보함을 알 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.
1: 강재 제조 설비 10: 조압연장치 12a,b: 조압연롤러
20: 냉각장치 22: 보조롤러 25: 바 쿨러
30: 복열처리대 32: 보조롤러 40: 사상압연장치
42a,b: 사상압연롤러 100: 냉간 벤딩 치구 110: 강재

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.7~2.5%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.0015~0.015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되,
    두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부가 미세조직적으로 구분되며,
    상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고,
    상기 중심부는 베이니틱 페라이트를 기지조직으로 포함하는 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 표층부는 상기 강재 상부측의 상부 표층부 및 상기 강재 하부측의 하부 표층부를 포함하며,
    상기 상부 표층부 및 하부 표층부는 상기 강재의 두께 대비 3~10% 두께로 각각 구비되는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 표층부는 제2 조직으로 프레시 마르텐사이트를 더 포함하며,
    상기 템퍼드 베이나이트 및 상기 프레시 마르텐사이트는 95면적% 이상의 분율로 상기 표층부에 포함되는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 표층부는 잔류조직으로 오스테나이트를 더 포함하며,
    상기 오스테나이트는 5면적% 이하의 분율로 상기 표층부에 포함되는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 베이니틱 페라이트는 95면적% 이상의 분율로 상기 중심부에 포함되는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 표층부의 미세조직 결정립 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)인, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 중심부의 미세조직 결정립 평균 입경은 5~20㎛인, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  8. 제1항에 있어서,
    중량%로, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.3%, B: 0.0005~0.004%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 인장강도는 800MPa 이상이고, 상기 표층부의 고경각입계분율은 45% 이상인, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  10. 제1항에 있어서,
    다양한 선단부 곡률 반경(r)을 가지는 복수의 냉간 벤딩 치구를 적용하여 상기 강재를 180° 냉간 벤딩 가공한 후 강재 표층부의 크랙 발생 여부를 관찰하되, 상기 선단부 곡률 반경(r)이 순차적으로 감소하도록 상기 냉간 벤딩 치구를 적용하는 냉간 벤딩 시험에 있어서,
    상기 강재의 두께(t)에 대한 상기 강재의 표층부에 크랙이 발생하는 시점의 상기 냉간 벤딩 치구의 선단부 곡률 반경(r)의 비율인 임계 곡률비(r/t)가 1.0 이하인, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재.
  11. 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.01~0.6%, Mn: 1.7~2.5%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.0015~0.015%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열하고,
    상기 슬라브를 Tnr~1150℃의 온도범위에서 조압연하여 조압연 바를 제공하고,
    상기 조압연 바를 5℃/s 이상의 냉각속도로 Ms~Bs℃의 온도범위까지 1차 냉각하고,
    상기 1차 냉각된 조압연 바의 표층부가 복열에 의해 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 재가열되도록 유지하고,
    상기 복열처리된 조압연 바를 사상압연하고,
    상기 사상압연된 강재를 5℃/s 이상의 냉각속도로 Bf℃ 이하의 온도범위까지 2차 냉각하는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.3%, B: 0.0005~0.004%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.
  13. 제11항에 있어서,
    상기 조압연 바는 상기 조압연 직후의 수냉에 의해 1차 냉각되는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.
  14. 제11항에 있어서,
    상기 제1 냉각은 상기 조압연 바의 표층부 온도 기준으로 Ae3+100℃ 이하의 온도에서 개시되는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.
  15. 제11항에 있어서,
    상기 조압연 바는 Bs~Tnr℃의 온도범위에서 사상압연되는, 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.


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