WO2019132262A1 - 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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조재영
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Definitions

  • the present invention relates to a structural steel used in structures such as buildings, bridges and the like, and a manufacturing method thereof. More particularly, the present invention relates to a steel structure for structural steel which effectively suppresses fatigue crack propagation suppression characteristics and high strength by optimizing steel composition, And a manufacturing method thereof.
  • Structural steels used in structures such as buildings and bridges are subjected to repeated stress due to the nature of their use environment.
  • it is very important to secure the characteristics of the material.
  • the strength of the material increases, the stress concentrating around the crack generated in the material also increases at the same time, and the crack propagation speed of the material increases.
  • Fatigue failure of steel occurs when the fatigue cracks generated in the stress concentration part of the steel propagate along the steel.
  • the structural steel provided to the structure it is indispensable to prevent the occurrence of the fatigue crack itself because the weld portion is indispensably provided and a plurality of defects exist in the weld portion. Therefore, in order to improve the fatigue life of the steel material to be provided to the structure, it is more important to slow down the propagation speed of the fatigue crack from the state where the fatigue crack is already present in the welded portion to the other portion, Do.
  • Patent Document 1 discloses a technique for reducing the fatigue crack propagation speed of a steel material in which a crystal grain having a direction parallel to a direction (ND) perpendicular to a surface of a steel sheet and a (111) plane of a ferrite crystal (111) face fraction of the ferrite on the measurement plane parallel to the surface of the steel sheet, or the boundary between the crystal grains having a direction parallel to the direction perpendicular to the surface of the steel sheet crosses at least one per 30 mu m along the advancing direction of the crack, And the (100) face fraction is limited to 1.25 to 2.0, thereby improving the fatigue crack growth suppressing property.
  • Patent Document 1 has a technical disadvantage that it can only deal with a steel material having a tensile strength of 500 MPa or less based on ferrite.
  • Patent Document 2 proposes a technique of modifying the texture of the surface layer region of the steel in order to improve the brittle crack propagation stopping property.
  • Patent Document 2 discloses a technique of securing the brittle crack propagation stopping property by making the (100) plane intensity ratio of the superconducting ferrite crystal rim and the elongated ferrite crystal be the principal component of the surface layer region to be in the range of 1.5 to 4.0 I suggest.
  • elongated ferrite is mainly used, and it is impossible to apply it to a high strength steel material of 700 MPa or more.
  • the surface layer In order to make the structure finer, the surface layer must be rolled in the middle of heating by double heat. There is a technical difficulty that precise temperature is impossible.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-017379 (published on January 18, 2000)
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-020835 (published on Mar. 23, 2002)
  • a structural steel material effectively securing fatigue crack propagation inhibiting properties and high strength and a method of manufacturing the same.
  • the structural high strength steel having excellent fatigue crack propagation suppression characteristics is characterized by containing 0.02 to 0.12% of C, 1.7 to 2.5% of Mn, 0.01 to 0.8% of Si, 0.005 to 0.5% of Al, ,
  • the remaining Fe and inevitable impurities, and the microstructure is divided into the outer surface portion and the inner center portion along the thickness direction, the surface portion includes tempered bainite as a base texture, and fresh martensite as a second texture And includes austenite as the residual structure, and the center portion may include lasbenite.
  • the surface layer portion is divided into an upper surface layer portion on the upper side and a lower surface layer portion on the lower side, and the upper surface layer portion and the lower surface layer portion may each have a thickness of 3 to 10% with respect to the thickness of the steel material.
  • the base texture and the second texture may be contained in the surface layer portion in a volume fraction of 95% or more.
  • the residual structure may be contained in the surface layer at a volume fraction of 5% or less.
  • the average particle diameter of the tempered bainite may be 3 ⁇ or less (excluding 0 ⁇ ).
  • the average particle diameter of the fresh martensite may be 3 ⁇ or less (excluding 0 ⁇ ).
  • the steel material contains 0.005 to 0.1% of Nb, 0.005 to 0.1% of Ti, 0.02% or less of P, 0.004% or less of B, 0.015% or less of N, 0.01% or less of S, 1.0 to 1.0% of Cr, 0.01 to 0.4% of V, and 0.006% or less of Ca, based on the total weight of the steel sheet.
  • the yield strength of the steel may be 690 MPa or more.
  • the tensile strength of the steel may be 800 MPa or more.
  • the high hardness grain boundary fraction of the surface layer portion may be 45% or more.
  • the fatigue crack growth rate of the steel may be less than 2.5 x 10 -5 mm / cycle.
  • the structural high strength steel having excellent fatigue crack propagation suppression characteristics is characterized by containing 0.02 to 0.12% of C, 1.7 to 2.5% of Mn, 0.01 to 0.8% of Si, 0.005 to 0.5% of Al, , Remainder of the slab containing the remaining Fe and unavoidable impurities in the temperature range of 1050 to 1250 ⁇ ; Subjecting the slab to rough rolling in a temperature range of Tnr to 1150 ⁇ ⁇ ; Firstly cooling the rough-rolled steel to a temperature range of Ms to Bs ⁇ ⁇ in a cooling rate of 5 ⁇ ⁇ / s or more based on the surface layer temperature of the rough-rolled steel; The surface layer portion of the steel material is reheated in a temperature range of (Ac 1 + 40 ° C) to (Ac 3 -5 ° C) while the surface layer portion of the first cooled steel material is reheated by reheating, Finish rolling the steel material in a temperature range of Bs to Tnr ⁇
  • the slab contains 0.005 to 0.1% of Nb, 0.005 to 0.1% of Ti, 0.02% or less of P, 0.004% or less of B, 0.015% or less of N, 0.01% or less of S, 1.0 to 1.0% of Cr, 0.01 to 0.4% of V, and 0.006% or less of Ca, based on the total weight of the steel sheet.
  • the surface layer portion may be a region from the outer surface of the steel material toward the center side of the steel material to a depth of 3 to 10% of the thickness of the steel material.
  • the first cooling may be performed immediately after the rough rolling.
  • Starting temperature of the first cooling may be less than Ae 3 + 100 °C a surface layer based on a temperature of the steel material.
  • a structural high-strength steel material in which the structure of the steel surface layer portion is finely refined by the double heat treatment to increase the hardness grain boundary fraction of the surface layer portion by limiting the double heat treatment temperature, Method can be provided.
  • FIG. 1 is a photograph of a microstructure of a structural high-strength steel specimen having excellent fatigue crack propagation inhibiting properties according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic view showing an example of a facility for implementing the manufacturing method of the present invention.
  • Fig. 3 is a conceptual diagram schematically showing changes in microstructure of the surface layer portion by the double heat treatment of the present invention.
  • the present invention relates to a structural high-strength steel having excellent fatigue crack propagation-inhibiting properties and a method of manufacturing the same.
  • preferred embodiments of the present invention will be described.
  • the embodiments of the present invention can be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the embodiments are provided to explain the present invention to a person having ordinary skill in the art to which the present invention belongs.
  • the structural high strength steel having excellent fatigue crack propagation suppression characteristics is characterized by containing 0.02 to 0.12% of carbon (C), 1.7 to 2.5% of manganese (Mn) 0.8% aluminum (Al): 0.005-0.5%, the balance Fe and unavoidable impurities.
  • carbon (C) is the most important element for forming bainite in the base and determining the strength, and therefore it is necessary to be contained in the steel within an appropriate range. If the content of carbon (C) is less than a certain level, the entrapment property is lowered and the formation of bainite is suppressed, so that the strength of the steel material may be lowered.
  • the present invention can limit the lower limit of the carbon (C) content to 0.02% in order to secure the strength of the steel material.
  • the content of carbon (C) exceeds a certain level, the low temperature toughness of the steel can be lowered, and the present invention can limit the upper limit of the carbon (C) content to 0.12%. Therefore, the carbon content of the present invention may be in the range of 0.02 to 0.12%, and in the case of the steel used as the steel structure for welding, the content of carbon (C) is limited within the range of 0.03 to 0.08% can do.
  • Manganese (Mn) is an element which improves the incombustibility and is a useful element for enhancing the strength by solid solution strengthening.
  • the present invention can limit the lower limit of manganese (Mn) content to 1.7% in order to achieve this effect.
  • manganese (Mn) is added excessively, there is a possibility that the toughness of the welded part is greatly lowered due to an excessive increase in the hardenability, so that the present invention can restrict the upper limit of manganese (Mn) content to 2.5% . Therefore, the content of manganese (Mn) of the present invention may be in the range of 1.7 to 2.5%, and the content of manganese (Mn) may be in the range of 1.8 to 2.3%.
  • Silicon (Si) is an element used as a deoxidizer and contributes to the strength improvement effect due to solid solution strengthening.
  • the present invention can limit the lower limit of the silicon (Si) content to 0.01% to achieve this effect. However, if silicon (Si) is added in excess, the low temperature toughness of the base material as well as the welded portion can be reduced.
  • the present invention can limit the upper limit of the silicon (Si) content to 0.8%. Therefore, the silicon content of the present invention may be in the range of 0.01 to 0.8%, and more preferably the silicon content may be in the range of 0.05 to 0.5%.
  • Aluminum (Al) is a representative deoxidizing agent, and it is also an element contributing to strength improvement.
  • the present invention can limit the lower limit of the aluminum (Al) content to 0.005% in order to achieve such effect.
  • the aluminum (Al) content of the present invention may be in the range of 0.005-0.5%, and more preferably the aluminum (Al) content may be in the range of 0.01-0.3%.
  • the structural high strength steel having excellent fatigue cracking charge suppression characteristics is characterized by containing 0.005 to 0.1% of niobium (Nb), 0.005 to 0.1% of titanium (Ti), 0.02 (B): not more than 0.004%, nitrogen (N): not more than 0.015%, sulfur (S): not more than 0.01%, copper (Cu): 0.01 to 1.0%, nickel (Ni) And may further include one or more of molybdenum (Mo): 0.01 to 1.0%, chromium (Cr): 0.05 to 1.0%, vanadium (V): 0.01 to 0.4%, calcium (Ca) have.
  • Mo molybdenum
  • Cr chromium
  • V vanadium
  • Ca calcium
  • Niobium (Nb) is one of the most important elements in the production of TMCP steel, and it precipitates in the form of carbides or nitrides, and is an element contributing greatly to the strength of the base material and the weld.
  • niobium (Nb) dissolved in the reheating of the slab suppresses recrystallization of austenite, and niobium (Nb) in the surface layer contributes to the formation of bainite during cooling of the slab after rough rolling. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the niobium (Nb) content to 0.005% in order to achieve this effect.
  • the present invention can limit the upper limit of the content of niobium (Nb) to 0.1% . Accordingly, the niobium (Nb) content of the present invention can be in the range of 0.005 to 0.1%, and more preferably, the niobium (Nb) content can be in the range of 0.01 to 0.05%.
  • Titanium (Ti) is an element that maximizes the effect of addition of boron (B), which is an important element for improving the incombustibility. That is, titanium (Ti) bonds with nitrogen (N) in the steel to form TiN, which can inhibit the formation of BN, thereby increasing the content of boron (B). In addition, the TiN precipitates pinning the austenite grains to suppress crystal grain coarsening, which can greatly improve the low temperature toughness. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the content of tatanium (Ti) to 0.005% in order to achieve this effect.
  • the titanium (Ti) content of the present invention may be in the range of 0.005 to 0.1%, and more preferably, the titanium (Ti) content may be in the range of 0.01 to 0.05%.
  • Phosphorus (P) not more than 0.02%
  • Phosphorus (P) is an element favorable for strength improvement and corrosion resistance, but it is advantageous to make it as low as possible since it is an element that greatly hinders impact toughness. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the phosphorus (P) content to 0.02%. However, since phosphorus (P) is an impurity inevitably introduced in the steelmaking process, it is not economically desirable to control the phosphorus (P) to a level of less than 0.001%. Therefore, the content of phosphorus (P) of the present invention may be in the range of 0.001 to 0.02%, and the content of phosphorus (P) may be in the range of 0.001 to 0.01%.
  • Boron (B) is a relatively low-cost element, but it is a beneficial element that can effectively increase the hardenability even with a small amount of addition. Boron (B) is also an element contributing greatly to the formation of bainite in the surface layer during cooling after rough rolling. However, when B is excessively added, Fe 23 (CB) 6 is formed and the hardenability is lowered, and the low-temperature toughness may also be greatly lowered. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the boron (B) content to 0.004%. However, in consideration of the effects of the increase in strength and the formation of bainite in the surface layer, the preferred boron (B) content of the present invention may range from 0.0005 to 0.004%.
  • Nitrogen (N) is an element contributing to the improvement of strength of steel. However, when the addition amount is excessive, the toughness of the steel material is greatly reduced, so that the present invention can limit the upper limit of the nitrogen (N) content to 0.015%. However, nitrogen (N) is also an impurity which is inevitably introduced into the steelmaking process. It is not economically preferable to control the nitrogen (N) content to a level of less than 0.0015%. Therefore, the phosphorus (P) content of the present invention may be in the range of 0.0015 to 0.015%, and the phosphorus (P) content may be in the range of 0.0015 to 0.01%.
  • Sulfur (S) is an element which forms a non-metallic inclusion such as MnS and greatly hinders impact toughness, so it is advantageous to control it as low as possible. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the sulfur (S) content to 0.01%.
  • sulfur (S) is also an impurity which is inevitably introduced into the steelmaking process, and it is not economically preferable to control it to a level of less than 0.001%. Therefore, the sulfur content of the present invention may be in the range of 0.001 to 0.01%, and more preferably, the sulfur content may be in the range of 0.001 to 0.005%.
  • Copper (Cu) is an element capable of increasing the strength at the same time while minimizing the deterioration of the toughness of the base material. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the copper (Cu) content to 0.01% in order to achieve such effect. However, if the addition amount of copper (Cu) is excessively high, the quality of the surface of the final product is likely to be lowered, so that the present invention can be limited to an upper limit of 1.0% of the copper (Cu) content. Accordingly, the copper (Cu) content of the present invention may be in the range of 0.01 to 1.0%, and more preferably the copper (Cu) content may be in the range of 0.01 to 0.5%.
  • Nickel (Ni) is an element capable of simultaneously improving the strength and toughness of a base material.
  • the present invention can limit the lower limit of nickel (Ni) content to 0.01%.
  • excessive addition of nickel (Ni) as an expensive element is not preferable from the economical point of view.
  • the addition amount of nickel (Ni) is excessive, the weldability may be deteriorated.
  • the upper limit of the nickel (Ni) %. Therefore, the nickel content of the present invention may be in the range of 0.01 to 2.0%, and more preferably, the nickel content may be in the range of 0.1 to 1.0%.
  • Molybdenum (Mo) greatly improves the hardenability by only a small amount of addition, and it can inhibit the formation of ferrite, thereby greatly improving the strength of the steel. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the molybdenum (Mo) content to 0.01% in terms of securing strength. However, if the addition amount of molybdenum (Mo) is excessive, the hardness of the welded portion may be excessively increased and the toughness of the base material may be deteriorated.
  • the upper limit of the molybdenum (Mo) content may be limited to 1.0%. Accordingly, the molybdenum (Mo) content of the present invention may range from 0.01 to 1.0%, and the molybdenum (Mo) content may range from 0.1 to 0.5%.
  • the present invention can limit the lower limit of chromium (Cr) content to 0.05% in order to secure strength.
  • the chromium (Cr) content of the present invention may be in the range of 0.05 to 1.0%, and more preferably, the chromium (Cr) content may be in the range of 0.1 to 0.5%.
  • Vanadium (V) has a lower temperature to be employed than other alloying compositions and can prevent precipitation of the welded heat affected zone, thereby lowering the strength of the welded portion. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the vanadium (V) content to 0.01% in order to achieve this effect. However, if excessive amount of the sodium (V) is added, the toughness may be deteriorated, so that the upper limit of the vanadium (V) content may be limited to 0.4%. Accordingly, the vanadium (V) content of the present invention may be in the range of 0.01 to 0.4%, and more preferably, the vanadium (V) content may be in the range of 0.02 to 0.2%.
  • Calcium (Ca) is mainly used as an element for controlling the shape of nonmetal inclusions such as MnS and improving low-temperature toughness.
  • excessive addition of calcium (Ca) causes formation of coarse inclusion due to formation of a large amount of CaO-CaS and bonding, which may cause deterioration of cleanliness of steel and deterioration of weldability in the field. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the calcium (Ca) content to 0.006%, and the upper limit of the more preferable calcium (Ca) content can be 0.005%.
  • the present invention may be Fe and unavoidable impurities in addition to the above-mentioned steel composition.
  • Unavoidable impurities can be intentionally incorporated in a conventional steel manufacturing process, and can not be entirely excluded, and the meaning of ordinary steel manufacturing industry can be understood easily. Further, the present invention does not exclude the addition of other compositions other than the above-mentioned steel composition in the whole.
  • the thickness of the structural high strength steel having excellent fatigue crack propagation preventing properties according to one aspect of the present invention is not particularly limited, but it may preferably be a structural backing material of 20 mm or more.
  • the structural high strength steel having excellent fatigue crack propagation inhibiting properties can be divided into a surface layer on the outer side and a center on the inner side along the thickness direction, and the surface layer portion and the center portion can be microstructured.
  • the surface layer is divided into an upper surface portion on the upper side of the steel and a lower surface portion on the lower side of the steel.
  • the thicknesses of the upper surface portion and the lower surface portion may be about 3 to 10% of the thickness of the steel.
  • the thicknesses of the upper surface portion and the lower surface portion are respectively 5 to 7% of the thickness of the steel.
  • the surface layer portion includes tempered bainite as a base structure, fresh martensite as a second structure, and a mixed structure containing austenite as a residual structure, and the center portion is provided with a structure containing lasbenite . Therefore, the surface layer portion and the center portion can be micro-structured.
  • the sum of the volume fraction of the tempered bainite structure and the fresh martensite structure in the surface layer may be 95% or more, and the volume fraction of residual austenite in the surface layer may be 5% or less.
  • the tempered bainite structure in the surface layer can be contained in a volume fraction of 85% or more, and the fresh martensite structure can be included in 10% or less.
  • the volume fraction sum of the tempered bainite and fresh martensite structures in the surface layer may be 100%, in which case the volume fraction of retained austenite in the surface layer may be 0%.
  • the sufferingive structure can be contained in a volume fraction of 95% or more.
  • the structural high-strength steel having excellent fatigue crack propagation-inhibiting properties is formed by lath bainite structure at the center of the final product as the surface layer is miniaturized by the double heat treatment, while the tempered bainite
  • the structure and the fresh martensite structure may each be provided with a fine structure having an average particle diameter of 3 mu m or less (excluding 0 mu m).
  • FIG. 1 is a photograph showing microstructure of a structural high-strength steel specimen according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 1 (a) is a photograph of the microstructure observed at the center
  • FIG. 1 (b) is a photograph of the microstructure observed at the surface layer.
  • a rough rabbite structure is provided in the center portion of the steel, while a tempered bainite structure having an average grain size of 3 m each in the surface portion, And retained austenite structure are provided. Therefore, it can be confirmed that the structural steel according to one embodiment of the present invention can effectively improve the brittle crack propagation resistance by making the structure of the steel surface layer finer by the double heat treatment.
  • the structural steel according to the aspect of the present invention has a fine grain boundary fraction of not less than 45% and a fatigue crack growth rate of not more than 2.5 x 10 -5 mm / cycle, Suppression characteristics.
  • the structural steel according to one aspect of the present invention has a yield strength of 690 MPa or more and a tensile strength of 800 MPa or more, rigidity suitable as a structural material can be secured.
  • the structural high strength steel having excellent fatigue crack propagation inhibiting properties can be obtained by reheating a slab having the above composition; Subjecting the slab to rough rolling; Firstly cooling the rough-rolled steel material; Holding the surface layer portion of the first cooled steel material to be reheated by double heat and performing double heat treatment; And then subjecting the double heat treated steel material to finish rolling.
  • the slab alloy composition of the present invention corresponds to the alloy composition of the steel described above, and the description of the slab alloy composition of the present invention is replaced with the description of the alloy composition of the steel described above.
  • the slab having the above-mentioned steel composition is reheated.
  • the lower limit of the reheating temperature range of the slab may be limited to 1050 ⁇ so as to sufficiently solidify the carbonitride of Ti and Nb formed in the casting.
  • the reheating temperature is excessively high, there is a possibility that the austenite is coarsened, and it takes an excessive time until the surface layer temperature of the steel after the rough rolling reaches the first cooling start temperature. 1250 < 0 > C. Therefore, the slab reheating temperature of the present invention may be in the range of 1050 to 1250 ° C.
  • the shape of the slab is adjusted and rough rolling is performed after reheating to destroy the casting structure such as dendrite.
  • the rough rolling is performed at a temperature (Tnr) at which the austenite recrystallization is stopped for controlling the microstructure, and the upper limit of the rough rolling temperature may be limited to 1150 ⁇ ⁇ in consideration of the first cooling start temperature. Therefore, the rough rolling temperature of the present invention may range from Tnr to 1150 ⁇ ⁇ .
  • the first cooling is performed until the temperature of the surface layer portion reaches the range of Ms to Bs ⁇ ⁇ in order to form the lasabinite in the steel surface layer portion.
  • the cooling rate of the first cooling is less than 5 ⁇ ⁇ / s, polygonal ferrite or granular bainite structure other than lasabeite structure is formed in the surface layer portion, and the cooling rate of the first cooling may be 5 ⁇ ⁇ / s or more .
  • the first cooling method is not particularly limited, but water cooling is preferable from the viewpoint of cooling efficiency.
  • the starting temperature of the first cooling is excessively high, there is a possibility that the las vegitite structure formed on the surface layer portion is coarsened by the first cooling, and the starting temperature of the first cooling is limited to Ae 3 + .
  • the first cooling of the present invention is preferably carried out immediately after rough rolling.
  • Fig. 2 is a view schematically showing an example of the facility 1 for implementing the manufacturing method of the present invention.
  • the rough rolling device 10, the cooling device 20, the double heat treating stage 30 and the finishing rolling device 40 are sequentially arranged along the moving path of the slab 5,
  • the rolling apparatus 40 is provided with rough rolling rollers 12a and 12b and finishing rolling rollers 42a and 42b to perform rolling of the slab 5, respectively.
  • the cooling device 20 may include a bar cooler 25 capable of injecting cooling water and an auxiliary roller 22 for guiding the movement of the rough-rolled slab 5. It is more preferable that the bar cooler 25 is disposed immediately after the rough rolling mill 10 in terms of maximizing the double heat treatment effect.
  • a double heat treatment zone 30 is disposed at the rear of the cooling device 20 and the roughly rolled slab 5 can be subjected to double heat treatment while moving along the auxiliary roller 32. After completion of the double heat treatment, the slab 5 'may be moved to the finishing rolling apparatus 40 and finishing.
  • a facility 1 is merely an example of facilities for carrying out the present invention, and the present invention should not necessarily be construed as being limited to the facilities shown in Fig.
  • the clothing thermal treatment the surface layer to the atmosphere such that the steel material side is re-heating is performed by a high-temperature side of the steel center
  • Fig. 3 is a conceptual diagram schematically showing changes in microstructure of the surface layer portion by the double heat treatment of the present invention.
  • the surface microstructure immediately after the first cooling may be provided with a las veeite structure.
  • the las bnite in the surface layer is transformed into the tempered bainite structure, and a part of the las veite in the surface layer can be reversely transformed into austenite.
  • the tempered bainite matrix structure and the fresh martensite two-phase mixed structure can be formed by subjecting to the scrape rolling after the double heat treatment and the second cooling, and some austenitic structure Can remain.
  • the relationship between the temperature for reaching the double heat treatment, the high hardening angle grain boundary fraction and the fatigue crack growth rate is as shown in FIG.
  • FIG. 4 when the temperature reached the double-heat treatment temperature of the surface layer is less than (Ac 1 + 40 ° C), a high-intensity intrinsic system of 15 ° C or higher is not sufficiently formed and the fatigue crack growth rate exceeds 2.5x10 -5 mm / cycle can confirm. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the temperature for reaching the double heat treatment at the surface layer portion to (Ac 1 + 40 ° C).
  • the present invention can be achieved by reducing the surface temperature of the surface layer to a temperature range of (Ac 1 + 40 ° C) to (Ac 3 -5 ° C) It is possible to effectively secure the physical properties of the fatigue crack growth rate of 2.5 x 10 -5 mm / cycle or less.
  • finishing rolling is carried out at a temperature range higher than the bainite transformation starting temperature (Bs) and lower than the austenite recrystallization temperature (Tnr).
  • the second cooling method is not particularly limited, but water cooling is preferable from the viewpoint of cooling efficiency.
  • the cooling termination temperature of the second cooling may be 250 to 500 ⁇ . When the cooling end temperature of the second cooling exceeds 500 ⁇ on the steel reference, the lasabeite structure may not be formed at the center portion, and if the cooling end temperature of the second cooling is lower than 250 ⁇ as the steel reference, There is concern.
  • the slabs of Table 1 were subjected to rough rolling, first cooling and double heat treatment under the conditions shown in Table 3 below, and then subjected to finish rolling and second cooling under the conditions shown in Table 4 below.
  • the results of the physical properties of the steels manufactured under the conditions of Table 3 and Table 4 are shown in Table 5 below.
  • the hardness grain boundary fraction, the mechanical properties and the crack growth rate were measured for each steel.
  • the grain size distribution of the high hardness grain was measured by the Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) method in a 500 m X 500 m area in 0.5 m step size, and an intergranular map having a crystal orientation difference of 15 degrees or more with adjacent grains was prepared. And the hardness angle grain boundary fraction was obtained.
  • the yield strength (YS) and the tensile strength (TS) were obtained by tensile testing three test pieces in the direction of the width of the panel.
  • the fatigue crack growth test was carried out in accordance with ASTM E647.
  • the crack propagation direction of the test specimen was set to be perpendicular to the rolling direction, and a condition of 0.1 at a repetition rate of 25 Hz and a stress ratio (minimum stress / maximum stress) was used in the atmospheric state. Fatigue crack growth rates were based on the time stress intensity factor range ( ⁇ K) is 20MPa / m 0. 5 days.
  • Invention steels A to E are steels satisfying the steel composition content of the present invention. Among them, Examples 1 to 12 that satisfy the process conditions of this invention, and each grain boundary fraction is all more than 45% of the surface layer portion of high hardness, yield strength of more than 700MPa, a tensile strength above 800MPa, fatigue crack growth rate 2.5x10 -5 mm / cycle or less.
  • the structural steel material and the manufacturing method thereof according to an embodiment of the present invention can be applied to a high strength structural steel material having a tensile strength of 800 MPa or more, while ensuring fatigue crack propagation inhibiting properties by optimizing alloy composition, microstructure, And a manufacturing method thereof can be provided.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 미세조직이 구분되고, 상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제2 조직으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하고, 상기 중심부는 래스 베이나이트를 포함할 수 있다.

Description

피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법
본 발명은 건축물, 교량 등의 구조물에 이용되는 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 강 조성, 미세조직 및 제조공정을 최적화함으로써 피로균열 전파 억제 특성과 고강도성을 효과적으로 확보한 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
건축물, 교량 등의 구조물에 이용되는 구조용 강재는, 그 사용 환경의 특성상 반복 응력이 지속적으로 가해지는바, 구조물의 전체적인 안정성을 확보를 위해서는 소재의 내피로 특성을 확보하는 것이 매우 중요하다. 특히, 최근 구조물이 초대형화됨으로써, 구조물의 경량화 및 강성 확보의 요구가 증가하는 추세이며, 그에 따라 고강도 소재의 사용이 증가하는 실정이다. 다만, 소재의 강도가 증가할수록, 소재에 발생된 균열 주위에 집중되는 응력도 동시에 증가하는바, 소재의 균열 전파 속도가 증가하는 문제가 존재한다.
강재의 피로파괴는 강재의 응력 집중부에서 발생한 피로균열이 강재를 따라 전파됨으로 발생한다. 특히, 구조물에 제공되는 구조용 강재의 경우, 필수불가분적으로 용접부를 구비하며, 용접부 내에는 다수의 결함부가 존재하는바, 피로균열의 발생 자체를 방지하는 것을 실제로 불가능한 일이다. 따라서, 구조물에 제공되는 강재의 피로수명을 향상시키기 위해서는, 피로균열 자체의 발생을 방지하는 것보다는, 이미 용접부에 피로균열이 존재하는 상태로부터 다른 부분으로의 피로균열의 전파 속도를 늦추는 것이 더욱 중요하다.
강재의 피로균열 진전 속도를 늦추는 기술과 관련하여, 특허문헌 1은, 페라이트 결정의 (100)면이 강판 표면에 수직인 방향(ND)과 평행한 방향을 갖는 결정립과 페라이트 결정의 (111)면이 강판 표면에 수직인 방향과 평행한 방위를 갖는 결정립 사이의 경계가 균열의 진전 방향을 따라 적어도 30㎛당 1개소 이상 가로지르거나, 강판 표면과 평행한 측정면에서 페라이트의 (111)면 분율과 (100)면 분율의 비를 1.25~2.0으로 제한함으로써, 피로균열 진전 억제 특성이 개선된 강판을 제안한다. 다만, 특허문헌 1은 페라이트를 주체로 하는바, 인장강도 500MPa 이하의 수준인 강재에만 대응할 수 있는 기술적 단점이 존재한다.
내피로 특성과 직접적인 관련되는 것은 아니지만, 특허문헌 2는 취성균열전파 정지 특성을 향상시키기 위하여 강재의 표층영역의 조직을 개질하는 기술을 제안한다. 특히, 특허문헌 2에는, 표층영역이 세립화된 등축 페라이트 결정림 및 신장 페라이트 결정립을 주체로 하고, (100)면 강도비가 1.5~4.0을 가지도록 함으로써, 취성균열 전파 정지 특성을 확보하는 기술을 제안한다. 다만, 특허문헌 2 역시 신장 페라이트를 주체로 하는바, 700MPa 이상의 고강도 강재에는 적용이 불가능하고, 조직을 미세화하기 위하여 표층부가 복열에 의해 가열되는 중간에 필수로 압연을 실시해야 하는바, 압연 공정 중 정밀한 온도가 불가능하다는 기술적 난점이 존재한다.
(특허문헌 1) 일본 특허공개공보 특개2000-017379호 (2000.01.18. 공개)
(특허문헌 2) 일본 특허공개공보 특개2002-020835호 (2002.01.23. 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면, 피로균열 전파 억제 특성과 고강도성을 효과적으로 확보한 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 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 미세조직이 구분되고, 상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제 2조직으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하고, 상기 중심부는 래스 베이나이트를 포함할 수 있다.
상기 표층부는 상부측의 상부 표층부 및 하부측의 하부 표층부로 구분되며, 상기 상부 표층부 및 상기 하부 표층부는 각각 상기 강재의 두께에 대해 3~10%의 두께로 구비될 수 있다.
상기 기지조직 및 상기 제2 조직은 상기 표층부에 95% 이상의 부피분율로 포함될 수 있다.
상기 잔류조직은 상기 표층부에 5% 이하의 부피분율로 포함될 수 있다.
상기 템퍼드 베이나이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)일 수 있다.
상기 프레시 마르텐사이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)일 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강재의 항복강도는 690MPa 이상일 수 있다.
상기 강재의 인장강도는 800MPa 이상일 수 있다.
상기 표층부의 고경각입계분율은 45% 이상일 수 있다.
상기 강재의 피로균열 진전속도는 2.5x10-5mm/cycle 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열하고; 상기 슬라브를 Tnr~1150℃의 온도범위에서 조압연하고; 상기 조압연된 강재의 표층부 온도를 기준으로, 5℃/s 이상의 냉각속로 Ms~Bs℃의 온도범위까지 상기 조압연된 강재를 제1 냉각하고; 상기 제1 냉각된 강재의 표층부가 복열에 의해 재가열되도록 유지하여 복열처리하되, 상기 강재의 표층부를 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 재가열하고, 상기 복열처리된 강재를 Bs~Tnr℃의 온도범위에서 사상압연하고; 상기 사상압연된 강재를 5℃/s 이상의 냉각속도록 250~500℃의 온도범위까지 제2 냉각하여 제조될 수 있다.
상기 슬라브는, 중량%로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 표층부는 상기 강재의 외측 표면으로부터 상기 강재의 중심측을 향해 상기 강재의 두께 대비 3~10% 깊이까지의 영역일 수 있다.
상기 제1 냉각은 상기 조압연 직후에 수행될 수 있다.
상기 제1 냉각의 개시온도는 상기 강재의 표층부 온도 기준으로 Ae3+100℃ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 복열처리에 의해 강재 표층부의 조직을 미세화하고, 복열처리 온도를 제한하여 표층부의 고경각입계분율을 증가시키는바, 내피로특성이 효과적으로 개선된 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강 성분, 미세조직 및 공정조건을 최적화함으로써, 피로균열 전파 억제 특성을 확보하면서도, 800MPa급 이상의 인장강도를 가지는 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 구현예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 시편의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 제조방법을 구현하기 위한 설비의 일 예를 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 3은 본 발명의 복열처리에 의한 표층부의 미세조직의 변화를 개략적으로 나타낸 개념도이다.
도 4는 복열 온도와 고경각입계분율 및 피로균열 진진전속도의 관계를 나타낸 그래프이다.
본 발명은 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 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 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.12%, 망간(Mn): 1.7~2.5%, 실리콘(Si): 0.01~0.8%, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.02~0.12%
탄소(C)는 본 발명에서 기지에 베이나이트를 형성시키고 강도를 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있다. 탄소(C)의 함량이 일정 수준 미만인 경우, 소입성이 저하되고, 베이나이트의 형성이 억제되는바, 강재의 강도가 하락하는 문제가 발생할 수 있다. 본 발명은 강재의 강도 확보를 위해 탄소(C) 함량의 하한을 0.02%로 제한할 수 있다. 반면, 탄소(C)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강재의 저온인성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.12%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.02~0.12%의 범위일 수 있으며, 용접용 강구조물로 사용되는 강재의 경우, 용접성 확보를 위해 탄소(C)의 함량을 0.03~0.08%의 범위로 제한할 수 있다.
망간(Mn): 1.7~2.5%
망간(Mn)은 소입성을 향상 시키는 원소이며, 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이다. 또한, 망간(Mn)의 함량이 일정 수준 이하인 경우, 페라이트가 쉽게 형성되어 본 발명이 목적하는 표층부 조직을 얻을 수 없게 된다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 망간(Mn) 함량의 하한을 1.7%로 제한할 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과도하게 첨가되는 경우, 경화능의 과도한 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 우려가 있는바, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 2.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 1.7~2.5%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.8~2.3%의 범위일 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~0.8%
실리콘(Si)은 탈산제로 사용되는 원소이며, 고용강화로 인한 강도 향상 효과에 기여하는 원소이다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위해 실리콘(Si) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 실리콘(Si)이 과다하게 첨가되는 경우, 용접부는 물론 모재의 저온인성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.8%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 0.01~0.8%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.05~0.5%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.005~0.5%
알루미늄(Al)은 대표적인 탈산제이며, 강도향상에 기여하는 원소이기도 하다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위해 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)의 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al) 함량은 0.005~0.5%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.01~0.3%의 범위일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 피로균열 전하 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량%로, 니우븀(Nb): 0.005~0.1%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 인(P): 0.02% 이하, 보론(B): 0.004% 이하, 질소(N): 0.015% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 구리(Cu): 0.01~1.0%, 니켈(Ni): 0.01~2.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~1.0%, 바나듐(V): 0.01~0.4%, 칼슘(Ca): 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.1%
니오븀(Nb)은 TMCP 강의 제조에 있어서 가장 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, 표층부의 니오븀(Nb)은 조압연 후 슬라브 냉각 시 베이나이트의 형성에 기여한다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과의 달성을 위해 니오븀(Nb) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 니오븀(Nb)이 과다하게 첨가되는 경우, 조대한 석출물이 생성되어 강재의 모서리에 취성 크랙을 발생시킬 수 있는바, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 니오븀(Nb) 함량은 0.005~0.1%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.01~0.05%의 범위일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.1%
티타늄(Ti)은 소입성 향상에 중요한 원소인 보론(B)의 첨가 효과를 극대화 하는 원소이다. 즉, 티타늄(Ti)은 강 중의 질소(N)와 결합하여 TiN을 형성하는바, BN 형성을 억제할 수 있으며, 그에 따라 고용 보론(B)의 함량을 증가시킬 수 있다. 또한, TiN 석출물은 오스테나이트 결정립을 고정(pinning)시켜 결정립 조대화를 억제시키는바, 저온인성을 크게 향상시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위해 타타늄(Ti) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 반면, 티타늄(Ti)이 과다하게 첨가되는 경우, 연속주조 시 연주 노즐의 막힘을 유발하거나, 슬라브 중심부에 정출되어 저온인성의 감소를 야기할 수 있는바, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.1%로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.1%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.01~0.05%의 범위일 수 있다.
인(P): 0.02% 이하
인(P)은 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하다. 따라서, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있다. 다만, 인(P)은 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물이므로, 0.001% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 인(P) 함량은 0.001~0.02%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 인(P) 함량은 0.001~0.01%의 범위일 수 있다.
보론(B): 0.004% 이하
보론(B)은 상대적으로 저가의 원소이나, 소량의 첨가로도 경화능을 효과적으로 높일 수 있는 유익한 원소이다. 또한, 보론(B)은 조압연 후의 냉각 시 표층부의 베이나이트 형성에 크게 기여하는 원소이기도 하다. 다만, B이 과도하게 첨가되는 경우, Fe23(CB)6 를 형성하여 오히려 경화능이 저하되며, 저온인성 역시 크게 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 보론(B) 함량의 상한을 0.004%로 제한할 수 있다. 다만, 강도 상승 및 표층부의 베이나이트 형성 등의 효과를 고려할 때, 본 발명의 바람직한 보론(B) 함량은 0.0005~0.004%의 범위일 수 있다.
질소(N): 0.015% 이하
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) 역시 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, 질소(N) 함량을 0.0015% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 인(P) 함량은 0.0015~0.015%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 인(P) 함량은 0.0015~0.01%의 범위일 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 MnS 등과 같은 비금속개재물을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 따라서, 본 발명은 황(S) 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 황(S) 역시 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, 0.001% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 황(S) 함량은 0.001~0.01%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 황(S) 함량은 0.001~0.005%의 범위일 수 있다.
구리(Cu): 0.01~1.0%
구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서, 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 구리(Cu) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 구리(Cu)의 첨가량이 과다한 경우, 최종 제품 표면의 품질이 저하될 가능성이 높아지므로, 본 발명은 구리(Cu) 함량의 상한을 1.0%로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 구리(Cu) 함량은 0.01~1.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 구리(Cu) 함량은 0.01~0.5%일 수 있다.
니켈(Ni): 0.01~2.0%
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소인바, 본 발명은 강도 및 인성의 확보를 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 과도한 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%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.1~1.0%의 범위일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~1.0%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키는바, 페라이트의 생성을 억제할 수 있으며, 그에 따라 강재의 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명은 강도 확보 측면에서 몰리브덴(Mo) 함량의 하한을 0.01% 로 제한할 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)의 첨가량이 과다한 경우, 용접부의 경도가 과도하게 증가하고 모재의 인성이 저해될 우려가 있는바, 본 발명은 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 몰리브덴(Mo) 함량은 0.01~1.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 몰리브덴(Mo) 함량은 0.1~0.5%의 범위일 수 있다.
크롬(Cr): 0.05~1.0%
크롬(Cr)은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 본 발명은 강도 확보를 위해 크롬(Cr) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)의 첨가량이 과다한 경우, 용접성이 크게 저하되는바, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 크롬(Cr) 함량은 0.05~1.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.1~0.5%의 범위일 수 있다.
바나듐(V): 0.01~0.4%
바나듐(V)은 다른 합금 조성에 비하여 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에서 석출되어 용접부의 강도 하락을 방지할 수 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 바나듐(V) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 바다늄(V)이 과다하게 첨가되는 경우, 인성이 저하될 수 있는바, 본 명은 바나듐(V) 함량의 상한을 0.4%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 바나듐(V) 함량은 0.01~0.4%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.02~0.2%의 범위일 수 있다.
칼슘(Ca): 0.006% 이하
칼슘(Ca)은 MnS 등의 비금속개재물의 형상을 제어하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 주로 사용된다. 다만, 칼슘(Ca)의 과다한 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 제한될 수 있으며, 보다 바람직한 칼슘(Ca) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물일 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 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 두께는 특별히 한정되지는 않으나, 바람직하게는 20mm 이상의 구조용 후물재일 수 있다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 구분될 수 있으며, 표층부 및 중심부는 미세조직적으로 구분될 수 있다. 표층부는 강재 상부측의 상부 표층부 및 강재 하부측의 하부 표층부로 구분되며, 상부 표층부 및 하부 표층부의 두께는 각각 강재의 두께 대비 3~10% 수준일 수 있다. 바람직한 상부 표층부 및 하부 표층부의 두께는 각각 강재의 두께 대비 5~7% 수준일 수 있다.
표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제2 조직으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하는 혼합조직으로 구비되고, 중심부는 래스 베이나이트를 포함하는 조직으로 구비될 수 있다. 따라서, 표층부 및 중심부는 미세조직적으로 구분될 수 있다.
표층부 내에서 템퍼드 베이나이트 조직 및 프레시 마르텐사이트 조직의 부피분율의 합은 95% 이상일 수 있으며, 표층부 내에서 잔류 오르테나이트의 부피분율은 5% 이하일 수 있다. 또한, 표층부 내에서 템퍼드 베이나이트 조직은 85% 이상의 부피분율로 포함될 수 있으며, 프레시 마르텐사이트 조직은 10% 이하로 포함될 수 있다. 표층부 내에서 템퍼드 베이나이트 조직 및 프레시 마르텐사이트 조직의 부피분율 합은 100%일 수도 있으며, 이 경우 표층부 내에서 잔류 오스테나이트의 부피분율은 0%일 수도 있다.
중심부에서 래스 베이나이트 조직은 95% 이상의 부피분율로 포함될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는 복열처리에 의해 표층부가 미세화되는바, 최종 제품 중심부의 래스(lath) 베이나이트 조직으로 구비되는 반면, 표층부의 템퍼드 베이나이트 조직 및 프레시 마르텐사이트 조직은 각각 3㎛ 이하(0㎛ 제외)의 평균 입경을 가지는 미세한 조직으로 구비될 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 구현예에 따른 구조용 고강도 강재 시편의 미세조직을 관찰한 사진이다. 구체적으로, 도 1의 (a)는 중심부의 미세조직을 관찰한 사진, 도 1의 (b)는 표층부의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 1의 (a) 및 (b)에 나타난 바와 같이, 강재의 중심부에는 조대한 래스 베이나이트 조직이 구비되는 반면, 표층부에는 각각 3㎛의 평균 입경을 가지는 템퍼드 베이나이트 조직, 프레시 마르텐사이트 조직 및 잔류 오스테나이트 조직이 구비되는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 구현예에 따른 구조용 강재는 복열처리에 의해 강재 표층부의 조직을 미세화함으로써, 취성균열 전파 저항성을 효과적으로 개선할 수 있음을 확인할 수 있다.
본 발명의 측면에 따른 구조용 강재는 복열처리에 의해 표층부 조직이 미세화되는바, 표층부의 고경각입계분율이 45% 이상이고, 피로균열 진전속도는 2.5x10-5 mm/cycle 이하로 우수한 피로균열 전파 억제 특성을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는 항복강도는 690MPa 이상이며, 인장강도는 800MPa 이상이므로, 구조용 소재로서 적합한 강성을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 전술한 조성으로 구비되는 슬라브를 재가열하고; 상기 슬라브를 조압연하고; 상기 조압연된 강재를 제1 냉각하고; 상기 제1 냉각된 강재의 표층부가 복열에 의해 재가열되도록 유지하여 복열처리하고; 상기 복열처리된 강재를 사상압연하여 제조될 수 있다.
본 발명의 슬라브 합금조성은 앞서 설명한 강재의 합금조성과 대응하는바, 본 발명의 슬라브 합금조성에 대한 설명은 앞서 설명한 강재의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
슬라브 재가열
앞서 설명한 강 조성으로 구비되는 슬라브를 재가열한다. 주조 중에 형성된 Ti 및 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위하여 슬라브의 재가열 온도범위의 하한을 1050℃로 제한될 수 있다. 다만, 재가열 온도가 과도하게 높은 경우, 오스테나이트가 조대화 될 우려가 있으며, 조압연 이후 강재의 표층부 온도가 제1 냉각 개시온도에 도달하기까지 과도한 시간이 소요되는바, 재가열 온도범위의 상한은 1250℃로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 슬라브 재가열 온도는 1050~1250℃의 범위일 수 있다.
조압연
슬라브의 형상을 조정하고, 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴하기 위하여 재가열 후 조압연을 실시한다. 미세조직의 제어를 위해 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상에서 조압연을 실시하며, 제1 냉각 개시온도를 고려하여 조압연 온도의 상한은 1150℃로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 조압연 온도는 Tnr~1150℃의 범위일 수 있다.
제1 냉각
조압연 종료 후, 강재 표층부에 래스 베이나이트를 형성하기 위하여, 표층부의 온도가 Ms~Bs℃의 범위에 도달할 때까지 제1 냉각을 실시한다. 제1 냉각의 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우, 래스 베이나이트 조직이 아닌 폴리고날 페라이트 또는 그래뉼러 베이나이트 조직이 표층부에 형성되는바, 제1 냉각의 냉각속도는 5℃/s 이상일 수 있다. 또한, 제1 냉각 방식은 특별히 한정되는 것은 아니나, 냉각 효율 측면에서 수냉이 바람직하다. 한편, 제1 냉각의 개시온도가 지나치게 높은 경우, 제1 냉각에 의해 표층부에 형성되는 래스 베이나이트 조직이 조대화 될 우려가 있는바, 제1 냉각의 개시온도는 Ae3+100℃ 이하로 제한함이 바람직하다.
복열처리 효과를 극대화 하기 위하여 본 발명의 제1 냉각은 조압연의 직후에 실시되는 것이 바람직하다. 도 2는 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)의 압연을 수행한다. 냉각장치(20)는 냉각수를 분사 가능한 바 쿨러(Bar cooler, 25) 및 조압연된 슬라브(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, 조압연된 슬라브(5)는 보조롤러(32)를 따라 이동하면서 복열처리 될 수 있다. 복열처리 종료된 슬라브(5')는 사상압연장치(40)로 이동하여 사상압연될 수 있다. 이와 같은 설비(1)는 본 발명을 실시하기 위한 설비의 일 예를 제시한 것에 불과하며, 본 발명이 반드시 도 2에 도시된 설비에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다.
복열처리
제1 냉각 실시 후, 강재 중심부측의 고열에 의해 강재 표층부측이 재가열되도록 대기하는 복열처리가 실시되며, 복열처리는 강재 표층부의 온도가 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위에 도달할 때까지 실시될 수 있다. 복열처리에 의해 표층부의 래스 베이나이트는 미세한 템퍼드 베이나이트 조직으로 변형될 수 있으며, 표층부의 래스 베이나이트 중 일부는 오스테나이트로 역변태 될 수 있다.
도 3은 본 발명의 복열처리에 의한 표층부의 미세조직의 변화를 개략적으로 나타낸 개념도이다.
도 3의 (a)와 같이, 제1 냉각 직후의 표층부 미세조직은 래스 베이나이트 조직으로 구비될 수 있다. 도 3의 (b)에 도시된 바와 같이, 복열 처리가 진행됨에 따라 표층부의 래스 베이나이트는 템퍼드 베이나이트 조직으로 변형되며, 표층부의 래스 베이나이트 중 일부는 오스테나이트로 역변태 될 수 있다. 복열 처리 후 사상압연 및 제2 냉각을 거침에 따라, 도 3의 (c)에 도시된 바와 같이, 템퍼드 베이나이트 기지조직 및 프레시 마르텐사이트 2상 혼합조직이 형성될 수 있으며, 일부 오스테나이트 조직이 잔류할 수 있다.
복열처리 도달 온도와 고경각입계분율 및 피로균열 진전속도의 관계는 도 4에 도시된 바와 같다. 도 4에 도시된 바와 같이, 표층부의 복열처리 도달 온도가 (Ac1+40℃) 미만인 경우 15도 이상의 고경각입계가 충분히 형성되지 못하며, 피로균열 진전속도가 2.5x10-5mm/cycle을 초과함을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명은 표층부의 복열처리 도달 온도의 하한을 (Ac1+40℃)로 제한할 수 있다. 또한, 표층부 복열처리 도달 온도가 (Ac3-5℃)를 초과하는 경우, 피로균열 진전속도에 관한 큰 이점이 없고, 표층부의 조직이 다시 조대해질 가능성이 높은바, 본 발명은 표층부 복열처리 도달 온도의 상한을 (Ac3-5℃)로 제한할 수 있다. 즉, 본 발명은 표층부의 복열처리 도달 온도를 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 제한함으로써, 표층부 조직의 미세화, 15도 이상의 고경각입계분율 45% 이상 및 피로균열 진전속도 2.5x10-5mm/cycle 이하의 물성을 효과적으로 확보할 수 있다.
사상압연
조압연된 강재의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위하여 사상압연을 실시할 수 있다. 사상압연은 베이나이트 변태 시작온도(Bs) 이상, 오스테나이트 재결정온도(Tnr) 이하의 온도구간에서 실시된다.
제2 냉각
사상압연 종료 후 강재 중심부에 래스 베이나이트 조직을 형성하기 위하여 5℃/s 이상의 냉각 속도록 냉각을 실시한다. 제2 냉각 방식은 특별히 한정되는 것은 아니나, 냉각 효율 측면에서 수냉이 바람직하다. 제2 냉각의 냉각종료 온도는 250~500℃일 수 있다. 제2 냉각의 냉각종료 온도가 강재 기준 500℃를 초과하는 경우, 중심부에 래스 베이나이트 조직이 형성되지 않을 수 있으며, 제2 냉각의 냉각종료 온도가 강재 기준 250℃ 미만인 경우, 강재에 뒤틀림이 발생할 우려가 존재하기 때문이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
하기의 표 1의 조성으로 구비되는 슬라브를 제조하였으며, 표 2는 각각의 슬라브의 변태온도를 산출한 결과이다.
Figure PCTKR2018014523-appb-T000001
Figure PCTKR2018014523-appb-T000002
상기 표 1의 슬라브를 하기의 표 3의 조건으로 조압연, 제1 냉각 및 복열처리를 실시한 후 하기의 표 4의 조건으로 사상압연 및 제2 냉각을 실시하였다. 표 3 및 표 4의 조건으로 제조된 강재의 물성 측정 결과는 하기의 표 5에 나타내었다.
각각의 강재에 대해서 고경각 입계분율, 기계적 성질 및 균열 진전속도를 측정하였다. 이들 중, 고경각 입계분율은 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)법에 의해서, 500m X 500m 영역을 0.5m 스텝 사이즈로 측정하고, 인접 입자와의 결정 방위차가 15도 이상인 입계 맵을 작성하고, 이때의 고경각 입계 분율을 구하였다. 항복강도(YS) 및 인장강도(TS)는 3개의 시험편을 판폭 방향으로 인장시험하여 평균치를 구하였다. 또한, 피로 균열 진전 시험은 ASTM E647 기준에 준하여 실시하였다. Compact Tension 시험편의 균열진전 방향은 압연방향에 직각이 되도록 하며, 대기 상태에서 반복 속도 25Hz, 응력비(최소 응력/최대 응력) 0.1인 조건을 사용하였다. 피로균열 진전속도는 응력 확대 계수 범위(ΔK)가 20MPa/m0. 5 일 때를 기준으로 하였다.
Figure PCTKR2018014523-appb-T000003
Figure PCTKR2018014523-appb-T000004
Figure PCTKR2018014523-appb-T000005
발명강 A 내지 E는 본 발명의 강 조성 함량을 만족하는 강재이다. 이 중, 본 발명의 공정 조건을 만족하는 발명예 1 내지 12는 표층부의 고경각입계분율이 모두 45% 이상이며, 항복강도 700MPa 이상, 인장강도 800MPa 이상, 피로균열 진전속도 2.5x10-5 mm/cycle 이하를 만족함을 확인할 수 있다.
본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 복열처리 온도가 본 발명의 범위를 초과하는 비교예 1, 4, 6 및 9의 경우, 고경각입계분율이 45% 미만이며, 피로균열 진전속가 2.5x10-5 mm/cycle를 초과함을 확인할 수 있다. 이는, 강재의 표층부가 이상역 열처리 온도구간보다 높은 온도로 가열됨으로써, 표층부의 조직인 모두 오스테나이트로 역변태한 결과, 표층부의 최종조직이 래스 베이나이트의 조직으로 형성되었기 때문이다.
본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 복열처리 온도가 본 발명의 범위에 미달되는 비교예 2, 5, 7 및 10의 경우, 고경각입계분율이 모두 45% 미만이며, 피로균열 진전속가 2.5x10-5 mm/cycle를 초과함을 확인할 수 있다. 이는, 제1 냉각 시 강재의 표층부가 과도하게 냉각되어 표층부 내의 역변태 오스테나이트 조직이 충분히 형성되지 않았기 때문이다.
본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 제2 냉각의 종료온도가 본 발명의 범위를 초과하는 비교예 3 및 8의 경우, 중심부에 충분한 래스 베이나이트를 형성하지 못하여 인장강도 및 항복강도를 충분히 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 또한, 본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 제2 냉각의 냉각속도가 본 발명의 범위에 미달되는 비교예 11의 경우 역시, 중심부에 충분한 래스 메이나이트를 형성하지 못하여 일정 수준 이상의 인장강도 및 항복강도를 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다
비교예 12 내지 15의 경우, 본 발명의 공정 조건을 모두 만족하지만, 고강도를 구현하기 위한 C, Mn, Nb 및 B 등의 함량이 본 발명의 범위에 미달되어 일정 수준 이상의 인장강도 및 항복강도를 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 의한 구조용 강재 및 그 제조방법은, 합금조성, 미세조직 및 공정조건을 최적화함으로써, 피로균열 전파 억제 특성을 확보하면서도, 800MPa급 이상의 인장강도를 가지는 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (16)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 미세조직이 구분되고,
    상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제2 조직으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하고,
    상기 중심부는 래스 베이나이트를 포함하는 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 표층부는 상부측의 상부 표층부 및 하부측의 하부 표층부로 구분되며,
    상기 상부 표층부 및 상기 하부 표층부는 각각 상기 강재의 두께에 대해 3~10%의 두께로 구비되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 기지조직 및 제2 조직은 상기 표층부에 95% 이상의 부피분율로 포함되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 잔류조직은 상기 표층부에 5% 이하의 부피분율로 포함되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 템퍼드 베이나이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 프레시 마르텐사이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강재는, 중량%로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복강도는 690MPa 이상인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 인장강도는 800MPa 이상인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 표층부의 고경각입계분율은 45% 이상인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 피로균열 진전속도는 2.5x10-5 mm/cycle 이하인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  12. 중량%로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 재가열하고;
    상기 슬라브를 Tnr~1150℃의 온도범위에서 조압연하고;
    상기 조압연된 강재의 표층부 온도를 기준으로, 5℃/s 이상의 냉각속로 Ms~Bs℃의 온도범위까지 상기 조압연된 강재를 제1 냉각하고;
    상기 제1 냉각된 강재의 표층부가 복열에 의해 재가열되도록 유지하여 복열처리하되, 상기 강재의 표층부를 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 재가열하고,
    상기 복열처리된 강재를 Bs~Tnr℃의 온도범위에서 사상압연하고;
    상기 사상압연된 강재를 5℃/s 이상의 냉각속도록 250~500℃의 온도범위까지 제2 냉각하는 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  14. 제12항에 있어서,
    상기 표층부는 상기 강재의 외측 표면으로부터 상기 강재의 중심측을 향해 상기 강재의 두께 대비 3~10% 깊이까지의 영역인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  15. 제12항에 있어서,
    상기 제1 냉각은 상기 조압연 직후에 수행되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  16. 제12항에 있어서,
    상기 제1 냉각의 개시온도는 상기 강재의 표층부 온도 기준으로 Ae3+100℃ 이하인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
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