WO2020096398A1 - 내해수 특성이 우수한 고강도 구조용강 및 그 제조방법 - Google Patents

내해수 특성이 우수한 고강도 구조용강 및 그 제조방법 Download PDF

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이주연
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a structural steel having excellent corrosion resistance in a corrosion-accelerated environment by seawater, such as a structural structural steel on the shore or a ballast tank and related accessories inside a ship, and a manufacturing method thereof.
  • Corrosion of metals is generally facilitated if there are many soluble ions in the form of an inorganic substance in water, such as salt, in particular chloride ions - very rapid erosion takes place if there are ions which have properties that promote corrosion, such as (Cl) . Therefore, in a seawater environment containing an average of 3.5% NaCl, corrosion occurs at a very fast rate in metal, and thus, corrosion is problematic in various conditions such as structures adjacent to seawater and ships operating in the seawater environment.
  • chromium and copper are the most effective elements. Chromium and copper play different roles depending on the corrosive environment, and adding an appropriate ratio can exert excellent corrosion resistance even in an environment in which corrosion is accelerated by seawater.
  • chromium does not exert a great effect in an acidic environment and copper causes casting cracking in the casting process, there is a problem in that expensive nickel must be added to a certain level or more.
  • chromium has an effect of improving corrosion resistance, and the recent development of continuous casting technology has reduced the minimum amount of nickel added to prevent casting defects in copper-added steel, thereby reducing the cost of products by reducing the amount of expensive nickel added. It became possible to reduce.
  • Patent Documents 1, 2 and 3 have been proposed as prior art.
  • Patent Document 1 proposes to control the microstructure of the steel sheet by controlling the component system and manufacturing conditions, but it is difficult to secure the strength when the low-temperature tissue content is low (less than 20%), and the Ni content is regulated to be 0.05% or less.
  • the Ni content is regulated to be 0.05% or less.
  • Patent Document 2 a 0.1% or more Al is added to form a coarse oxidative inclusion in the steelmaking process, and an elongated stretch inclusion occurs when the inclusion is broken during rolling and thereby promotes the formation of voids, thereby inhibiting local corrosion resistance. have.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-2011-0076148
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 10-2011-0065949
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 10-2004-0054272
  • the present invention improves the strength properties of the steel sheet and minimizes the corrosion rate by controlling the corrosion properties and microstructure of the steel sheet surface through optimization of the component system and manufacturing conditions, thereby producing steel sheets having excellent corrosion resistance properties in the seawater environment of the steel sheets and manufacturing them. I want to provide a method.
  • High-strength structural steel in weight percent, C: 0.03% or more and less than 0.1%, Si: 0.1% or more and less than 0.8%, Mn: 0.3% or more and less than 1.5%, Cr: 0.5% or more and less than 1.5% , Cu: 0.1% or more and less than 0.5%, Al: 0.01% or more and less than 0.08%, Ti: 0.01% or more and less than 0.1%, Ni: 0.05% or more and less than 0.1%, Nb: 0.002% or more and less than 0.07%, P: 0.03%
  • MA is less than 10%.
  • C may be included in an amount of 0.03% or more and less than 0.09%.
  • Si may be included in 0.2% or more and less than 0.8%.
  • Cu may be included in an amount of 0.1% or more and less than 0.45%.
  • the high strength structural steel may have a yield strength of 500 MPa or more, and a tensile strength of 600 MPa or more.
  • Method for producing high-strength structural steel according to another aspect of the present invention is by weight, C: 0.03% or more and less than 0.1%, Si: 0.1% or more and less than 0.8%, Mn: 0.3% or more and less than 1.5%, Cr: 0.5% or more Less than 1.5%, Cu: 0.1% or more and less than 0.5%, Al: 0.01% or more and less than 0.08%, Ti: 0.01% or more and less than 0.1%, Ni: 0.05% or more and less than 0.1%, Nb: 0.002% or more and less than 0.07%, P : 0.03% or less, S: 0.02% or less, re-heating the slab containing the residual Fe and unavoidable impurities at a temperature of 1000 ° C or more and 1200 ° C or less; Hot rolling the reheated slab to a finishing rolling temperature of 750 ° C or higher and 950 ° C or lower; And cooling the rolled steel sheet at a cooling rate of 10 ° C./sec or more from a cooling
  • a structural steel sheet having excellent strength characteristics having improved corrosion resistance of the steel sheet itself in a seawater atmosphere, a yield strength of 500 MPa or more, and a tensile strength of 600 MPa or more.
  • FIG. 1 is a photograph of the invention steel 4 observed under a microscope, (a) is a surface, (b) is a thickness direction 1 / 4t portion, (c) is a thickness direction 1 / 2t portion observation.
  • the present inventors have studied in depth the method for improving the corrosion resistance of the structural steel itself, and as a result, appropriately control the content of chromium, copper, and the manufacturing conditions such as reheating temperature, finish rolling temperature, cooling end temperature, cooling rate, etc. By controlling the microstructure by optimizing, it was confirmed that excellent seawater resistance and strength properties could be secured, and the present invention was completed.
  • High-strength structural steel according to an aspect of the present invention in weight percent, C: 0.03% or more and less than 0.1%, Si: 0.1% or more and less than 0.8%, Mn: 0.3% or more and less than 1.5%, Cr: 0.5% or more and less than 1.5% , Cu: 0.1% or more and less than 0.5%, Al: 0.01% or more and less than 0.08%, Ti: 0.01% or more and less than 0.1%, Ni: 0.05% or more and less than 0.1%, Nb: 0.002% or more and less than 0.07%, P: 0.03%
  • S 0.02% or less
  • the balance Fe and unavoidable impurities are included.
  • the unit of each alloy element is% by weight.
  • the C is an element added to improve the strength, and if its content is increased, the quenching property can be improved to improve the strength, but as the amount added increases, the corrosion resistance of the front surface is inhibited and precipitation of carbides and the like is promoted. Resistance also has some effect.
  • the C content may be limited to 0.03% or more and less than 0.1%.
  • the C content may be less than 0.09%, and in some cases, the C content may be less than 0.08% in order to further improve casting cracking and reduce carbon equivalent. Meanwhile, a preferable lower limit of the C content may be 0.035%. In addition, a preferred upper limit of the C content may be 0.06%, and a more preferred upper limit of the C content may be 0.054%.
  • Si is an element that not only acts as a deoxidizing agent but also exerts a role of increasing the strength of steel, and 0.1% or more is required to exhibit its effect.
  • Si is advantageous to increase the content because it contributes to the improvement of the front corrosion resistance, but when the content of Si is more than 0.8%, toughness and weldability are inhibited and surface peeling due to scale is difficult due to difficulty in peeling of the scale during rolling.
  • the Si content may be limited to 0.1% or more and less than 0.8%.
  • the Si content may be limited to 0.2% or more to improve corrosion resistance.
  • a preferable lower limit of the Si content may be 0.2%, and a more preferable lower limit of the Si content may be 0.27%.
  • a preferred upper limit of the Si content may be 0.5%, and a more preferred upper limit of the Si content may be 0.44%.
  • Mn is an effective component to increase strength through solid solution strengthening without lowering toughness.
  • corrosion resistance may be lowered by increasing the electrochemical reaction rate of the steel surface during the corrosion reaction.
  • the Mn is added to less than 0.3%, there is a problem that it is difficult to secure the durability of the structural steel.
  • the Mn content increases, the quenching property increases and the strength increases, but when it is added to 1.5% or more, the segregation part is greatly developed at the center of the thickness during slab casting in the steelmaking process, and the weldability decreases. There is a problem of deteriorating corrosion resistance. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Mn content to 0.3% or more and less than 1.5%.
  • a preferable lower limit of the Mn content may be 0.4%, and a more preferable lower limit of the Mn content may be 0.5%.
  • a preferred upper limit of the Mn content may be 1.4%, and a more preferred upper limit of the Mn content may be 0.9%.
  • Cr is an element that increases corrosion resistance by forming an oxide film containing Cr on the surface of a steel material in a corrosive environment. In the seawater environment, in order to sufficiently exhibit the corrosion resistance effect by adding Cr, it must be contained in 0.5% or more. However, if the Cr is excessively contained at 1.5% or more, it adversely affects toughness and weldability, so it is preferable to limit the content to 0.5% or more and less than 1.5%. Meanwhile, a more preferable lower limit of the Cr content may be 0.6%, and a most preferable lower limit of the Cr content may be 1.2%. In addition, a more preferable upper limit of the Cr content may be 1.4%. That is, the structural steel according to an aspect of the present invention may have a preferred content of Cr of 1.2% or more and 1.4% or less (ie, 1.2 to 1.4%).
  • the Cu content in the present invention is 0.1% or more. It is preferred to limit it to less than 0.5%.
  • a more preferable lower limit of the Cu content may be 0.2%, and the most preferable lower limit of the Cu content may be 0.28%.
  • the frequency of surface cracks may vary depending on the content of each element, but surface cracks can occur regardless of the content of the elements.
  • the Cu content is less than 0.45%, and the Cu content is most preferably 0.43% or less.
  • Al is an element added for deoxidation, and is an element that reacts with N in steel to form AlN to refine austenite grains to improve toughness.
  • the Al is preferably contained at least 0.01% in the dissolved state for sufficient deoxidation. Meanwhile, a preferable lower limit of the Al content may be 0.02%, and a more preferable lower limit of the Al content may be 0.022%.
  • Al is excessively contained in an amount of 0.08% or more, inclusions are formed in coarse oxides in the steelmaking process, and elongated inclusions that break apart during rolling are formed according to the characteristics of the aluminum oxide system. The formation of such stretched inclusions promotes the formation of cavities around the inclusions, and these cavities act as a starting point for local corrosion, thus inhibiting local corrosion resistance. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Al content to less than 0.08%. Meanwhile, a preferred upper limit of the Al content may be 0.05%, and a more preferred upper limit of the Al content may be 0.034%.
  • the Ti content may be limited to 0.01% or more and less than 0.1%. Meanwhile, a more preferable lower limit of the Ti content may be 0.015%. In addition, a more preferable upper limit of the Ti content may be 0.05%, and the most preferable upper limit of the Ti content may be 0.028%.
  • Ni is effective in improving the corrosion resistance of the entire surface and the local corrosion when 0.05% or more is contained like Cu.
  • a more preferable lower limit of the Ni content may be 0.07%.
  • Ni when added together with Cu, it reacts with Cu to suppress the formation of a Cu phase with a low melting point, thereby suppressing hot shortness.
  • the upper limit of the Ni content when the content of elements related to carbon equivalents such as C and Mn is low and the Cr content is large, even shorter than half of the Cu content can sufficiently prevent shortness, and since Ni is an expensive element, consider the relative input effect Therefore, it is preferable to limit the upper limit of the Ni content to less than 0.1%. On the other hand, a more preferable upper limit of the Ni content may be 0.09%.
  • Nb is an element that plays a role of precipitation strengthening by forming NbC in combination with carbon in steel, such as Ti, and effectively improves strength when added to 0.002% or more.
  • the content is added more than 0.07%, the effect of improving the strength compared to the increase of the content is not so great. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Nb content to 0.002% or more and less than 0.07%.
  • a more preferable lower limit of the Nb content may be 0.01%, and a most preferable lower limit of the Nb content may be 0.017%.
  • the more preferable upper limit of the Nb content may be 0.05%, and the most preferable upper limit of the Nb content may be 0.044%.
  • the P exists as an impurity in the steel, and when its content is added in excess of 0.03%, not only the weldability is significantly reduced, but also the toughness is deteriorated. Therefore, it is desirable to limit the P content to 0.03% or less.
  • the upper limit of the P content may be 0.02%, and more preferably, the upper limit of the P content may be 0.018%.
  • the lower the content since the P is an impurity, the lower the content, the more advantageous, so the lower limit may not be limited.
  • S is present as an impurity in the steel, and when its content exceeds 0.02%, there is a problem of deteriorating the ductility, impact toughness and weldability of the steel. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the S content to 0.02% or less.
  • S is easily reacted with Mn to form a stretched inclusion, such as MnS, and the pores present at both ends of the stretched inclusion may be local corrosion starting points, so it is more preferable to set the upper limit of the content to 0.01% or less, Most preferably, the content can be 0.008% or less.
  • the lower the content the more advantageous, so the lower limit may not be limited.
  • the high-strength structural steel of the present invention is an iron (Fe) component other than the above-mentioned alloying elements.
  • Fe iron
  • impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment can be inevitably mixed, and therefore cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the art, they are not described in detail.
  • the high-strength structural steel according to one aspect of the present invention has an area fraction as a microstructure, 20% or more of bainite, less than 80% of polygonal ferrite and acicular ferrite in total, and pearlite and MA as other phases (painting) Martensite) may be less than 10%.
  • the area fraction of bainite may be 20% or more, more preferably 30% or more, and most preferably 51% or more.
  • the microstructure, bainite area fraction may be less than 78%.
  • the microstructure, the area fraction of bainite may be 68% or more and 71% or less.
  • the total area fraction of polygonal ferrite and acicular ferrite may be less than 80%, more preferably 45% or less.
  • the total area fraction of polygonal ferrite and acicular ferrite may be 10% or more, and more preferably 19% or more.
  • the total area fraction of polygonal ferrite and acicular ferrite may be 25% or more and 30% or less, and more preferably 27% or more and 30% or less.
  • phase in the microstructure, other phases of pearlite and MA (martensite phase) may be less than 10%, preferably 5% or less, It may be more preferably 4% or less, and most preferably 2% or less.
  • High-strength structural steel according to an aspect of the present invention can have a yield strength of 500 MPa or more and a tensile strength of 600 MPa or more by satisfying the above-described component system and microstructure.
  • the manufacturing method of high-strength structural steel according to another aspect of the present invention consists of slab reheating-hot rolling-cooling, and detailed conditions for each manufacturing step are as follows.
  • a slab made of the above-described component system is prepared, and the slab is reheated to a temperature range of 1000 to 1200 ° C. It is more preferable to heat the reheating temperature to 1000 ° C or higher to solidify the carbonitride formed during casting, and to heat it to 1050 ° C or higher to sufficiently solidify the carbonitride. On the other hand, when reheating to an excessively high temperature, there is a fear that austenite may be coarse, so the reheating temperature is preferably 1200 ° C or less.
  • Hot rolling including rough rolling and finishing rolling may be performed on the reheated slab.
  • the finishing rolling is preferably completed at a finishing rolling temperature of 750 ° C or higher.
  • the finish rolling temperature is less than 750 ° C, a problem that a large amount of air-cooled ferrite is generated may occur.
  • the finish rolling temperature exceeds 950 ° C, strength and toughness may be reduced due to coarsening of the tissue. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the finish rolling temperature to 750 to 950 ° C.
  • Forced cooling is carried out through water cooling for the steel material after hot rolling.
  • it is a core technology to secure high strength even in thick materials through sufficient cooling, and cooling to a temperature of 700 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more is required to prevent tissue coarsening.
  • the cooling may be started at a cooling start temperature of 750 ° C or higher.
  • micro-cracks may be caused in the center by the rapid cooling process, and it may cause product surface and core material deviation and product front / back end material deviation. It is desirable to end.
  • the cooling step it is preferable to cool the rolled steel sheet at a cooling rate of 10 ° C / s from a cooling start temperature of 750 ° C or higher to a cooling end temperature of 400-700 ° C.
  • a more preferable range of the cooling end temperature may be 500 to 650 ° C, and the most preferred range may be 522 to 614 ° C.
  • the upper limit of the cooling rate is mainly related to the capacity of the facility, and when it is 10 ° C / s or more, a significant change in strength is not seen even if the cooling rate increases, so the upper limit of the cooling rate may not be limited. Meanwhile, a preferable lower limit of the cooling rate may be 20 ° C / s, a more preferable lower limit may be 25 ° C / s, and a most preferable lower limit may be 30 ° C / s.
  • a molten steel having a component system shown in Table 1 was prepared, and then slabs were prepared using continuous casting. Subsequently, the slabs were reheated, hot rolled, and cooled under the manufacturing conditions in Table 2 to prepare steel sheets.
  • the prepared steel sheet is observed in a microstructure with an optical and electron microscope to measure the area fraction of each phase, and the tensile strength and tensile strength are measured through a tensile test, and the results are shown in Table 3.
  • Table 3 As an evaluation of the characteristics of seawater, after immersing it in a 3.5% NaCl solution simulating seawater for a day, put it in an ultrasonic cleaner with 50% HCl + 0.1% Hexamethylene tetramine solution, wash the specimen, measure the weight loss, and divide it into the initial specimen surface area The corrosion rate was calculated, and to compare the corrosion rate of the comparative steel and the invention steel, the relative corrosion rate was comparatively evaluated based on the corrosion rate of the comparative steel 1 as 100, and the results are shown in Table 3.
  • the invention steels 1 to 4 all satisfy the component ranges defined in the present invention, whereas comparative steels 1 to 3 have the component ranges of Cr, Cu, Ni, or Mn of the present invention. Out of range
  • the invention steels 1 to 4 have a microstructure having a low-temperature structure of 20% or more bainite on a ferrite base, and have a high strength of 500 MPa or higher yield strength and 600 Mpa or higher tensile strength, thereby providing sufficient materials for structural steel.
  • the corrosion rate is lower than that of Comparative Steel 1, and thus it can have a sufficient life in a seawater atmosphere.
  • the comparative steels 1 to 3 are Cr, Cu, Ni or Mn component ranges are out of the scope of the present invention, despite being prepared by a manufacturing method that satisfies the manufacturing conditions of the present invention, can be seen in Table 3 above. As a result, it exhibited a high corrosion rate of 100 or more relative corrosion rate, and as a result, it did not have a sufficient life in the seawater atmosphere.
  • Cr is contained in an amount of 1.2% or more and 1.4% or less, and thus can have the best life characteristics in the seawater atmosphere.

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Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.01% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, Nb: 0.002% 이상 0.07% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이, 면적분율로, 베이나이트 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA가 10% 미만인 고강도 구조용강 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

내해수 특성이 우수한 고강도 구조용강 및 그 제조방법
본 발명은 해안가의 건축 구조용강 또는 선박 내부의 밸러스트 탱크 및 관련 부속기기 등과 같이 해수에 의한 부식 가속화 환경에서 우수한 부식 저항성을 갖는 구조용강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
금속의 부식은 염분과 같이 물에 잘 녹는 이온형태의 무기물질이 많을 경우 촉진되는 것이 일반적이며, 특히 염소 이온(Cl -)과 같이 부식을 촉진시키는 성질이 있는 이온이 있을 경우 매우 빠른 부식이 일어난다. 따라서 평균 3.5% NaCl을 포함하고 있는 해수환경에서 금속은 매우 빠른 속도로 부식이 일어나기 때문에, 해수에 인접한 구조물, 해수 환경에서 운항하는 선박 등 다양한 조건에서 부식이 문제되고 있다.
이에 따라, 여러 종류의 방식처리로 부식을 억제하는 기술이 제안되고 있다. 그러나 이러한 방식처리의 방식연한은 20~30년 수준에 불과하기 때문에 소재 자체의 내식성이 확보되지 않을 경우 끊임없이 유지보수 비용이 발생한다. 즉, 구조물의 내구성을 50년 이상 장기간으로 증대시키고, 구조물 운용기간 중 각종 방식비용을 저감하기 위해서는 소재 자체의 내식성 강화가 필수적으로 요구된다.
강재의 내해수성을 향상시키는 원소 중 가장 효과적인 원소로서, 크롬(Cr)과 구리(Cu)가 있다. 크롬과 구리는 부식 환경에 따라서 다른 역할을 하며, 적합한 비율을 첨가하면 해수에 의한 부식 가속화 환경에서도 우수한 내식 효과를 발휘할 수 있다. 그러나 크롬의 경우 산성환경에서 큰 효과를 발휘하지 못하고, 구리의 경우 주조 과정에서 주조균열을 유발하기 때문에, 고가의 니켈을 일정수준 이상으로 첨가해야 한다는 문제점이 있다. 그러나 강산 이외의 대부분의 환경에서 크롬은 내식성 향상 효과가 있으며, 최근 연속주조기술의 발전으로 구리 첨가강의 주조결함 방지를 위한 최소 니켈 첨가량이 감소하고 있고, 이에 고가의 니켈 첨가량을 줄여 제품의 원가를 감소시키는 것이 가능하게 되었다.
한편 내해수 특성이 우수한 강재와 관련해서는 종래 기술로서 특허문헌 1, 2 및 3 이 제안된바 있다. 특허문헌 1 은 성분계 및 제조조건을 제어하여 강판의 미세조직을 제어하는 것을 제시하고 있으나, 저온조직 함량이 적을 경우(20%미만) 강도 확보에 어려움이 있으며, Ni 함량을 0.05% 이하로 규정하여 주조 시 주조결함이 다량 발생할 우려가 있다. 특허문헌 2 의 경우 Al 이 0.1% 이상 첨가되어 제강 공정에서 조대한 산화성 개재물이 형성되고 압연 시 개재물이 부서져 길게 늘어서는 연신 개재물이 발생하고 그로 인해 공공 형성이 조장되어 국부부식 저항성이 저해되는 문제가 있다. 또한 특허문헌 3 의 경우와 같이 W 가 첨가될 경우 연주성 결함 발생의 우려와 함께 조대 석출물 생성으로 인한 갈바닉 부식 우려가 있으며, 공냉으로 인한 조직 조대화로 강도 하락의 우려가 있다.
따라서 특허문헌 1 내지 3 에 따른 구조용강에서는 자체적으로 해수 내식성과 강도를 확보하기에 어려움이 있다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2011-0076148호
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제10-2011-0065949호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제10-2004-0054272호
본 발명은 성분계 및 제조조건의 최적화를 통해 강판 표면의 부식특성 및 미세조직을 제어함으로써, 강판의 강도 특성을 향상시키고 부식속도를 최소화하여 강판 자체의 해수환경 내부식 특성이 우수한 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 한다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.01% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, Nb: 0.002% 이상 0.07% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이, 면적분율로, 베이나이트 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA가 10% 미만이다.
상기 고강도 구조용강에서 C 는 0.03% 이상 0.09% 미만으로 포함될 수 있다.
상기 고강도 구조용강에서 Si 는 0.2% 이상 0.8% 미만으로 포함될 수 있다.
상기 고강도 구조용강에서 Cu 는 0.1% 이상 0.45% 미만으로 포함될 수 있다.
상기 고강도 구조용강은 500MPa 이상의 항복강도, 600MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 구조용강의 제조방법은 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.01% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, Nb: 0.002% 이상 0.07% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도에서 재가열하는 단계; 재가열한 상기 슬라브를 750℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도로 열간압연하는 단계; 및 압연된 강판을 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 400~700℃의 냉각종료온도까지 10℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계; 를 포함한다.
본 발명에 따르면 해수 분위기에서 강판 자체의 내식성이 향상되고, 500MPa 이상의 항복강도, 600MPa 이상의 인장강도를 가지는 강도 특성이 우수한 구조용 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1 은 발명강 4 를 현미경으로 관찰한 사진으로서, (a) 는 표면, (b) 는 두께방향 1/4t 부분, (c) 는 두께방향 1/2t 부분을 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나 본 발명의 실시 형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한 본 발명의 실시 형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공하는 것이다.
본 발명자들은 구조용강 자체의 내식성을 향상시키기 위한 방법에 대해 깊이 연구하였고, 그 결과 크롬, 구리 등의 함량을 적절히 제어하고, 재가열 온도, 마무리 압연 온도, 냉각종료 온도, 냉각속도 등의 제조조건을 최적화함으로써 미세조직을 제어하면, 우수한 내해수 특성 및 강도 특성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하였다.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강에 대하여 자세히 설명한다.
[고강도 구조용강]
먼저 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강의 성분계에 대해 설명한다. 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.01% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, Nb: 0.002% 이상 0.07% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 이하 각 합금원소의 단위는 중량%이다.
탄소(C): 0.03% 이상 0.1% 미만
C 는 강도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소로써, 그 함량을 증가시키면 소입성을 향상시켜 강도를 향상시킬 수 있지만, 첨가량이 증가함에 따라 전면부식 저항성을 저해하고, 탄화물 등의 석출을 조장하므로 국부부식 저항성에도 일부 영향을 미친다. 전면부식 및 국부부식 저항성 향상을 위해서는 C 함량을 줄여야 하지만 그 함량이 0.03% 미만이면 구조용강 용도 재료로서의 충분한 강도를 확보하기가 어렵고, 0.1% 이상일 경우 용접성을 열화시켜 용접 구조물용강으로 바람직하지 않다. 따라서 본 발명에서 상기 C 함량을 0.03% 이상 0.1% 미만으로 제한할 수 있다. 한편, 내식성의 관점에서 C 함량이 0.09% 미만일 수 있으며, 경우에 따라서는 주조균열을 더욱 향상시키고 탄소당량을 줄이기 위해서 상기 C 함량은 0.08% 미만일 수 있다. 한편, 상기 C 함량의 바람직한 하한은 0.035%일 수 있다. 또한, 상기 C 함량의 바람직한 상한은 0.06%일 수 있고, 상기 C 함량의 보다 바람직한 상한은 0.054%일 수 있다
실리콘(Si): 0.1% 이상 0.8% 미만
Si 는 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강의 강도를 증가시키는 역할을 발휘하는 원소로서, 그 효과가 발휘되기 위해서는 0.1% 이상 필요하다. 또한, Si 는 전면부식 저항성의 향상에 기여하기 때문에 함량을 증가시키는 것이 유리하나, 상기 Si의 함량이 0.8% 이상일 경우 인성 및 용접성을 저해하고 압연 시 스케일의 박리를 어렵게 하여 스케일에 의한 표면결함 등을 유발한다. 따라서 본 발명에서 상기 Si 함량을 0.1% 이상 0.8% 미만으로 제한할 수 있다. 경우에 따라서는 내식성 향상을 위해 Si 함량을 0.2% 이상으로 제한할 수 있다. 한편, 상기 Si 함량의 바람직한 하한은 0.2%일 수 있고, 상기 Si 함량의 보다 바람직한 하한은 0.27%일 수 있다. 또한, 상기 Si 함량의 바람직한 상한은 0.5%일 수 있고, 상기 Si 함량의 보다 바람직한 상한은 0.44%일 수 있다.
망간(Mn): 0.3% 이상 1.5% 미만
Mn 은 인성을 저하시키지 않으면서 고용강화를 통해 강도를 상승시키는데 유효한 성분이다. 그러나 과량 첨가할 경우, 부식 반응 시 강재 표면의 전기화학 반응 속도를 상승시킴으로써 내식성을 하락시키기도 한다. 상기 Mn 이 0.3% 미만으로 첨가될 경우에는 구조용 강재의 내구성 확보가 어려운 문제가 있다. 반면, 상기 Mn 함량이 증가하면 소입성이 증가하여 강도가 증가되나, 1.5% 이상으로 첨가되면 제강공정에서 슬라브 주조 시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고, 용접성이 저하되며, 이와 더불어 강판 표면의 내식성을 하락시키는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서 상기 Mn 함량을 0.3% 이상 1.5% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Mn 함량의 바람직한 하한은 0.4%일 수 있고, 상기 Mn 함량의 보다 바람직한 하한은 0.5%일 수 있다. 또한, 상기 Mn 함량의 바람직한 상한은 1.4%일 수 있고, 상기 Mn 함량의 보다 바람직한 상한은 0.9%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.5% 이상 1.5% 미만
Cr 은 부식환경에서 강재 표면에 Cr 을 포함한 산화막을 형성하여 내식성을 상승시키는 원소이다. 해수 환경에서 Cr 첨가에 따른 내식성 효과가 충분히 나타나기 위해서는 0.5% 이상 함유되어야 한다. 그러나, 상기 Cr 이 1.5% 이상으로 과도하게 함유되면 인성과 용접성에 악영향을 미치므로, 그 함량을 0.5% 이상 1.5% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Cr 함량의 보다 바람직한 하한은 0.6%일 수 있고, 상기 Cr 함량의 가장 바람직한 하한은 1.2%일 수 있다. 또한, 상기 Cr 함량의 보다 바람직한 상한은 1.4%일 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 구조용강은 Cr의 바람직한 함량이 1.2% 이상 1.4% 이하(즉, 1.2~1.4%)일 수 있다.
구리(Cu): 0.1% 이상 0.5% 미만
Cu 는 Ni 과 함께 0.1% 이상 함유시키면 Fe 의 용출을 지연시키므로 전면부식 및 국부부식 저항성 향상에 유효하다. 그러나 상기 Cu 함량이 0.5% 이상 첨가되면 슬라브 제조 시 액체상태의 Cu 가 입계로 녹아 들어가 열간가공 시 크랙을 발생시키는 핫 쇼트니스(Hot Shortness) 현상을 유발하므로, 본 발명에서 Cu 함량은 0.1% 이상 0.5% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 상기 Cu 함량의 보다 바람직한 하한은 0.2%일 수 있고, 상기 Cu 함량의 가장 바람직한 하한은 0.28%일 수 있다.
한편, 슬라브 제조 시 발생되는 표면균열은 C, Ni, Mn 함유량과 서로 상호적으로 작용하므로 각 원소의 함유량에 따라 표면균열의 발생빈도는 달라질 수 있으나, 해당 원소들의 함유량과 상관없이 표면 균열 발생 가능성을 최소화하기 위해서는 Cu 함유량을 0.45% 미만으로 하는 것이 보다 바람직하고, Cu 함유량을 0.43% 이하로 하는 것이 가장 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01% 이상 0.08% 미만
Al 은 탈산을 위하여 첨가되는 원소로, 강 중 N 과 반응하여 AlN을 형성하여 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 인성을 향상시키는 원소이다. 상기 Al 은 충분한 탈산을 위해서 용해 상태에서 0.01% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Al 함량의 바람직한 하한은 0.02%일 수 있고, 상기 Al 함량의 보다 바람직한 하한은 0.022%일 수 있다. 반면, Al 이 0.08% 이상으로 과도하게 함유되면 제강공정에서 조대한 산화물에 개재물을 형성하고, 알루미늄 산화물(Al oxide)계 특징에 따라 압연 시 부서져 길게 늘어서는 연신 개재물을 형성한다. 이러한 연신 개재물의 형성은 개재물 주변에 공공을 형성을 조장하고 이러한 공공은 국부부식 개시점으로 작용하므로 국부부식 저항성을 저해하는 역할을 한다. 따라서 본 발명에서 Al 함량은 0.08% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Al 함량의 바람직한 상한은 0.05%일 수 있고, 상기 Al 함량의 보다 바람직한 상한은 0.034%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.01% 이상 0.1% 미만
Ti 는 0.01% 이상 첨가 시 강 중에서 탄소와 결합하여 TiC를 형성함으로서 석출강화 효과에 의하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. 반면 상기 Ti 함량이 0.1% 이상으로 첨가되는 경우에는 그 함량 증가 대비 강도 향상 효과가 크지 않다. 따라서 본 발명에서 상기 Ti 함량은 0.01% 이상 0.1% 미만으로 제한할 수 있다. 한편, 상기 Ti 함량의 보다 바람직한 하한은 0.015%일 수 있다. 또한, 상기 Ti 함량의 보다 바람직한 상한은 0.05%일 수 있고, 상기 Ti 함량의 가장 바람직한 상한은 0.028%일 수 있다.
니켈(Ni): 0.05% 이상 0.1% 미만
Ni 은 Cu 와 마찬가지로 0.05% 이상 함유시키면 전면부식 및 국부부식 저항성 향상에 유효하다. 한편, Ni 함량의 보다 바람직한 하한은 0.07%일 수 있다. 또한, Cu 와 함께 첨가하면 Cu 와 반응하여 융점이 낮은 Cu 상의 생성을 억제하여 핫 쇼트니스를 억제하는 효과가 있어서, 대부분의 Cu 첨가강에서는 Ni 을 Cu 함량의 1배 이상으로 첨가하는 것이 일반적이나, 본 발명에서와 같이 C, Mn 등 탄소당량 관련 원소의 함량이 낮고 Cr 함량이 클 경우 Cu 함량의 절반 이하로 넣어도 쇼트니스를 충분히 방지할 수 있으며, Ni 이 고가의 원소이므로 상대적 투입효과를 고려하여 Ni 함량의 상한을 0.1% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함량의 보다 바람직한 상한은 0.09%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.002% 이상 0.07% 미만
Nb 는 Ti 과 같이 강 중에서 탄소와 결합하여 NbC를 형성함으로서 석출강화 역할을 하는 원소이며, 0.002% 이상 첨가 시 효과적으로 강도를 향상시킨다. 다만 그 함량이 0.07% 이상 첨가되는 경우에는 그 함량 증가 대비 강도 향상 효과가 그리 크지 않다. 따라서 본 발명에서 상기 Nb 함량은 0.002% 이상 0.07% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Nb 함량의 보다 바람직한 하한은 0.01%일 수 있고, 상기 Nb 함량의 가장 바람직한 하한은 0.017%일 수 있다. 또한, 상기 Nb 함량의 보다 바람직한 상한은 0.05%일 수 있고, 상기 Nb 함량의 가장 바람직한 상한은 0.044%일 수 있다.
인(P): 0.03% 이하
P 는 강 내에서 불순물로 존재하며, 그 함량이 0.03%를 초과하여 첨가되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 인성이 열화된다. 따라서 P 함량을 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 상기 P 함량의 상한이 0.02%일 수 있고, 보다 바람직하게는 P 함량의 상한이 0.018%일 수 있다. 한편 상기 P 는 불순물이어서 그 함량을 저감할수록 유리하므로 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
S 는 강 내에서 불순물로 존재하며 그 함량이 0.02%를 초과하면 강의 연성, 충격인성 및 용접성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 S 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S 는 Mn 과 반응하여 MnS 와 같이 연신 개재물을 형성하기 쉽고, 연신 개재물 양끝단에 존재하는 공공은 국부부식 개시점이 될 수 있으므로, 그 함량의 상한을 0.01% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 가장 바람직하게는 그 함량을 0.008% 이하로 할 수 있다. 한편 상기 S 는 불순물이어서 그 함량을 저감할수록 유리하므로 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다.
본 발명의 고강도 구조용강은 상기 언급된 합금원소 이외에 나머지는 철(Fe) 성분이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 상세히 언급하지 않는다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직으로서 면적분율로, 베이나이트 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA(도상 마르텐사이트)가 10% 미만일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직 중, 베이나이트의 면적분율이 20% 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 30% 이상일 수 있고, 가장 바람직하게는 51% 이상일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직 중, 베이나이트 면적분율이 78% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직 중, 베이나이트의 면적분율이 68% 이상 71% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직 중, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계 면적분율이 80% 미만일 수 있고, 보다 바람직하게는 45% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직 중, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계 면적분율이 10% 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 19% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직 중, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 합계 면적분율이 25% 이상 30% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 27% 이상 30% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은, 미세조직 중, 그 외 기타 상으로서 펄라이트 및 MA(도상 마르텐사이트)의 면적분율이 10% 미만일 수 있고, 바람직하게는 5% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 4% 이하일 수 있으며, 가장 바람직하게는 2% 이하일 수 있다.
고강도 구조용강 재료로 사용하기 위해서는 최소 500Mpa, 보편적으로 600Mpa 이상의 후물재 강도를 확보해야 하며, 이를 위해 미세조직으로 베이나이트 20% 이상 및 그 외 폴리고날 및/또는 침상 페라이트 위주의 조직을 구성하였다. 또한 기타 상인 펄라이트 및 MA의 경우 10% 이상 포함될 경우 본 발명에 따른 구조용강이 사용되는 환경에서 저온인성 및 내식성이 부족할 가능성이 있기 때문에 상한을 10% 미만으로 제한하였다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 구조용강은 상술한 성분계 및 미세조직을 만족함으로써 500MPa 이상의 항복강도, 600MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
다음으로 본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 구조용강의 제조방법에 대하여 자세히 설명한다.
[고강도 구조용강의 제조방법]
본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 구조용강의 제조방법은 슬라브 재가열 - 열간압연 - 냉각의 과정으로 이루어져 있으며, 각 제조단계별 상세한 조건은 아래와 같다.
슬라브 재가열 단계
먼저 상술한 성분계로 이루어지는 슬라브를 준비하고, 상기 슬라브를 1000~1200℃ 의 온도범위로 재가열한다. 주조 중에 형성된 탄질화물을 고용시키기 위해 재가열 온도를 1000℃ 이상으로 하며, 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해 1050℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 과도하게 높은 온도로 재가열할 경우, 오스테나이트가 조대하게 형성될 우려가 있으므로, 상기 재가열 온도는 1200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
열간압연 단계
상기 재가열한 슬라브에 대해 조압연 및 사상압연을 포함하는 열간압연을 실시할 수 있다. 이때 사상압연은 750℃ 이상의 마무리 압연 온도에서 완료하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도가 750℃ 미만이면 공냉 페라이트가 다량 생성되는 문제가 발생할 수 있다. 반면 상기 마무리 압연 온도가 950℃ 를 초과하면 조직 조대화에 의한 강도 및 인성 하락을 야기할 수 있다. 따라서 본 발명에서 상기 마무리 압연 온도는 750~950℃ 로 제한하는 것이 바람직하다.
냉각 단계
열간압연을 마친 강재에 대해 수냉을 통해 강제 냉각한다. 본 발명에서는 충분한 냉각을 통해 후물재에서도 고강도를 확보하는 것이 핵심기술이며, 조직 조대화를 막기 위해 10℃/s 이상의 냉각속도로 700℃ 이하의 온도까지 냉각이 필요하다. 또한 상기 냉각은 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 시작될 수 있다. 다만 400℃ 미만의 온도까지 냉각할 경우 급냉 과정에 의해 중심부에 미세크랙이 유발될 수 있으며, 제품 표면과 중심부 재질편차 및 제품 선/후단부 재질편차를 유발할 수 있으므로, 400℃ 이상의 온도에서 냉각을 종료하는 것이 바람직하다. 즉, 냉각 단계에서는 압연된 강판을 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 400~700℃의 냉각종료온도까지 10℃/s의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 특히, 상기 냉각종료온도의 보다 바람직한 범위는 500~650℃일 수 있고, 가장 바람직한 범위는 522~614℃일 수 있다.
한편, 냉각속도의 상한은 설비능력에 주로 관계되며, 10℃/s 이상이면 냉각속도가 증가해도 강도에 의미 있는 변화가 보이지 않으므로, 냉각속도의 상한은 별도로 한정하지 않을 수 있다. 한편, 상기 냉각속도의 바람직한 하한은 20℃/s일 수 있고, 보다 바람직한 하한은 25℃/s일 수 있고, 가장 바람직한 하한은 30℃/s일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
먼저 하기 표 1 에 나타낸 성분계를 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 슬라브를 제조하였다. 이후 상기 슬라브를 하기 표 2 의 제조조건으로 재가열, 열간압연, 냉각하여 강판을 제조하였다.
상기 제조된 강판에 대해 광학 및 전자현미경으로 미세조직을 관찰하여 각 상의 면적분율을 측정하고, 인장시험을 통해 항복강도 및 인장강도를 측정하여 표 3 에 나타내었다. 또한 내해수 특성 평가로서 해수를 모사한 3.5% NaCl 용액에 하루간 침지한 후, 50% HCl+0.1% Hexamethylene tetramine용액과 함께 초음파 세척기에 넣어 시편을 세척하고 무게감량 측정 후 이를 초기 시편 표면적으로 나누어 부식속도를 산출하였으며, 비교강과 발명강의 부식속도를 비교하기 위해 비교강 1의 부식속도를 100 으로 기준하여 상대부식속도를 비교평가 하였고 그 결과를 표 3 에 함께 나타내었다.
[표 1]
Figure PCTKR2019015124-appb-img-000001
[표 2]
Figure PCTKR2019015124-appb-img-000002
[표 3]
Figure PCTKR2019015124-appb-img-000003
상기 표 1 에서 볼 수 있는 바와 같이, 상기 발명강 1 내지 4 는 모두 본 발명에서 규정하는 성분범위를 충족하는 반면, 비교강 1 내지 3 은 Cr, Cu, Ni 또는 Mn 의 성분범위가 본 발명의 범위를 벗어난다.
그 결과 상기 발명강 1 내지 4 는 페라이트 기반에 베이나이트 20% 이상의 저온조직을 갖는 미세조직을 가지게 되어, 항복강도 500MPa 이상, 인장강도 600Mpa 이상의 높은 강도를 갖게 되어 구조용강으로 충분한 재질을 갖추게 되었다. 또한, 본 발명에서 규정하는 성분범위를 충족함으로써 비교강 1 에 비하여 낮은 부식속도를 나타내어 내해수 분위기에서 충분한 수명을 가질 수 있음을 확인할 수 있었다.
반면에 비교강 1 내지 3 은 Cr, Cu, Ni 또는 Mn 의 성분범위가 본 발명의 범위를 벗어남에 따라, 본 발명의 제조조건을 만족하는 제조방법으로 제조되었음에도 불구하고 상기 표 3 에서 볼 수 있는 바와 같이 상대부식속도 100 이상의 높은 부식속도를 나타내어 결과적으로 내해수 분위기에서 충분한 수명을 갖지 못하게 되었다.
한편, Cr을 1.2% 이상 1.4% 이하로 함유하는 발명강 1 및 2 의 경우, Cr을 1.2% 이상 1.4% 이하로 함유하지 않는 발명강 3 및 4 에 비하여, 보다 낮은 부식속도를 나타냄을 확인하였다.
이로부터 본 발명의 일 측면에 따른 구조용강으로서 Cr을 1.2% 이상 1.4% 이하로 함유함으로써, 내해수 분위기에서 가장 우수한 수명 특성을 가질 수 있음을 확인하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 통상의 기술자는 하기의 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.01% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, Nb: 0.002% 이상 0.07% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직이, 면적분율로, 베이나이트 20% 이상, 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트가 합계로 80% 미만, 그 외 기타상으로서 펄라이트 및 MA가 10% 미만인 고강도 구조용강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 C 는 0.03% 이상 0.09% 미만으로 포함되는 것을 특징으로 하는 고강도 구조용강.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 Si 는 0.2% 이상 0.8% 미만으로 포함되는 것을 특징으로 하는 고강도 구조용강.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 Cu 는 0.1% 이상 0.45% 미만으로 포함되는 것을 특징으로 하는 고강도 구조용강.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 고강도 구조용강은 500MPa 이상의 항복강도, 600MPa 이상의 인장강도를 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 구조용강.
  6. 중량%로, C: 0.03% 이상 0.1% 미만, Si: 0.1% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3% 이상 1.5% 미만, Cr: 0.5% 이상 1.5% 미만, Cu: 0.1% 이상 0.5% 미만, Al: 0.01% 이상 0.08% 미만, Ti: 0.01% 이상 0.1% 미만, Ni: 0.05% 이상 0.1% 미만, Nb: 0.002% 이상 0.07% 미만, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도에서 재가열하는 단계;
    재가열한 상기 슬라브를 750℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도로 열간압연하는 단계; 및
    압연된 강판을 750℃ 이상의 냉각개시온도에서 400~700℃의 냉각종료온도까지 10℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하는 단계;
    를 포함하는 고강도 구조용강의 제조방법.
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