WO2021125640A1 - 충격인성이 우수한 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

충격인성이 우수한 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2021125640A1
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조재영
강상덕
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주식회사 포스코
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for a vibration damper used to secure the seismic resistance of a structure from an earthquake and a method for manufacturing the same.
  • the seismic design which has been mainly used in Korea in the past, was mainly used in the case of an earthquake, by lowering the yield ratio of steel used for structures of columns or beams, thereby delaying the time of structural destruction.
  • the seismic design using such a steel material with a resistance to yield ratio has a problem in that it is impossible to reuse the steel used in the structure, and the structure itself must be reconstructed due to the lack of stability.
  • a damper is used as a device for absorbing such seismic energy.
  • damper steel In the case of damper steel, it has the characteristic of pole-resistance double point. This lowers the yield point of structural members of existing columns or beams, thereby causing yielding in the event of an earthquake, absorbing vibrational energy from earthquakes, and keeping other structural members within the elastic range, thereby suppressing structural deformation.
  • Patent Document 1 Korean Publication No. 2012-002641
  • One aspect of the present invention is to provide a steel material for a vibration damping damper used to secure the seismic resistance of a structure from an earthquake, and a method for manufacturing the same.
  • another aspect of the present invention is to provide a steel material for a vibration damper having low yield strength and a method for manufacturing the same, and another aspect of the present invention is to provide a steel material for a vibration damper having excellent low-temperature impact toughness and manufacturing the same. We want to provide a way.
  • C 0.006% or less
  • Si 0.05% or less
  • Mn 0.3% or less
  • P 0.02% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.005 to 0.05%
  • N 0.005% or less
  • Ti 48/14 ⁇ N (wt%) to 0.05%
  • Nb 0.04 to 0.15%
  • the remainder Fe and other unavoidable impurities and yield strength of 80 to 120 MPa, providing steel for vibration damper do.
  • C 0.006% or less
  • Si 0.05% or less
  • Mn 0.3% or less
  • P 0.02% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.005 to 0.05% %
  • N 0.005% or less
  • Ti 48/14 ⁇ N (wt%) to 0.05%
  • Nb 0.04 to 0.15%
  • It provides a method of manufacturing a steel material for a vibration damper, comprising the step of finishing rolling the heated steel slab in a temperature range of Ar3 or more and Ar3+110°C or less.
  • FIG. 1 shows an optical photograph showing the microstructure of a steel material according to the present invention.
  • Tnr recrystallization stop temperature
  • FIG 3 is a graph showing the change in yield strength according to the size of ferrite grains in the steel material according to the present invention.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems, and have found that the above problems can be solved by optimizing the composition and manufacturing conditions of the steel and have completed the present invention.
  • one aspect of the present invention is
  • C 0.006% or less
  • Si 0.05% or less
  • Mn 0.3% or less
  • P 0.02% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.005 to 0.05%
  • N Provided is a steel material for vibration damping damper, containing 0.005% or less, Ti: 48/14 ⁇ N (wt%) to 0.05%, Nb: 0.04 to 0.15%, the remainder Fe and other unavoidable impurities, and having a yield strength of 80 to 120 MPa.
  • C is an element that causes solid solution strengthening and is fixed to dislocations in a free state to increase yield strength and lower elongation. Therefore, the lower the content of C, the better, and the content may be 0.006% or less, more preferably 0.0045% or less in terms of securing low yield strength. However, the lower limit of the C content may be 0.001%, more preferably 0.002%.
  • Si is an element that causes solid solution strengthening like C, and is an element that increases yield strength and lowers elongation. Therefore, the lower the content of Si, the better, and the content may be 0.05% or less, more preferably, 0.03% or less in terms of securing low yield strength. However, the lower limit of the Si content may be 0.0008%, more preferably 0.001%.
  • Mn is an element that causes solid solution strengthening like Si, and is an element that increases yield strength and lowers elongation.
  • P is an element advantageous for strength improvement and corrosion resistance, but may significantly impair impact toughness. Therefore, since it is advantageous to keep the content of P as low as possible, the content may be 0.02% or less, and more preferably 0.013% or less. On the other hand, it is ideal that the lower limit of the P content is 0%. However, in consideration of unavoidable inclusion, the lower limit of the P content may be 0.001%.
  • the content of S is an element that greatly inhibits impact toughness by forming MnS, etc.
  • the content of S may be 0.01% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • the lower limit of the S content is 0%.
  • the lower limit of the S content may be 0.002%.
  • Al is an element capable of deoxidizing molten steel inexpensively, and in terms of sufficiently lowering yield strength and securing impact toughness, the upper limit of the Al content may be 0.05%, more preferably 0.035% or less. In addition, in terms of securing the minimum deoxidation performance, the lower limit of the Al content may be 0.005%, and more preferably, the lower limit of the Al content may be 0.023%.
  • N is an element that causes solid solution strengthening and is fixed to dislocations in a free state to increase yield strength and lower elongation.
  • the lower the content of N is, the better, the content may be 0.005% or less in terms of securing low yield strength, and more preferably, the upper limit of the N content may be 0.0035%.
  • it is ideal that the lower limit of the N content is 0%. However, in consideration of unavoidable inclusion, the lower limit of the N content may be 0.0001%.
  • Nb is an important element in the manufacture of TMCP steel, and it is a very important element to prevent C from sticking to dislocations by precipitating in the form of NbC or NbCN.
  • Nb dissolved during reheating to a high temperature suppresses recrystallization of austenite, thereby exhibiting the effect of refining the structure.
  • Nb in terms of securing a temperature region of 50° C. or higher between Ar3 and Tnr.
  • the lower limit of the Nb content may be 0.07%, and the upper limit of the Nb content may be 0.1%.
  • FIG. 2 is a graph showing the change in the recrystallization stop temperature (Tnr) according to the amount of Nb added for the steel of the present invention. That is, in the case of ultra-low carbon steel in which the carbon content is controlled to a very low amount as in the present invention, Ar3 is very high at about 890°C, and the change in Ar3 is insignificant.
  • Ar3 can be fixed to about 890 ° C., and the recrystallization stop temperature (Tnr) of the ultra-low carbon steel must be added with an Nb content of 0.04 to 0.15%. high controllable.
  • the difference between Tnr and Ar3 of the ultra-low carbon steel can be secured to 50° C. or more, and the temperature of Ar3 or more and Tnr or less in a sufficient range Finish rolling can be performed in the area. Due to this, the deformed organic precipitates are minutely generated, making it possible to fix C as the precipitates.
  • Ti is an element serving to prevent N from adhering to dislocations by precipitating in the form of TiN. Therefore, in order to fix N in the steel in an appropriate range, 48/14 ⁇ N (wt%) or more of Ti should be added in consideration of the added N content (wt%) (wherein N is nitrogen expressed in wt% ( N)), more preferably 0.02% or more.
  • wt% the added N content
  • Ti can be added in an amount of 0.05% or less, more preferably 0.04% or less. can do.
  • N in the steel can be fixed as a precipitate
  • Nb content to 0.04 to 0.15%
  • C can be fixed as a precipitate. That is, in the present invention, by optimizing the content of Ti and Nb, it is possible to form the deformation-induced precipitates finely to an appropriate size, thereby providing a steel material having low yield strength and excellent low-temperature impact toughness.
  • the steel material according to one aspect of the present invention can provide that the yield strength is very low in the range of 80 to 120 MPa, and the Sharpie impact transition temperature is -20°C or less.
  • composition of the steel slab or steel material of the present invention is not particularly limited, but the following relational expression 1-1 may be satisfied.
  • Nb and Si mean the weight% content of each component.
  • composition of the steel slab or steel of the present invention is not particularly limited, but the following Relational Expression 1-2 may be satisfied.
  • the Nb/Si value may be 3.33 or more, and the Nb/Si value may be 27.67 or less for achieving the object of the present invention.
  • the composition of the steel slab or steel is not particularly limited, but the following Relational Expressions 1-3 may be satisfied.
  • Ti, Nb, and Si refer to the weight% content of each component.
  • composition of the steel slab or steel of the present invention is not particularly limited, but the following relational expression 4 may be satisfied.
  • (Ti+Nb)/Si is 0.8 or more, so that a steel material having a yield strength of 120 MPa or less can be manufactured.
  • (Ti+Nb)/Si is 200 or less, Nb precipitates are formed finely, and excellent impact toughness can be obtained.
  • composition of the steel slab or steel of the present invention is not particularly limited, but the following relational expressions 1-5 may be satisfied.
  • Ti, Nb, and Si refer to the weight% content of each component.
  • the value of (Ti+Nb)/Si may be 4.33 or more, and the value of (Ti+Nb)/Si may be 130 or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel material for the vibration damper may have a yield strength (YS) of 80 to 120 MPa, a tensile strength (TS) of 230 to 350 MPa, and a Sharpie impact transition temperature of -20°C or less.
  • the steel material for the vibration damper may have a yield strength (YS) of 90 to 111 MPa, a tensile strength (TS) of 245 to 290 MPa, and a Sharpie impact transition temperature of -37° C. or less.
  • C 0.006% or less
  • Si 0.05% or less
  • Mn 0.3% or less
  • P 0.02% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.005 to 0.05% %
  • N 0.005% or less
  • Ti 48/14 ⁇ N (wt%) to 0.05%
  • Nb 0.04 to 0.15%
  • It provides a method of manufacturing a steel material for a vibration damper, comprising the step of finish rolling the heated steel slab in a temperature range of Ar3 or more and Tnr or less.
  • the method for manufacturing the steel material for the vibration damper includes the steps of reheating a steel slab having the above-described alloy composition in the range of 1050 to 1250 °C; rough rolling the reheated steel slab to obtain a rough rolled bar; and finish rolling the rough-rolled bar in the range of Ar3 or more and Tnr or less (or Ar3 or more and Ar3+110°C or less) to obtain a hot-rolled sheet material.
  • the method for manufacturing a steel material for a vibration damper may further include cooling after the finish rolling.
  • the steel of the present invention can be manufactured through the process of [slab heating-rough rolling-finish rolling-cooling], and below, each process condition will be described in detail.
  • the heating temperature can be performed in the range of 1050 to 1250 °C.
  • the description of the composition of the plated steel material described above can be equally applied. Accordingly, the descriptions of the above-described Relations 1-1 to 1-5 may be equally applied.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably set to 1050° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably set to 1050° C. or higher.
  • the heated steel slab may be manufactured into a steel sheet by performing rough rolling to adjust its shape.
  • the temperature of such rough rolling may be higher than the temperature (Tnr) at which recrystallization of austenite stops.
  • Tnr the temperature at which recrystallization of austenite stops.
  • Finish rolling may be performed to introduce a non-uniform microstructure into the austenite structure of the rough-rolled steel sheet.
  • the temperature of the finish rolling may be in the range of ferrite transformation starting temperature (Ar3) or more and Ar3 + 110°C or less. , more preferably, the ferrite transformation start temperature (Ar3) or higher, and the austenite recrystallization stop temperature (Tnr) or lower.
  • the temperature of the finish rolling may be in the range of Ar3 or more Ar3+110°C.
  • Ar3 could not be measured by a conventional regression equation in the case of ultra-low carbon steel in which the carbon content was controlled to be 0.006% or less, and the Ar3 value was measured through an experiment.
  • the finish rolling can be carried out in a temperature range up to Ar3+110°C, which is a section in which Nb is 0.15%.
  • the finish rolling at Ar3 or higher by performing the finish rolling at Ar3 or higher, the problem of abnormal rolling can be prevented, and by performing at Ar3+110°C or lower, secondary scale growth can be prevented.
  • the finish rolling may be more preferably performed in a temperature range of Ar3+20°C or higher and Ar3+80°C or lower.
  • the temperature of the finish rolling may be greater than or equal to Ar3 and less than or equal to Tnr.
  • Ar3 and Tnr can be measured as points where stress according to temperature is inflected through a high temperature torsion test. Accordingly, the present inventors confirmed that, through the above-described experiment, Ar3, which is the transformation initiation temperature of ferrite, is very high, about 890°C, in the case of ultra-low carbon steel whose carbon content is controlled to 0.006% or less, It was found that the temperature range between Ar3 and Tnr can be sufficiently secured only by controlling.
  • the finish rolling can be sufficiently performed in the non-recrystallized region, it is possible to efficiently obtain a steel material having desired properties such as low yield strength and excellent low-temperature impact toughness.
  • the end temperature of the finish rolling may be more preferably 890 °C or more and 970 °C or less.
  • the cooling may be air cooling.
  • the step of cooling may further include the step of optionally heat-treating at a temperature of less than 900 °C.
  • the heat treatment may be maintained in a range of 850° C. or more and less than 900° C., more preferably in a range of 860° C. or more and 895° C. or less, in order to avoid the formation of thick scale. may be maintained at, and the heat treatment may be maintained for 10 to 30 minutes in the above-described temperature range.
  • the present invention it is possible to manufacture a steel material having desired properties without an additional heat treatment process at a high temperature of 900° C. or higher, since the additional heat treatment process at a high temperature of 900° C. or higher is usually accompanied by high manufacturing cost. can be significantly reduced.
  • the steel material manufactured by the above-described composition and manufacturing method may have a single ferrite structure (ferrite as an area fraction, including 100%), and the microstructure of the steel material prepared from the present invention An optical photograph taken through an optical microscope is shown in FIG. 1 .
  • the steel material manufactured from the present invention may have an average particle diameter of ferrite grains in the range of 50 to 150 ⁇ m, more preferably in the range of 60 to 120 ⁇ m, and most preferably 65 It can be in the range of ⁇ 115 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the crystal grains refers to the average value of the values of the measured particle diameters, assuming a spherical particle drawn with the longest length passing through the center of the crystal grain as the particle diameter.
  • the yield strength of the steel can be controlled to 120 MPa or less, and the yield of the steel by setting the average grain diameter of the ferrite grains to 150 ⁇ m or less The strength can be controlled to 80 MPa or more.
  • the amount of change in yield strength of steel as the average grain size of ferrite grains changes is shown in FIG. 3, and as can be seen in FIG. 3, as the average grain size of ferrite grains is controlled in the range of 50 to 150 ⁇ m, the target range in the present invention is Low yield strength of 80 ⁇ 120MPa can be obtained.
  • invention steels A to D are examples that match the alloy composition ranges defined in the present invention
  • comparative steels E to H are alloys defined in the present invention. This is an example outside the scope of the composition.
  • experimentally measured values of Ar3 and Tnr from the point where the stress according to temperature is inflected through a high-temperature torsion experiment as ultra-low carbon steel are shown.
  • a steel material was prepared under each condition described in Table 2, and the microstructure state, average grain size of grains, yield strength (YS), tensile strength (TS) and Sharpie impact transition temperature were measured for the steel material thus prepared. It is shown in Table 3 below.
  • the microstructure was confirmed by photographing with a scanning transfer microscope (SEM), the average particle diameter of the grains was measured using a line measurement method, and the point at which yielding occurred using a tensile tester was used as the yield strength, and when necking occurred was taken as the tensile strength.
  • the Sharpie impact transition temperature was measured by measuring the shock absorption energy using a Sharpie impact tester, and the temperature at which fracture transitions from ductile to brittle is indicated.
  • Examples 1-1, 1-2, 2-1, 2-2, 3-1, 3-2, 4-1 and 4-2 show all of the steel composition and manufacturing conditions of the present invention. As a satisfactory case, it was confirmed to have a single ferrite structure as a microstructure, and the average grain size of these ferrite grains were all in the range of 50 to 150 ⁇ m, and the physical properties of the steel were all yield strength of 80 to 120 MPa and Sharpie impact transition temperature of -20 °C or less was satisfied.
  • Comparative Examples 1 to 4 are cases in which the steel composition of the present invention is satisfied but the manufacturing conditions are out of the present invention.
  • Comparative Examples 1, 2 and 4 are cases in which the finish rolling end temperature is less than Ar3 (ie, less than 890° C.), and Comparative Example 3 is a case in which the finish rolling end temperature is too high.
  • the deformation-induced precipitation of Nb did not occur effectively during the finish rolling, so that the upper yield point was expressed, and the yield strength exceeded 120 MPa in all.
  • Comparative Example 5 exceeded the upper limit of the content prescribed in the present invention, and the average grain size of the ferrite grains was 50 ⁇ m or less, and the yield strength exceeded 120 MPa.
  • Comparative Example 6 Si, a solid solution strengthening element, exceeded the upper limit of the content prescribed in the present invention, and the average grain diameter of the ferrite grains was in the range of 50 to 150 ⁇ m, but the yield strength was in excess of 120 MPa.
  • Comparative Example 7 was a case in which Nb was added excessively, and the impact toughness was deteriorated by the formation of coarse precipitates, and the Sharpie impact transition temperature exceeded -20°C.
  • Comparative Example 8 satisfies all the manufacturing conditions of the present invention, but the Ti content exceeds the upper limit prescribed in the present invention, and the Sharpie impact transition temperature exceeds -20°C due to the generation of coarse precipitates.
  • Comparative Example 9 satisfies all the manufacturing conditions of the present invention, but the content of Ti is less than the lower limit prescribed in the present invention, and the yield point is insufficient to precipitate free N as nitride due to insufficient Ti content. The phenomenon was developed, and the yield strength exceeded 120 MPa.

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Abstract

본 발명은 지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 낮은 항복강도를 가지면서도 저온충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

충격인성이 우수한 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법
본 발명은 지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 제진댐퍼용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
종래에 국내에서 주로 사용되던 내진 설계는 지진 시, 기둥이나 보의 구조물에 사용되는 강재의 항복비를 낮춰서 구조물의 파괴에 이르는 시점을 늦추는 기술이 주로 사용되었다. 하지만, 이러한 저항복비 강재를 사용한 내진 설계는 구조물에 사용되는 강재의 재사용이 불가능할 뿐만 아니라, 구조물 자체도 안정성 확보의 부재로 재건축을 해야만 하는 문제가 있었다.
이에 따라, 근래에는 내진 설계 기술이 발전하여 제진 또는 면진 구조의 실용화가 진행되고 있다. 즉, 지진에 의한 구조물에 가해지는 에너지를 특정 부위에 흡수시켜 내진 성능을 확보하는 기술이 다양하게 개발되고 있다.
이러한 지진 에너지를 흡수하는 장치로서 댐퍼가 사용되고 있다. 댐퍼용 강재의 경우에는 극저항복점의 특성을 갖는다. 이는 기존의 기둥이나 보의 구조재보다 항복점을 낮춤으로써 지진 시에 먼저 항복을 일으켜 지진에 의한 진동에너지를 흡수하고, 다른 구조재는 탄성의 범위로 유지하게 함으로써 구조물의 변형을 억제하게 된다.
(특허문헌 1) 국내공개공보 2012-002641호
본 발명의 일 측면은, 지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 낮은 항복강도를 가지는 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법을 제공하는 것이고, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 저온충격인성이 우수한 제진 뎀퍼용 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도가 80~120MPa인, 제진댐퍼용 강재를 제공한다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 및
가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 Ar3+110℃ 이하의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 제진댐퍼용으로 적합하게 사용될 수 있는 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명에 의하면, 낮은 항복강도를 가지면서도 저온충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 강재의 미세조직을 보여주는 광학 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명에 따른 강재에 있어서, Nb의 첨가량에 따른 재결정정지온도(Tnr)의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 3은 본 발명에 따른 강재에 있어서, 페라이트 결정립의 크기에 따른 항복강도의 변화를 나타낸 그래프이다.
지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 강재로서, 종래에는 순철에 가까운 성분을 사용하되, 910~960℃의 온도범위에서 추가의 열처리를 실시하는 기술이 알려져 있었다.
그러나, 이러한 종래 기술은 열간압연 후 900℃ 이상의 고온에서 추가의 열처리를 실시할 필요가 있으므로, Si가 미첨가된 극저항복점 강재의 경우에 과도한 스케일이 발생하여 불량을 일으키거나, 조대한 Nb 또는 Ti 석출물이 형성되어 충격인성의 열화가 발생하는 문제가 있었다. 또한, 900℃ 이상의 고온에서의 열처리 공정이 수반되므로, 제조비용의 상승을 초래하는 문제도 있었다.
이에, 본 발명자들은 전술한 문제점을 해결하기 위해 예의 검토한 결과, 강의 조성과 제조조건을 최적화함으로써, 전술한 문제를 해결할 수 있음을 발견하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특히, 본 발명의 일 측면에 따르면, 낮은 항복강도를 가지면서도 저온충격인성이 우수한 강재를 효과적으로 제공할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면은,
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14ХN(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도가 80~120MPa인, 제진댐퍼용 강재를 제공한다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도가 80~120MPa 정도로 매우 낮으면서도, 충격천이온도가 -20℃ 이하인 제진댐퍼용 강재를 효율적으로 제공할 수 있다.이하, 본 발명의 주요한 특징 중 하나인 강 조성을 구성하는 각 합금성분을 첨가하는 이유와 이들의 적절한 함량 범위에 대하여 우선 설명한다.
C: 0.006% 이하
C는 고용강화를 일으키고, 자유로운 상태에서는 전위에 고착되어 항복강도를 높이고 연신율을 낮추는 원소이다. 따라서, C의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.006% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.0045% 이하일 수 있다. 다만, C 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.002%일 수 있다.
Si: 0.05% 이하
Si는 C와 마찬가지로 고용강화를 일으키는 원소로서, 항복강도를 높게 하고 연신율을 낮추는 원소이다. 따라서, Si의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.05% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.03% 이하일 수 있다. 다만, Si 함량의 하한은 0.0008%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.001%일 수 있다.
Mn: 0.3% 이하
Mn은 Si와 마찬가지로 고용강화를 일으키는 원소로서, 항복강도를 높게 하고 연신율을 낮추는 원소이다. Mn의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.3% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.2% 이하일 수 있다. 다만, Mn 함량의 하한은 0.05%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.1%일 수 있다.
P: 0.02% 이하
P는 강도 향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있다. 따라서, P의 함량은 가능한 한 낮게 유지하는 것이 유리하므로, 그 함량은 0.02% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.013% 이하일 수 있다. 한편, 상기 P 함량의 하한은 0%인 경우가 이상적이다. 다만, 불가피하게 포함되는 경우를 감안하여 상기 P 함량의 하한은 0.001%일 수 있다.
S: 0.01% 이하
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 한 그 함량을 낮게 유지하는 것이 바람직하므로, S의 함량은 0.01% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하일 수 있다. 한편, S 함량의 하한은 0%인 경우가 이상적이다. 다만, 불가피하게 포함되는 경우를 감안하여 상기 S 함량의 하한은 0.002%일 수 있다.
Al: 0.005~0.05%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 항복강도를 충분히 낮추고 충격인성을 확보하기 위한 측면에서 Al 함량의 상한은 0.05%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.035% 이하일 수 있다. 또한, 최소한의 탈산 성능을 확보하기 위한 측면에서 Al 함량의 하한은 0.005%일 수 있고, 보다 바람직하게는 상기 Al 함량의 하한은 0.023%일 수 있다.
N: 0.005% 이하
N은 고용강화를 일으키고 자유로운 상태에서는 전위에 고착되어 항복강도를 높이고 연신율을 낮추는 원소이다. N의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.005% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 N 함량의 상한은 0.0035%일 수 있다. 한편, 상기 N 함량의 하한은 0%인 경우가 이상적이다. 다만, 불가피하게 포함되는 경우를 감안하여, 상기 N 함량의 하한은 0.0001%일 수 있다.
Nb: 0.04~0.15%
Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 중요한 원소로서, NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 C가 전위에 고착하는 것을 방지하는 매우 중요한 원소이다. 또한, 고온으로 재가열 시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다.
한편, 변형유기 석출물을 도입하기 위해서는 넓은 미재결정 영역을 확보하는 것이 필요한데, 도 2에 나타내었듯이 Ar3와 Tnr 사이에 50℃ 이상의 온도 영역을 확보하는 측면에서 Nb를 0.04% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 석출물의 조대화로 인하여 충격인성이 열화되는 것을 방지하기 위하여 Nb를 0.15% 이하 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 보다 바람직하게 상기 Nb 함량의 하한은 0.07%일 수 있고, 상기 Nb 함량의 상한은 0.1%일 수 있다.
구체적으로, 도 2에는 본 발명의 강재에 대하여, Nb의 첨가량에 따른 재결정정지온도(Tnr)의 변화를 그래프로 나타내었다. 즉, 본 발명과 같이 탄소의 함량을 극저량으로 제어한 극저탄소강의 경우에는 Ar3가 890℃ 정도로 매우 높으며, Ar3의 변화가 미미하다.
따라서, 도 2에서 나타낸 바와 같이, Ar3의 변화값을 무시할 수 있게 되므로 Ar3를 890℃ 정도로 고정하여 나타낼 수 있고, Nb의 함량을 0.04~0.15%로 첨가해야만 극저탄소강의 재결정정지온도(Tnr)를 높게 제어할 수 있게 된다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, Nb의 함량을 0.04~0.15%로 조절함으로써, 극저탄소강의 Tnr과 Ar3의 차이를 50℃ 이상으로 확보할 수 있게 되고, 충분한 범위의 Ar3 이상 Tnr 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 실시할 수 있다. 이로 인해 변형 유기 석출물이 미세하게 발생하여 C를 석출물로 고착할 수 있게 된다.
Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%
Ti는 TiN 형태로 석출함으로써, N이 전위에 고착하는 것을 방지하는 역할을 하는 원소이다. 따라서, 강 중의 N을 적정 범위로 고착시키기 위해서는, 첨가한 N의 함량(중량%)을 고려하여 Ti를 48/14×N(중량%) 이상 첨가해야 하고(상기 N은 중량%로 나타낸 질소(N)의 함량을 의미한다), 보다 바람직하게는 0.02% 이상 첨가해야 한다. 한편, Ti이 과도하게 첨가되는 경우에는 석출물이 조대화되어 충격인성이 열화될 우려가 있으므로, 충격인성의 확보 측면에서 Ti를 0.05% 이하로 첨가할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.04% 이하로 첨가할 수 있다.
즉, 본 발명에 의하면, Ti의 함량을 48/14×N(중량%)~0.05%로 제어함으로써 강 중의 N을 석출물로 고착시킬 수 있고, Nb의 함량을 0.04~0.15%로 제어함으로써 강 중의 C를 석출물로 고착시킬 수 있다. 즉, 본 발명은 Ti 및 Nb의 함량을 최적화함으로써, 변형유기 석출물을 적정한 크기로 미세하게 형성하는 것이 가능해지고, 이로 인해 낮은 항복강도를 가지면서도 저온충격인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다.
구체적으로, C 또는 N이 자유로운 상태로 있게 되면, 전위에 C 또는 N이 고착하여 상부항복점 현상을 일으키고, 이로 인해 항복강도가 120MPa 이상이 되어버린다. 또한, 페라이트 단일 조직에서 조대한 석출물이 존재하게 되면, 충격인성이 열화하게 된다.
그런데, 압연 시 변형 유기로 석출하는 경우에는 그 크기가 미세하여 충격인성이 열화되는 것을 억제할 수 있고, 상부항복점 발현을 억제하여 극저항복점 강재를 얻을 수 있게 된다. 이에 따라, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는 항복강도가 80~120MPa 범위로 매우 낮으면서도 샤피충격천이온도가 -20℃ 이하인 것을 제공할 수 있게 된다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-1을 충족할 수 있다.
[관계식 1-1]
0.8 ≤ Nb/Si
(상기 관계식 1-1 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-2를 충족할 수 있다.
[관계식 1-2]
0.8 ≤ Nb/Si ≤ 150
(상기 관계식 1-2 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 관계식 1-1 및 1-2에 있어서, 상기 Nb/Si의 값을 0.8 이상으로 함으로써, 항복강도를 120MPa 이하인 강재를 제조할 수 있다. 또한, 상기 관계식 1-2에 있어서, 상기 Nb/Si의 값을 150 이하로 함으로써, Nb 석출물이 미세하게 형성되어 우수한 충격인성을 얻을 수 있다.
한편, 본 발명의 목적 달성을 위해 보다 바람직하게, 상기 Nb/Si값은 3.33 이상일 수 있고, 상기 Nb/Si값은 27.67 이하일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-3을 충족할 수 있다.
[관계식 1-3]
0.8 ≤ (Ti+Nb)/Si
(상기 관계식 1-3 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 4를 충족할 수 있다.
[관계식 1-4]
0.8 ≤ (Ti+Nb)/Si ≤ 200
(상기 관계식 1-4 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 관계식 1-3 및 1-4에 있어서, (Ti+Nb)/Si의 값을 0.8 이상으로 함으로써, 항복강도를 120MPa 이하인 강재를 제조할 수 있다. 또한, 상기 관계식 1-4에 있어서, (Ti+Nb)/Si의 값을 200 이하로 함으로써, Nb 석출물이 미세하게 형성되어 우수한 충격인성을 얻을 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-5를 충족할 수 있다.
[관계식 1-5]
4 ≤ (Ti+Nb)/Si ≤ 200
(상기 관계식 1-5 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
또한, 본 발명의 목적 달성을 위해 보다 바람직하게, 상기 (Ti+Nb)/Si의 값은 4.33 이상일 수 있고, 상기 (Ti+Nb)/Si의 값은 130 이하일 수 있다.
한편, 본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 제진 댐퍼용 강재는 항복강도(YS)가 80~120MPa이고, 인장강도(TS)가 230~350MPa이고, 샤피충격천이온도가 -20℃ 이하일 수 있다. 혹은, 보다 바람직하게는, 상기 제진 댐퍼용 강재는 항복강도(YS)가 90~111MPa이고, 인장강도(TS)가 245~290MPa이고, 샤피충격천이온도가 -37℃ 이하일 수 있다.
이하에서는 본 발명에 의한 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
즉, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 및
가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 Tnr 이하의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법을 제공한다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 제진댐퍼용 강재의 제조방법은, 전술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1050~1250℃의 범위에서 재가열하는 단계; 재가열된 강 슬라브를 조압연하여 조압연 바(bar)를 얻는 단계; 및 상기 조압연 바를 Ar3 이상 Tnr 이하(혹은, Ar3 이상 Ar3+110℃ 이하)의 범위에서 마무리 압연하여 열연판재를 얻는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 제진댐퍼용 강재의 제조방법은, 상기 마무리 압연 후에 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.
즉, 본 발명의 강재는 [슬라브 가열-조압연-마무리 압연-냉각]의 공정을 거쳐 제조될 수 있고, 이하에서는 각 공정조건에 대하여 상세히 설명한다.
[슬라브 가열]
본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있고, 이 때 가열 온도는 1050~1250℃ 범위에서 행할 수 있다. 이 때, 상기 강 슬라브의 조성에 대해서는 전술한 도금강재의 조성에 대한 설명을 동일하게 적용할 수 있다. 따라서, 전술한 관계식 1-1 내지 1-5에 대한 설명도 동일하게 적용될 수 있다.
한편, 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 강 슬라브의 가열 온도를 1050℃ 이상으로 함이 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있고, 조압연 이후 표면의 온도가 표층부 냉각시작온도에 이르기까지 과도한 시간이 소요되므로, 강 슬라브의 가열을 1250℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다.
[조압연]
상기 가열된 강 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 조압연을 행하여 강판으로 제조할 수 있다. 이러한 조압연의 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 할 수 있다. 조압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴하는 효과를 얻을 수 있고, 또한 오스테나이트의 크기를 작게 만드는 효과도 얻을 수 있다.
[마무리 압연]
상기 조압연된 강판의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위해 마무리 압연을 실시할 수 있다. 한편, 미재결정 영역에서 압연하게 되면, Nb가 변형 유기로 인하여 미세한 석출을 일으켜서 C를 효과적으로 고착시키게 되므로, 마무리 압연의 온도는 페라이트 변태 시작온도(Ar3) 이상 Ar3+110℃ 이하의 범위일 수 있고, 보다 바람직하게는 페라이트 변태 시작온도(Ar3) 이상 오스테나이트의 재결정정지온도(Tnr) 이하로 할 수 있다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 마무리 압연의 온도는 Ar3 이상 Ar3+110℃ 범위일 수 있다. 구체적으로, 본 발명자들은 탄소의 함량을 0.006% 이하로 극저량 제어한 극저탄소강의 경우에는 통상의 회귀식으로 Ar3를 측정할 수 없음을 발견하고, 실험을 통하여 Ar3 값을 측정하였다. 또한, 본 발명자들은 Nb가 0.15%가 되는 구간인 Ar3+110℃까지의 온도범위에서 마무리 압연을 실시할 수 있음을 발견하였다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연을 Ar3 이상에서 행함으로써, 이상역 압연의 문제를 방지할 수 있고, Ar3+110℃ 이하에서 행함으로써, 2차 스케일 성장을 방지할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연은 보다 바람직하게는 Ar3+20℃ 이상 Ar3+80℃ 이하의 온도 범위에서 행할 수 있다. 혹은, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연의 온도는 Ar3 이상 Tnr 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 도 2에서 나타낸 바와 같이, 본 발명은 충분한 미재결정 영역에서 마무리 압연을 수행하기 위하여, 하기 관계식 1 또는 관계식 2을 충족하는 것이 바람직하다. 이 때, 하기 관계식의 단위는 50[℃] ≤ Tnr[℃]-Ar3[℃] ≤ 110[℃]이다.
[관계식 1]
50 ≤ Tnr - Ar3
[관계식 2]
50 ≤ Tnr - Ar3 ≤110
구체적으로, 본 발명과 같은 탄소의 함량을 0.006% 이하로 극저량 포함하는 극저탄소강의 경우에는 고온 Torsion 실험을 통하여 온도에 따른 응력이 변곡되는 지점으로 Ar3 및 Tnr을 측정할 수 있다. 이에, 본 발명자들은 전술한 실험을 통하여, 탄소의 함량이 0.006% 이하로 제어된 극저탄소강의 경우, 페라이트의 변태 개시온도인 Ar3가 890℃ 정도로 매우 높은 것을 확인하고, Nb의 함량을 특정량으로 제어해야만 Ar3와 Tnr 사이의 온도 구간을 충분히 확보할 수 있음을 발견하였다.
따라서, 본 발명에 따른 제조방법에 의하면, 미재결정 영역에서 마무리 압연을 충분히 수행할 수 있으므로, 항복강도가 낮고 저온충격인성이 우수한 것과 같은 원하는 물성을 가진 강재를 효율적으로 얻을 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 특정의 강 조성을 가지는 강 슬라브를 마무리 압연함에 있어서, 마무리 압연의 종료 온도를 Ar3 이상에서 행함으로써 낮은 항복강도를 가지는 강재를 얻을 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 마무리 압연의 종료 온도를 890℃ 이상 980℃ 이하로 제어함으로써, 본 발명에서 목적하는 물성을 가진 강재를 효과적으로 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연의 종료 온도는 보다 바람직하게는 890℃ 이상 970℃ 이하일 수 있다.
[냉각]
본 발명의 일 측면에 따르면, 필요한 경우에는 상기 마무리 압연 후 냉각하는 단계를 포함할 수 있고, 상기 냉각은 공냉일 수 있다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면, 상기 냉각(공냉)하는 단계 후에, 선택적으로 900℃ 미만의 온도에서 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
특히, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열처리하는 단계는 두꺼운 스케일의 형성을 피하기 위해서, 850℃ 이상 900℃ 미만의 범위에서 유지하는 것일 수 있고, 보다 바람직하게는 860℃ 이상 895℃ 이하의 범위에서 유지하는 것일 수 있고, 또한 상기 열처리하는 단계는 전술한 온도 범위에서 10~30분간 유지하는 것일 수 있다.
한편, 종래 기술에서는 낮은 항복강도 등의 물성을 확보하기 위해서는 압연 종료 후에 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정을 행할 필요가 있었다. 반면, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연 후 900℃ 이상의 열처리를 행하지 않을 수 있다. 즉, 본 발명에 의하면, 전술한 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정이 없이도 압연만으로, 낮은 항복강도를 가지고 저온충격인성이 우수한 강재를 효과적으로 제조할 수 있다. 혹은, 압연 종료 후 추가의 열처리 단계를 포함하더라도 850℃ 이상 900℃ 미만의 온도 범위에서의 열처리만으로도 우수한 물성을 가지는 강재를 제조할 수 있다.
전술한 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정은 통상 높은 제조비용이 수반되므로, 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정이 없이도 원하는 물성을 갖는 강재를 제조하는 것이 가능한 본 발명에 의하면, 제조비용을 획기적으로 저감할 수 있게 된다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 조성 및 제조방법으로 제조되는 강재는 페라이트 단일 조직(페라이트를 면적분율로, 100% 포함)을 가질 수 있고, 본 발명으로부터 제조된 강재의 미세조직을 광학 현미경을 통해 촬영한 광학 사진을 도 1에 나타내었다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명으로부터 제조된 강재는 페라이트 결정립의 평균입경이 50~150㎛ 범위일 수 있고, 보다 바람직하게는 60~120㎛ 범위일 수 있고, 가장 바람직하게는 65~115㎛ 범위일 수 있다.
한편, 본 명세서에 있어서, 상기 결정립의 평균입경은, 결정립의 중심을 관통하는 가장 긴 길이를 입경으로 하여 그려지는 구형의 입자를 가정했을 때, 상기 입경을 측정한 값들에 대한 평균값을 의미한다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 페라이트 결정립의 평균입경을 50㎛ 이상으로 함으로써, 강재의 항복강도를 120MPa 이하로 제어할 수 있고, 페라이트 결정립의 평균입경을 150㎛ 이하로 함으로써 강재의 항복강도를 80MPa 이상으로 제어할 수 있다.
페라이트 결정립의 평균입경이 변화함에 따른 강재의 항복강도 변화량을 도 3에 나타내었고, 도 3에서 확인할 수 있듯이, 페라이트 결정립의 평균입경을 50~150㎛ 범위로 제어함에 따라 본 발명에서 목표하는 범위인 80~120MPa의 낮은 항복강도를 얻을 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성 및 성질을 갖는 강 슬라브를 준비하였다. 이 때, 하기 표 1에서 각 성분의 함량은 중량%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
즉, 하기 표 1에 기재된 강 슬라브(잔부는 Fe)에 있어서, 발명강 A~D는 본 발명에서 정의하는 합금 조성의 범위를 일치하는 예이고, 비교강 E~H는 본 발명에서 정의하는 합금 조성의 범위를 벗어나는 예이다. 한편, 하기 표 1에 기재된 강 슬라브에 대하여, 극저탄소강으로서 고온 Torsion 실험을 통하여 온도에 따른 응력이 변곡되는 지점으로부터 Ar3 및 Tnr을 실험적으로 측정한 값을 나타내었다.
준비된 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도 범위에서 재가열한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 조압연, 마무리 압연한 후, 냉각(공냉)의 공정을 거쳐서 강재를 제조하였다. 또한, 하기 표 2에 기재된 바와 같이, 필요한 경우에는 상기 냉각(공냉) 후에 900℃ 미만의 온도범위에서 추가의 열처리를 행하였다.
강번호 C Si Mn P S Al Ti Nb N Ti* Tnr
[℃]		 Ar3
[℃]
발명강 A 0.0022 0.003 0.1 0.009 0.003 0.03 0.02 0.08 0.0035 0.012 975 890
발명강 B 0.0028 0.002 0.11 0.001 0.004 0.027 0.025 0.07 0.0017 0.006 965 892
발명강 C 0.003 0.001 0.15 0.012 0.002 0.023 0.04 0.09 0.0025 0.009 980 895
발명강 D 0.0045 0.03 0.2 0.013 0.003 0.035 0.03 0.1 0.0032 0.011 987 898
비교강 E 0.01 0.005 0.13 0.014 0.002 0.035 0.025 0.03 0.0038 0.013 926 875
비교강 F 0.004 0.15 0.25 0.013 0.001 0.04 0.016 0.05 0.0021 0.007 955 896
비교강 G 0.0025 0.003 0.15 0.011 0.003 0.024 0.035 0.17 0.0015 0.005 1,007 891
비교강 H 0.0032 0.0015 0.21 0.016 0.004 0.03 0.056 0.07 0.0021 0.007 967 897
비교예 I 0.0015 0.0013 0.18 0.015 0.002 0.025 0.004 0.06 0.0023 0.008 961 898
(상기 표 1에 있어서, Ti*는 48/14×N(중량%)의 값을 나타낸다.)
성분
구분		 실험예 조압연 조건 마무리 압연 조건 열처리
유무		 열처리 조건 비고
제품
두께
[mm]		 슬라브
두께
[mm]		 재가열
추출
온도
[℃]		 조압연
종료
온도
[℃]		 개시
온도
[℃]		 종료
온도
[℃]		 온도
[℃]		 시간
[분]
발명강A 실시예1-1 75 285 1080 1000 965 895 無 - - 권장조건
실시예1-2 25 280 1105 1030 970 910 有 875 25 권장조건
비교예1 60 255 1110 1070 930 875 무 - - 마무리압연온도 하향
발명강B 실시예2-1 45 275 1090 990 955 895 無 - - 권장조건
실시예2-2 35 290 1120 1005 960 900 有 860 15 권장조건
비교예2 65 230 1035 970 935 870 무 - - 마무리압연온도 하향
발명강C 실시예3-1 65 265 1085 1000 979 905 無 - - 권장조건
실시예3-2 30 275 1065 990 965 896 有 889 20 권장조건
비교예3 40 255 1150 1075 1050 985 무 - - 마무리압연온도 상향
발명강D 실시예4-1 30 280 1095 995 975 915 無 - - 권장조건
실시예4-2 25 260 1105 1007 980 920 有 895 15 권장조건
비교예4 25 235 1100 990 940 876 무 - - 마무리압연온도 하향
비교강E 비교예5 55 260 1090 990 925 876 무 - - 권장조건
비교강F 비교예6 45 285 1120 985 950 899 무 - - 권장조건
비교강G 비교예7 65 290 1080 990 950 905 무 - - 권장조건
비교강H 비교예8 25 275 1095 980 965 902 무 - - 권장조건
비교강I 비교예 9 30 280 1115 985 955 901 무 - - 권장조건
상기 표 2에 기재된 각각의 조건으로 강재를 제조하고, 이렇게 제조된 강재에 대하여 미세조직 상태, 결정립의 평균입경, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 샤피충격천이온도를 측정한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이 때, 미세조직은 주사전사 현미경(SEM)으로 촬영하여 확인하였고, 결정립의 평균입경은 라인측정법을 이용하여 측정하였고, 인장시험기를 사용하여 항복이 일어나는 점을 항복강도로 하였고, 네킹이 일어날 때의 강도를 인장강도로 하였다. 샤피충격천이온도는 샤피충격시험기를 이용하여 충격흡수에너지는 측정하여 연성에서 취성으로 파단이 천이할 때의 온도를 나타내었다.
강 조성 실험예 결정립
평균입경
[㎛]		 물성
YS
[Mpa]		 TS
[Mpa]		 샤피 충격 천이 온도
[℃]
발명강A 실시예 1-1 105 93 245 -45
실시예 1-2 115 90 255 -50
비교예 1 31 132 295 -35
발명강B 실시예 2-1 75 105 254 -38
실시예 2-2 80 102 245 -37
비교예 2 45 126 293 -40
발명강C 실시예 3-1 85 102 275 -37
실시예 3-2 92 98 265 -41
비교예 3 85 145 255 -28
발명강D 실시예 4-1 65 111 284 -37
실시예 4-2 67 109 290 -51
비교예 4 32 134 305 -41
비교강E 비교예 5 37 148 299 -26
비교강F 비교예 6 75 155 286 -21
비교강G 비교예 7 65 105 289 -5
비교강H 비교예 8 95 95 275 -10
비교강I 비교예 9 89 125 283 -25
상기 표 3에 있어서, 실시예 1-1, 1-2, 2-1, 2-2, 3-1, 3-2, 4-1 및 4-2는 본 발명의 강 조성 및 제조조건을 모두 충족하는 경우로서, 미세조직으로서 페라이트 단일 조직을 가지는 것을 확인하였고, 이러한 페라이트 결정립의 평균입경이 모두 50~150㎛의 범위이고, 강재의 물성이 모두 항복강도 80~120MPa 및 샤피충격천이온도 -20℃ 이하를 만족하였다.
한편, 비교예 1~4는 본 발명의 강 조성은 만족하지만 제조조건이 본 발명을 벗어나는 경우이다.
이들 중, 비교예 1, 2 및 4는 마무리 압연의 종료온도가 Ar3 미만(즉, 890℃ 미만)인 경우이고, 비교예 3은 마무리 압연의 종료온도가 너무 높은 경우이다. 이러한 비교예 1~4의 경우에는 마무리 압연 시 Nb의 변형 유기 석출이 효과적으로 일어나지 않음으로써 상부 항복점이 발현되어 항복강도가 모두 120MPa을 초과하였다.
또한, 비교예 5는 C가 본 발명에서 규정하는 함량의 상한을 초과하여, 페라이트 결정립의 평균입경이 50㎛ 이하로서 항복강도가 120MPa을 초과하였다.
비교예 6은 고용강화 원소인 Si가 본 발명에서 규정하는 함량의 상한을 초과하여, 페라이트 결정립의 평균입경은 50~150㎛ 범위이나, 항복강도가 120MPa을 초과하였다.
비교예 7은 Nb를 과다하게 첨가한 경우로서, 조대한 석출물의 형성에 의해 충격인성이 열화되어 샤피충격천이온도가 -20℃를 상회하였다.
비교예 8은 본 발명의 제조조건을 모두 충족하지만, Ti의 함량이 본 발명에서 규정하는 상한을 초과하는 경우로서, 조대한 석출물의 생성으로 인해 샤피충격천이온도가 -20℃를 상회하였다.
비교예 9는 본 발명의 제조조건을 모두 충족하지만, Ti의 함량이 본 발명에서 규정하는 하한을 미달하는 경우로서, Ti의 함량이 부족하여 자유 N(Free N)을 질화물로 석출시키기 부족하여 항복점 현상이 발현되어, 항복강도가 120MPa을 초과하였다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도가 80~120MPa인, 제진 댐퍼용 강재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    샤피 충격천이온도가 -20℃ 이하인, 제진 댐퍼용 강재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    미세조직으로서 페라이트 단일 조직을 갖는, 제진 댐퍼용 강재.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 페라이트의 결정립 평균입경은 50~150㎛ 범위인, 제진 댐퍼용 강재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 하기 관계식 1-1을 만족하는 것인, 제진 댐퍼용 강재.
    [관계식 1-1]
    0.8 ≤ Nb/Si
    (상기 관계식 1-1 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 하기 관계식 1-2를 만족하는 것인, 제진 댐퍼용 강재.
    [관계식 1-2]
    0.8 ≤ Nb/Si ≤ 150
    (상기 관계식 1-2 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 하기 관계식 1-3을 만족하는 것인, 제진 댐퍼용 강재.
    [관계식 1-3]
    0.8 ≤ (Ti+Nb)/Si
    (상기 관계식 1-3 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 중량% 함량을 의미한다.)
  8. 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 및
    가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 Ar3+110℃ 이하의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는, 제진 댐퍼용 강재의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 마무리 압연은 Ar3 이상 Tnr 이하의 온도 범위에서 행하는 것인, 제진 댐퍼용 강재의 제조방법.
  10. 제 9 항에 있어서,
    하기 관계식 1을 충족하는 것인, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    50 ≤ Tnr - Ar3
  11. 제 8 항에 있어서,
    상기 마무리 압연의 종료 온도는 890℃ 이상 970℃ 이하인, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.
  12. 제 8 항에 있어서,
    상기 마무리 압연 후 냉각하는 단계를 더 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 냉각 후에 850℃ 이상 900℃ 미만의 온도 범위에서 10~30분간 유지하는 단계를 더 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.
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