KR100833076B1

KR100833076B1 - 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100833076B1
Application number: KR1020060132272A
Authority: KR
Inventors: 엄경근
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-12-22
Filing date: 2006-12-22
Publication date: 2008-05-27
Anticipated expiration: 2026-12-22

Abstract

본 발명은 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강재의 표층부 조직과 내부조직을 상이하게 제어함으로써 구조용 강재에 요구되는 주요한 성질인 우수한 저온인성, 취성균열 전파정지 특성 및 낮은 항복비를 모두 충족시키는 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 일측면에 의하면, C : 0.03~0.12%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함), Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, B : 3~50ppm, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~150ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강조성을 가지고, 평균크기 5㎛ 이하의 폴리고날 페라이트상과 평균크기 10㎛ 이하의 도상 마르텐사이트로 이루어진 조직이 표층부터 5% 이상의 단면적을 점유하는 표층부와 베이나이틱 페라이트 기지에 10um 이하의 도상 마르텐사이트가 포함된 조직을 포함하는 내부의 2층 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재가 제공된다.

저온인성, 취성균열전파정지, 저항복비, 고강도, 초세립

Description

저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH AND LOW YIELD RATIO STEEL FOR STRUCTURE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND BRITTLE CRACK ARREST PROPERTY AND PRODUCING METHOD OF THE SAME}

도 1은 본 발명에서 제공하는 강재의 표층부 조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진,

도 2는 본 발명에서 제공하는 강재의 내부 조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진,

도 3은 본 발명의 제조과정 중 강판의 표층부와 내부의 온도 거동을 시간에 따라 개략적으로 도시한 그래프, 그리고,

도 4는 본 발명의 제조과정 중 냉각 및 복열 후의 표층부 조직을 급냉시켜 관찰한 사진이다.

본 발명은 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조 용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강재의 표층부 조직과 내부조직을 상이하게 제어함으로써 구조용 강재에 요구되는 주요한 성질인 우수한 저온인성, 취성균열 전파정지 특성 및 낮은 항복비를 모두 충족시키는 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

빌딩, 교량, 압력용기, 파이프 등과 같은 구조물은 상기 구조물에 적용되는 큰 하중으로 인하여 높은 강도를 가질 것이 요구되는 것이 많다. 또한, 구조물 제조시 투입되는 원가감소에 대한 지속적인 요구 등으로 인하여 강재의 총중량은 계속적으로 감소되고 있기 때문에, 상기 강재의 강도증가에 대한 요구는 거스를수 없는 대세가 되었다.

그러나, 강재의 강도가 증가할수록 강재의 저온인성 또는 취성균열전파정지 특성과 같은 성질은 저하되는 것이 일반적이기 때문에, 고강도 구조용 강재는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 취약한 것이 대부분이다. 저온인성은 극저온에서 강재가 얼마나 취성파괴를 일으키지 않는가의 척도로서 통상적으로 연성취성천이온도를 그 척도로 삼는 경우가 많은데, 저온인성이 취약할 경우에는 강재가 극한지 등에서 사용될 경우에는 강재에 쉽게 취성파괴가 일어나기 때문에 사용할 수 있는 환경이 제약될 수 밖에 없으며, 취성균열전파정지특성은 전파되는 취성균열을 얼마나 효과적으로 정지시킬 수 있는지에 대한 척도로서 취성균열전파정지특성이 우수하여야 강재의 취성파괴를 억제할 수 있다.

또한, 강재의 강도를 높일 경우 인장강도와 항복강도의 비율인 항복비(항복강도/인장강도)가 상승하는 경우가 많은데, 항복비가 상승할 경우에는 소성변형이 일어나는 시점(항복점)에서 파괴가 일어나는 시점까지의 응력차가 크지 않기 때문에, 건축물이 변형에 의해 에너지를 흡수하여 파괴를 방지할 수 있는 여유가 많지 않아, 지진등과 같은 거대 외력이 작용하였을 때 안전성을 담보하기가 어렵다.

그러므로, 구조용 강재는 저온인성과 취성균열전파정지특성 및 저항복비가 모두 우수하여야 할 필요가 있다.

강재의 저온인성을 향상시키기 위한 발명으로는 일본 특공소 58-005967호를 들 수 있다. 상기 문헌에는 강재의 성분과 압연조건을 적절히 조절함으로써 인성향상을 도모하는 방법이 기재되어 있는데, 성분계를 적절한 범위로 조절하고 2상역에서 압연을 실시함으로써 미세한 페라이트 입경을 확보하는 방식으로 저온인성을 확보하고자 하였다.

강재를 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 2상역 온도범위에서 압연할 경우 변태에 의해 생성되는 페라이트가 가공에 의해 미세화되는 가공페라이트로 되기 때문에, 강재의 인성이 향상될 수 있는 것이다.

그러나, 강재를 단순히 2상역에서 압연하는 경우에는 충분한 조직 미세화 효 과를 얻기 어려울 뿐만 아니라, 강재 전체 두께에 걸쳐서 낮은 온도범위로 압연을 실시하기 때문에 압연저항이 증가하는 등의 문제가 있을 수 있다.

또한, 강재의 취성균열전파정지특성을 향상시키기 위한 발명으로서는 일본 특개평 4-141517호에는 표층부에 초세립조직을 부여함으로써 취성균열전파정지특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 상기 기술은 오로지 취성균열전파정지특성만을 향상시키기 위한 것으로서, 표층부에 초세립조직을 형성시키는 것만으로는 인성, 연성, 취성균열전파정지특성 등과 같이 파괴에 대한 종합적인 저항을 확보하는 것은 곤란하다.

또한, 상기 일본 특개평 4-141517호에 개시된 기술은 내진성향상에 큰 효과를 가지는 저항복비등을 부여하는 기술과는 거리가 먼 기술로서, 저항복비까지 겸비한 기술은 그 개발정도가 미미한 실정이다.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 저온인성, 취성균열 전파정지 특성 및 낮은 항복비를 모두 충족시키는 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일측면에 의하면, C : 0.03~0.12%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함), Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, B : 3~50ppm, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~150ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강조성을 가지고, 평균크기 5㎛ 이하의 폴리고날 페라이트상과 평균크기 10㎛ 이하의 도상 마르텐사이트로 이루어진 조직이 표층부터 5% 이상의 단면적을 점유하는 표층부와 베이나이틱 페라이트 기지에 10um 이하의 도상 마르텐사이트가 포함된 조직을 포함하는 내부의 2층 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재가 제공된다.

이때, 상기 강재는 Cr : 0.05~1.0%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~2.0%, Cu : 0.01~1.0% 및 V : 0.005~0.3%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명의 또다른 일측면에 의하면, C : 0.03~0.12%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함), Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, B : 3~50ppm, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~150ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후 1250~1000℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 슬라브를 1℃/s 이상의 온도로 Bs이하로 냉각한 후 복열시키는 단계; 상기 복열된 슬라브를 총압하량 30% 이상으로 사상압연하여 강판으로 제조하는 단계; 및 상기 강판을 공냉 또는 수냉하는 단계;로 이루어진 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재의 제조방법이 제공된다.

이때, 상기 조압연 후 냉각은 강판 표면에서 베이나이트 점유율이 50% 이상이 되도록 하는 온도이하까지 실시되는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 강재는 Cr : 0.05~1.0%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~2.0%, Cu : 0.01~1.0% 및 V : 0.005~0.3%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종이상을 더 포함하는 것이 좋다.

본 발명의 발명자들은 강재의 조성을 적절히 제어하고, 강재의 표층부 조직과 내부조직을 상이하게 제어함으로써 상술한 본 발명의 목적을 달성할 수 있다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다. 즉, 본 발명의 특징은 적절한 강도 및 인성 등을 확보할 수 있는 합금 조성과 균열전파를 억제하고 저온인성을 향상시키며, 항복비 역시 낮은 범위로 유지할 수 있도록 표층부와 내부조직을 규정하는 것이다.

이하, 본 발명의 주요한 특징 중 하나인 강 조성을 구성하는 각 합금성분을 첨가하는 이유와 이들의 적절한 함량 범위에 대하여 우선 설명한다.

C : 0.03~0.12%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함)

본 발명에서 도상 마르텐사이트(Martensite-Austenite Constituent, MA)를 형성시키고 형성되는 도상 마르텐사이트의 크기와 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위내에서 강중에 함유될 필요가 있다. 그러나, C의 함량이 0.12%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 표층의 조립 도상 마르텐사이트의 분율이 15%를 초과하게 되며, 0.03% 이하가 되면 도상 마르텐사이트의 분율이 3% 이하가 되어 강도의 하락을 초래하므로, C의 범위를 0.03~0.12%로 한정한다. 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 용접성을 위해 C의 범위를 0.04~0.09%로 하는 것이 바람직하다.

Si : 0.01~0.8%

Si는 탈산제로 사용되며 강도 향상 효과가 있어 유용하지만, 0.8% 이상이 되면 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, 0.01% 이하가 되면 탈산 효과가 불충분하게 되어 0.01~0.8%로 한정한다. 또한, Si는 도상 마르텐사이트의 안정성을 높이므로 적은 C 함량으로도 많은 도상 마르텐사이트를 형성시킬수 있어 강도향상 및 인성향상에 도움이 된다. 보다 바람직한 Si의 범위는 0.1~0.4% 이다.

Mn : 0.3~2.5%

Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 0.3% 이상은 첨 가될 필요가 있다. 그러나, 2.5%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시키고, 본 발명에서 중요한 베이나이트 변태 개시(Bs)와 변태 종료(Bf)를 과도하게 감소시켜 열간압연이 곤란해지므로 적절한 Mn 함량은 0.3~2.5%이다.

P : 0.02% 이하

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.02%로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.01% 이하

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유하므로 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.005~0.5%

Al은 용강을 저렴하게 탈산할수 있는 원소이므로 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.5% 이상의 첨가는 연속주조시 노즐막힘을 야기하므로 0.005~0.5%로 한정한다. 또한, 고용된 Al은 도상 마르텐사이트의 형성을 조장하므로, 적은 양의 C로도 많은 도상 마르텐사이트를 형성시킬 수 있어 강도향상 및 인성향상에 도움이 된다. 따라서, Al의 범위를 0.01~0.05%로 하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.005~0.1%

Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 가장 중요한 원소이고, NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화시키는 효과가 있다. 이외에도 본 발명에서는 표층부가 이상역 온도구간 까지 복열되었을 때 생성되는 오스테나이트의 안정성을 크게 높여 낮은 속도의 냉각에서도 도상 마르텐사이트 생성을 촉진하는 역할도 한다. 따라서, Nb는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대되므로 바람직하지 않다.

B : 3~50ppm

B은 아주 저가의 첨가원소로 강력한 경화능을 나타내는 유익한 원소이다. 소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시키므로 3ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 과도하게 첨가되면, Fe23(CB)6를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키며, 저온인성도 크게 저하시킨다. 따라서, B는 3~50ppm 으로 한정한다. 또한 본발명에서 B 은 저속냉각에서도 판재 중심부 베이나이트의 형성에 크게 기여하고, 표층부의 도상 마르텐사이트의 형성을 조장하는 효과가 있다.

Ti : 0.005~0.1%

Ti의 첨가는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있으므로 그 효과가 발현되기 위해서는 0.005% 이상이 첨가되어야 하며, 0.1% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있으므로 0.005~0.1% 의 범위로 한정한다.

N : 15~150ppm

N의 첨가는 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 150ppm 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다. 다만, 15ppm 이하의 N함량 제어는 제강부하를 증가시키기 때문에 상기 N 함량의 하한은 15ppm으로 정한다.

상술한 본 발명의 유리한 강조성을 가지는 강재는 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 강재의 강도와 인성, 용접열영향부의 인성 및 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 하기의 합금원소들을 적절한 범위내로 첨가하는 것이 바람직하다. 하기 합금원소들은 1종만 첨가될 수도 있으며, 2종 이상 같이 첨가될 수도 있다.

Cr : 0.05~1.0%

Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 효과를 얻기위해서는 0.05% 이상의 첨가가 필요하며, 1.0% 이상의 첨가는 용접성을 크게 저하시키므로 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 비교적 낮은 냉각속도에서도 안정적인 도상 마르텐사이트를 얻기 위해서는 0.2~0.5%의 범위로 첨가하는 것이 보 다 바람직하다.

Mo : 0.01~1.0%

Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.01% 이상의 첨가가 필요하나, 1.0% 이상의 첨가는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하므로 1.0% 이하로 첨가하는 것이 유리하다. 본 발명에서는 표층부 및 중심부의 인장강도의 확보를 위해 도상 마르텐사이트를 적절한 범위로 형성시키기 위해서는 0.02~0.2% 의 범위로 한정하는 것이 보다 바람직하다.

Ni : 0.01~2.0%

Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬수 있는 거의 유일한 원소이며, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 하며, Ni 은 고가의 원소이므로 2.0% 이상의 첨가는 경제성이 저하된다. 또한, 용접성도 열화된다.

Cu : 0.01~1.0%

Cu 는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 하며, 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

V : 0.005~0.3%

V 은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있어 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.3% 이상의 과도한 첨가는 인성을 저하시키므로 0.005~0.3% 로 한정한다.

상술한 조성을 가지는 본 발명의 강재는 종래의 강재보다 소입성이 향상된 강재로서, 급격한 수냉 등을 실시하지 않아도 목적하는 조직을 강재 내부에 형성시킬 수 있는 조건을 가지는 강재이다. 다만, 강재의 소입성이 향상되어 내부에 경질조직이 용이하게 형성될 경우에는 저온인성 및 취성균열전파정지특성이 악화되는 경우가 대부분인데, 본 발명에서는 상기 강재의 바람직한 조직형태를 다음과 같이 규정함으로써 강재의 소입성이 향상되더라도 저온인성과 취성균열전파정지특성이 악화되는 것을 방지할 뿐만 아니라 저항복비를 용이하게 구현할 수 있도록 한다.

본 발명 강재의 조직은 표층부와 내부의 조직이 상이한 2원적인 조직구조를 가지는 것을 가장 큰 특징으로 하므로, 강재의 조직을 표층부와 내부로 나누어서 설명한다.

표층부 : 평균크기 5㎛ 이하의 폴리고날 페라이트상과 평균크기 10㎛ 이하의 도상 마르텐사이트로 이루어진 조직

강재 표층부는 도 1에 나타낸 바와 같이 평균크기 5㎛ 이하인 초세립 폴리고 날 페라이트와 평균크기 10㎛ 이하의 도상 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 여기서는 폴리고날 페라이트와 도상 마르텐사이트로 이루어진다는 말은 조직이 주로 폴리고날 페라이트와 도상 마르텐사이트를 포함하며 이들의 분율의 합계가 98% 이상이 된다는 것을 의미한다. 즉, 본 발명에서 표층부라 함은 상술한 바와 같은 조직을 가지는 부위로서 표면부터 전체 두께의 5% 이상을 점유하는 부위를 말한다. 즉, 대부분의 균열은 표층에서 발생되어 전파되는데 표층부에 초세립 페라이트를 형성시킴으로써 균열이 전파되는 것을 억제하여 취성균열전파정지 특성을 향상시킬 뿐만 아니라, 강재의 취성-연성천이온도(Ductile Brittle Transient Temperature, DBTT)를 낮추어 강재의 저온인성을 향상시키는 역할을 한다. 또한, 미세한 도상 마르텐사이트는 미세한 결정립으로 인하여 강재의 인성은 열화시키지 않으면서 강재의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명의 표층부에 포함되는 도상 마르텐사이트는 그 면적분율로 3~15% 포함되는 것이 바람직하다. 그 분율이 부족하면 인장강도가 낮아서 불리하며, 반대로 분율이 과다하면 인성이 저하된다. 상기 도상 마르텐사이트의 크기가 10㎛를 초과할 경우에도 인성저하가 우려된다.

내부 : 베이나이틱 페라이트 기지에 10um 이하의 도상 마르텐사이트가 포함된 조직

본 발명에서는 강재의 강도를 확보하기 위하여 상기 표층부를 제외한 영역(내부)의 조직을 도 2에 도시한 바와 같이 베이나이틱 페라이트 기지에 도상 마르텐사이트가 포함된 조직으로 한정한다. 베이나이틱 페라이트와 도상 마르텐사이트 는 경질 조직으로서 강재의 강도확보에 유리할 뿐만 아니라, 강재의 인성에 큰 악영향을 미치지 않는 조직이기 때문에 강도와 인성을 동시에 확보하기에 유리하다. 본 발명의 내부에 포함되는 도상 마르텐사이트는 그 면적분율로 3~15% 포함되는 것이 바람직하다. 그 분율이 부족하면 인장강도가 낮아서 불리하며, 반대로 분율이 과다하면 인성이 저하된다. 상기 도상 마르텐사이트의 크기가 10㎛를 초과할 경우에도 인성저하가 우려된다

이하에서는 상기와 같은 유리한 본 발명의 강재를 제조하는 방법을 설명한다.

본 발명의 강재 제조과정은 슬라브 재가열 - 조압연 - 조압연후 강재 냉각 - 사상압연 - 냉각의 과정으로 이루어져 있으며, 각 과정별 상세한 조건을 아래와 같다.

슬라브 재가열 온도 : 1000~1250℃

본 발명의 강판의 재가열에 있어서 가열온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1000℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도는 1250℃ 이하인 것이 바람직하다.

조압연 온도 : 1250~1000℃

재가열된 강판은 그 형상의 조정을 위해 가열후에 조압연을 실시한다. 압연 온도는 1250~1000℃에서 이루어지며, 압연에 의해 주조중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직이 파괴된다. 또한, 오스테나이트의 크기를 작게하는 효과도 얻을 수 있다.

조압연 후 냉각 조건 : 1℃/s 이상의 온도로 Bs이하로 냉각한 후 복열

상기 냉각조건은 본 발명의 주요한 특징 중의 하나로서, 본 발명의 표면부 초세립 조직을 얻기 위해서는 조압연 후의 강판을 1℃/s 이상의 냉각속도로 수냉시켜서 표층부 5% 이상의 영역을 Bs(베이나이트 변태가 시작되는 온도를 의미함) 이하로 냉각시켜 일정량이상의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 형성시킬 필요가 있다. 이때 도 3에 시간의 흐름에 따라 강판 표층부와 내부의 온도 변화추이를 도시한 바와 같이 강판의 중심부는 Ar3 온도 이상이어야 한다. 냉각이 끝나면, 판재 중심부의 현열에 의해 표층부가 다시 복열되어 Ac1 이상의 온도로 되고, 그 결과 표층부는 도 4에 나타낸 바와 같이 베이나이트 또는 마르텐사이트 입계에 오스테나이트상이 분포한 조직을 가지게 되며, 중심부는 전부 오스테나이트 조직을 갖게 되는 것이다. 상기 냉각시 표층부에 형성되는 베이나이트 또는 마르텐사이트는 전체 조직 중 면적비율로 50% 이상인 것이 바람직하다.

사상압연 조건 : 총압하량 30% 이상

상기 복열 후 총압하량 30% 이상으로 압연하게 되면, 베이나이트 또는 마르텐사이트상은 가공경화되고 상기 가공 및 이후의 냉각동안 초세립 페라이트로 재결정되어 5㎛ 이하의 초세립 조직이 생긴다. 입계에 존재하는 오스테나이트는 압연에 의해 작은 크기로 분절되고 과포화된 C로 인해 이후의 냉각동안 도상 마르텐사이트로 잔존하게 된다. 중심부는 압연에 의해 오스테나이트가 가공경화되며 이후의 냉각에 의해 베이니틱 페라이트와 입내의 도상 마르텐사이트로 구성된 그래뉼라 베이나이트 조직으로 변태하게 된다.

최종 냉각 : 공냉 또는 수냉

마무리 압연이 끝난 후에 냉각되는 동안 재결정된 페라이트의 결정립 성장을 억제하며 또한, 잔여 오스테나이트가 펄라이트 또는 시멘타이트로 변태되는 것을 억제하기 위해 강판을 수냉하여 가속냉각시키는 것이 바람직하며, 강재의 경화능이 충분하기 때문에 공냉을 실시하여도 본 발명에서 목적하는 조직을 얻을 수 있다.

종합하면, 본 발명의 강재 제조방법은 상술한 조성을 가진 강슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 가열한 후, 1250~1000℃의 온도범위에서 조압연하고, 1℃/s 이상의 냉각조건을 Bs 이하의 온도로 냉각한 후 냉각정지하여 복열시킨 후 총압하량 30% 이상으로 사상압연하고 냉각하는 것을 특징으로 한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명의 일태양을 예시하여 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

강종	강조성															Bs	B50	Bf
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Ti	Nb	B	N	Ni	Cu	Cr	Mo	V	Bs
발명강A	0.04	0.2	1.7	0.013	0.002	0.015	0.01	0.03	6	35						624.2	564.2	504.2
발명강B	0.11	0.4	1.5	0.013	0.005	0.032	0.014	0.02	15	55						560.3	500.3	440.3
발명강C	0.087	0.2	1.4	0.012	0.002	0.013	0.02	0.08	40	42						575.5	515.5	455.5
발명강D	0.1	0.3	1.4	0.013	0.002	0.013	0.02	0.04	8	42	0.21					613.2	553.2	493.2
발명강E	0.072	0.2	1.4	0.013	0.002	0.013	0.02	0.03	15	42		0.32				570.6	510.6	450.6
발명강F	0.086	0.3	1.4	0.013	0.003	0.013	0.02	0.06	20	42			0.24			559.0	499.0	439.0
발명강G	0.09	0.4	1.6	0.013	0.002	0.013	0.02	0.04	16	42				0.11		547.6	487.6	427.6
발명강H	0.071	0.3	1.4	0.013	0.002	0.013	0.02	0.01	14	42					0.02	586.8	526.8	466.8
비교강I	0.01	0.2	1.5	0.014	0.003	0.034	0.012	0.03	20	32						587.3	527.3	467.3
비교강J	0.19	0.3	0.8	0.013	0.001	0.038	0.013	0.04	24	28						601.7	541.7	481.7
비교강K	0.09	0.4	1.2	0.013	0.005	0.024	0.01	0.00	14	26						599.7	539.7	479.7
비교강L	0.079	0.2	1.4	0.015	0.009	0.043	0.09	0.04	1	43						675.7	615.7	555.7
비교강M	0.1	0.3	1.2	0.015	0.003	0.043	0.012	0.02	60	35						590.0	530.0	470.0

단, 상기 표 1에서 B와 N의 함량단위는 ppm을, 나머지 원소의 함량단위는 중량%를 나타낸다. 또한, B50은 각 강조성에 해당되는 강재 중 베이나이트의 분율이 50% 이상 생성되는 온도를 나타낸다.

표 1에서 발명강은 본 발명의 성분조건을 충족하는 것을 나타내는 것이며, 비교강은 본 발명에서 규정하는 성분조건에서 벗어나는 성분계를 나타내는 것인데, 상기 비교강I는 C 함량이 본 발명에서 규정하는 범위 미만인 경우를, 비교강J는 C 함량이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하는 경우를, 비교강K는 Nb함량이 기준치에 미달되는 경우를, 비교강L은 B함량이 낮은 경우를, 비교강M은 B함량이 과다한 경우를 나타낸다.

		조압연 조건			냉각조건			사상압연 조건			압연종료후 냉각조건
		슬라브 두께	재가열 추출 온도	조압연 종료 온도	냉각 개시 소재 두께	냉각 속도	냉각 종료 온도	압연 개시 온도	압연 종료 온도	사상 압연 누적 압하량	냉각 속도	압연 종료 온도
발명강A	발명예1	244	1065	985	130	6.0	393	830	865	46	공냉
	발명예2	244	1080	1000	70	5.0	479	760	738	65	5.0	555
	발명예3	220	1120	1040	120	4.0	453	779	764	58	2.0	612
	비교예1	244	1110	1030	100	공냉	544	529	519	35	공냉	공냉
	비교예2	220	1050	970	80	4.0	418	506	586	56	2.0	480
	비교예3	220	1050	970	70	5.0	514	800	785	15	4.0	610
발명강B	발명예1	244	1070	990	130	6.0	342	846	881	46	공냉
	발명예2	244	1075	995	70	6.0	414	776	754	65	6.0	534
	발명예3	220	1110	1030	120	5.0	378	808	793	58	2.0	642
	비교예1	244	1105	1025	100	공냉	493	478	468	35	공냉	460
	비교예2	220	1060	980	80	3.0	392	480	560	56	2.0	480
	비교예3	220	1060	980	70	5.0	463	762	747	15	3.0	610
발명강C	발명예1	244	1080	1000	120	6.0	372	827	862	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	480	741	719	65	8.0	467
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	416	787	772	58	2.0	614
	비교예1	244	1100	1020	100	공냉	511	496	486	35	공냉	460
	비교예2	220	1055	975	70	2.0	440	517	597	56	2.0	480
	비교예3	220	1055	975	70	6.0	474	769	754	15	3.0	610
발명강D	발명예1	244	1080	1000	120	7.0	383	842	877	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	515	739	717	65	8.0	465
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	451	781	766	58	2.0	609
	비교예1	244	1100	1020	100	공냉	546	531	521	35	공냉	460
	비교예2	220	1055	975	70	2.0	475	552	632	56	2.0	480
	비교예3	220	1055	975	70	6.0	509	766	751	15	3.0	610
발명강E	발명예1	244	1080	1000	120	7.0	343	856	891	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	475	741	719	65	8.0	467
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	411	787	772	58	2.0	615
	비교예1	244	1100	1020	100	공냉	506	491	481	35	공냉	460
	비교예2	220	1055	975	70	2.0	435	512	592	56	2.0	480
	비교예3	220	1055	975	70	6.0	469	770	755	15	3.0	610
발명강F	발명예1	244	1080	1000	120	8.0	307	893	928	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	463	742	720	65	8.0	468
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	399	789	774	58	3.0	538
	비교예1	244	1100	1020	100	공냉	494	479	469	35	공냉	460
	비교예2	220	1055	975	70	2.0	423	500	580	56	2.0	480
	비교예3	220	1055	975	70	6.0	457	771	756	15	3.0	610
발명강G	발명예1	244	1080	1000	120	6.0	344	836	871	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	452	742	720	65	8.0	468
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	388	791	776	58	2.0	619
	비교예1	244	1100	1020	100	공냉	483	468	458	35	공냉	460
	비교예2	220	1055	975	70	2.0	412	489	569	56	2.0	480
	비교예3	220	1055	975	70	6.0	446	772	757	15	3.0	610

발명강H	발명예1	244	1080	1000	120	8.0	335	879	914	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	491	740	718	65	8.0	466
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	427	785	770	58	2.0	612
	비교예1	244	1100	1020	100	공냉	522	507	497	35	공냉	460
	비교예2	220	1055	975	70	2.0	451	528	608	56	2.0	480
	비교예3	220	1055	975	70	6.0	485	768	753	15	3.0	610
비교강I	발명예1	244	1080	1000	120	8.0	431	843	878	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	509	740	718	65	5.0	560
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	477	778	763	58	2.0	606
	비교예1	244	1100	1020	100	공냉	522	507	497	35	공냉	460
	비교예2	220	1055	975	70	2.0	451	528	608	56	2.0	480
	비교예3	220	1055	975	70	6.0	485	768	753	15	3.0	610
비교강J	발명예1	244	1080	1000	120	8.0	446	839	874	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	524	739	717	65	5.0	560
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	492	776	761	58	2.0	604
비교강K	발명예1	244	1080	1000	120	8.0	444	840	875	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	522	739	717	65	6.0	528
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	490	777	762	58	3.0	525
비교강L	발명예1	244	1080	1000	120	8.0	520	822	857	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	598	737	715	65	8.0	463
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	566	769	754	58	2.0	596
비교강M	발명예1	244	1080	1000	120	8.0	434	843	878	46	공냉
	발명예2	244	1070	990	60	3.0	512	739	717	65	5.0	560
	발명예3	220	1120	1040	125	4.0	480	778	763	58	1.0	684

상기, 표 2에서 알 수 있듯이, 각 강종별로 6개의 제조패턴에 따라 강판을 제조하였다. 발명예1 내지 발명예3은 본 발명에서 규정하는 패턴대로 제조한 경우를 나타내는 반면, 비교예1 내지 비교예3은 본 발명에서 규정하는 패턴에서 벗어난 패턴으로 제조한 경우를 나타낸다. 보다 상세히 설명하면, 비교예1은 조압연 후 공냉을 실시하였으며, 본 발명에서 규정하는 온도보다 낮은 온도에서 사상압연을 개시한 경우를 나타내며, 비교예2는 다른 조건은 본 발명에서 규정하는 조건을 충족하나 조압연 후 냉각정지온도가 너무 낮아서 압연개시온도가 과다하게 낮은 경우를 의미하며, 비교예3은 압연량이 부족한 경우를 나타낸다.

상기 각 강종별로 압연한 강재의 물성을 시험한 결과를 표 3에 기재하였다.

단, 여기서 FGS(Ferrite Grain Size)는 페라이트 결정립 크기(㎛)를, YS는 항복강도(MPa)를, TS는 인장강도(MPa)를, YR은 항복비를, DBTT는 연성취성천이온도(℃)를 나타낸다. 또한, 상기 ESSO는 취성균열전파정지 특성을 나타내는 척도로서, 상기 온도가 낮을수록 저온에서 취성균열 전파를 억제할 수 있다는 것을 나타낸다.

상기 표 3의 결과로부터 알 수 있듯이, 조압연 후 공냉을 실시하였으며, 본 발명에서 규정하는 온도보다 낮은 온도에서 사상압연을 개시한 경우인 비교예1의 경우는 강판의 표층부에 초세립 조직이 형성되지 않아, DBTT와 ESSO가 나쁜 결과를 나타내며, 조압연 후 냉각정지온도가 너무 낮아서 압연개시온도가 과다하게 낮은 경우인 비교예2는 압연자체가 곤란할 뿐만 아니라, 압연된다하더라도 전체가 베이나이트 조직으로 변화되어 항복비가 높고, 인성과 취성균열전파정지특성이 나쁘다. 또한, 압연량이 부족한 경우인 비교예3은 표면에 조대한 페라이트가 형성되어 인성과 취성균열전파정지특성을 확보하기 곤란하다.

또한, 비록 본 발명에서 규정하는 조건대로 압연하였다 하더라도, 강조성에 있어서 탄소함량이 낮은 비교강I의 경우는 MA 분율이 부족하여 충분한 인장강도를 얻기 어렵고, 그에 따라 YR이 높아진다. 또한, 탄소함량이 과다하게 높은 비교강J의 경우는 MA 분율이 과다하여 인성이 열악하다. 비교강K는 Nb함량이 부족한 경우인데, 최종냉각시 생성되는 MA 분율이 감소하여 인장강도가 감소하고, YR이 증가한다. 비교강L은 B가 부족한 경우인데, B 함량이 부족하면 강재의 경화능이 부족해 지기 때문에 Nb가 부족한 경우와 마찬가지로 최종냉각시 생성되는 MA 분율이 감소하여 인장강도가 감소하고, YR이 증가한다. 비교강M은 B에 의한 경화능은 충분히 확보되나 과도한 B함량은 조대한 BN 등의 화합물을 형성하여 인성을 열화시킨다.

앞에서 살펴본 바와 같이, 본 발명에 의할 경우에는 저온인성, 취성균열 전파정지 특성 및 낮은 항복비를 모두 충족시키는 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims

C : 0.03~0.12%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함), Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, B : 3~50ppm, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~150ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강조성을 가지고, 평균크기 10㎛ 이하의 도상 마르텐사이트 3~15%(면적분율)와 나머지 평균크기 5㎛ 이하의 폴리고날 페라이트상으로 이루어진 조직이 표층부터 5% 이상의 단면적을 점유하는 표층부와 베이나이틱 페라이트 기지에 평균크기 10㎛ 이하의 도상 마르텐사이트 3~15%(면적분율)가 포함된 조직을 포함하는 내부의 2층 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재.
제 1 항에 있어서, 상기 강재는 Cr : 0.05~1.0%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~2.0%, Cu : 0.01~1.0% 및 V : 0.005~0.3%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재.
삭제
C : 0.03~0.12%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함), Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, B : 3~50ppm, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~150ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후 1250~1000℃의 온도에서 조압연하는 단계;

상기 조압연된 슬라브를 1℃/s 이상의 온도로 Bs이하로 냉각한 후 복열시키는 단계;

상기 복열된 슬라브를 총압하량 30% 이상으로 사상압연하여 강판으로 제조하는 단계; 및

상기 강판을 공냉 또는 수냉하는 단계;

로 이루어진 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재의 제조방법.
제 4 항에 있어서, 상기 조압연 후 냉각은 강판 표면에서 베이나이트 점유율이 50% 이상이 되도록 하는 온도이하까지 실시되는 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재의 제조방법.
제 4 항 또는 제 5 항에 있어서, 상기 강재는 Cr : 0.05~1.0%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~2.0%, Cu : 0.01~1.0% 및 V : 0.005~0.3%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도 저항복비 구조용 강재의 제조방법.