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KR102255828B1 - 구조용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

구조용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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KR102255828B1
KR102255828B1 KR1020190167594A KR20190167594A KR102255828B1 KR 102255828 B1 KR102255828 B1 KR 102255828B1 KR 1020190167594 A KR1020190167594 A KR 1020190167594A KR 20190167594 A KR20190167594 A KR 20190167594A KR 102255828 B1 KR102255828 B1 KR 102255828B1
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엄경근
문해순
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주식회사 포스코
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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.02~0.5%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.06%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.06%, Ti: 0.003~0.009%, Ca: 0.0002~0.006%, B: 0.0002~0.0005%, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하되, 하기의 관계식 1을 만족하며, 미세조직으로 페라이트가 주상이고, 펄라이트가 제2 상이며, 경질조직이 잔부인 복합조직을 포함하고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20μm 이하일 수 있다.
[관계식 1]
[N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 강재에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.

Description

구조용 강재 및 그 제조방법{Structural steel material and manufacturing method for the same}
본 발명은 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 소성 변형 후의 저온 충격인성이 우수한 구조용 노말라이징 열처리 후판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선박 또는 해양 플랜트 등의 대형 구조물에 있어서, 전체 프로젝트의 경제성을 높이기 위한 다양한 기술적 방안들이 제안되고 있다.
종래에는 기둥과 같이 곡면을 가지는 구조물을 제작하기 위하여 주로 용접이 이용되었으나, 제작 공기 및 비용 측면에서 불이익이 수반되는 문제점이 존재하였다. 이를 해결하기 위한 하나의 방안으로, 열간 또는 냉간 곡가공에 의해 곡면을 가지는 강재를 제조하는 기술이 개발되었으나, 이와 같이 소성 변형된 강재는 충격인성이 열위하여 선박 또는 해양 플랜트 등의 대형 구조물에 적합한 물성을 제공하지 못하는 기술적 난점이 존재하였다.
일반적으로 강재의 소성 변형 후 저온 충격인성이 저하되는 이유는 다음과 같다. 강재에 소성 변형이 가해지면 변형 흡수를 위해 미세조직 내에 전위(dislocation)가 발생하며, 이들 전위가 결정립계에 집적되는 현상이 발생한다. 특히, 이와 같은 현상은 강도가 낮은 페라이트 조직 내에 주로 발생하며, 전위의 발생 및 집적에 의해 강재의 강도는 증가된 상태가 된다. 이후 저온에서의 충격이 가해지는 경우, 변형 흡수 능력이 쉽게 포화되며, 조기 파단이 발생하게 된다. 또한, 소성 변형 후의 저온 충격인성을 더욱 악화시키는 요인으로, 경질상인 펄라이트 또는 잔류 오스테나이트-오스테나이트 복합상(Retained Martensite-Austenite Constituents, MA)의 형성, 전위의 움직임을 방해하는 고용 탄소(C) 및 질소(N)등의 요인을 꼽을 수 있다.
이에, 기존에는 탄소(C)의 첨가량을 줄이고 고가의 원소인 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 등을 첨가하여 강도를 확보하거나, 질소(N)의 함량을 어느 한계치 이하로 제어하기 어렵기 때문에 타타늄(Ti)을 다량 첨가하여 고용 탄소(C) 및 질소(N)를 석출시키는 기술이 사용되어 왔다. 그러나, 이와 같은 방법들은 모두 고가의 원소가 다량으로 첨가되어야 하므로 경제성 측면에서 바람직하지 않다.
특히, 노말라이징 열처리에 의해 제조되는 강재는 열변형 제어 제조법(Thermo-mechanical controlled process)에 의해 제조된 강재보다 상대적으로 조직이 조대할 뿐만 아니라, 강도 확보를 위해 상대적으로 다량의 탄소(C)가 첨가되므로, 저온에서의 충격인성, 특히 소성 변형 후의 저온 충격 인성 확보에 불리한 측면이 존재한다. 따라서, 노말라이징 열처리를 적용하고, 고가의 원소를 다량 첨가를 배제하여 경제성을 확보하되, 소성 변형 후 저온 충격인성의 저하를 효과적으로 방지 가능한 강재의 도입이 시급한 실정이다.
대한민국 공개특허공보 제10-2012-0087686호 (2012.08.07. 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면 소성 변형 후의 저온 충격인성이 우수한 구조용 노말라이징 열처리 후판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.02~0.5%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.06%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.06%, Ti: 0.003~0.009%, Ca: 0.0002~0.006%, B: 0.0002~0.0005%, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하되, 하기의 관계식 1을 만족하며, 미세조직으로 페라이트가 주상이고, 펄라이트가 제2 상이며, 경질조직이 잔부인 복합조직을 포함하고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20μm 이하일 수 있다.
[관계식 1]
[N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 강재에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 페라이트의 분율은 80면적% 이상일 수 있다.
상기 경질조직은 베이나이트, 도상 마르텐사이트, 시멘타이트 중에서 선택된 1종 이상이며, 상기 경질조직의 분율은 5면적% 이하일 수 있다.
상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 10μm 초과, 20μm 이하일 수 있다.
상기 강재는, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하되, Cu, Ni, Cr 및 Mo의 합계 함량은 하기의 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
0(wt%) < [Cu] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ≤ 0.08(wt%)
상기 관계식 2에서, [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 강재에 포함되는 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 강재의 항복강도는 310MPa 이상이고, 항복비는 0.75 이하이며, 연신율은 25% 이상일 수 있다.
상기 강재의 -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지는 200J 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.02~0.5%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.06%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.06%, Ti: 0.003~0.009%, Ca: 0.0002~0.006%, B: 0.0002~0.0005%, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하되, 하기의 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1080~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 압연 종료 온도에서 제어압연하여 중간재를 제공하는 단계; 상기 중간재를 850~950℃의 온도범위에서, 1.3*t + (10~30)분(여기서, t는 중간재의 두께(mm)를 의미함)간 노말라이징 열처리하여 최종재를 제공하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1]
[N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 슬라브에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 슬라브는, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하되, Cu, Ni, Cr 및 Mo의 합계 함량은 하기의 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
0(wt%) < [Cu] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ≤ 0.08(wt%)
상기 관계식 2에서, [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 슬라브에 포함되는 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 중간재의 두께가 25mm를 초과하는 경우, 상기 제어압연 후 5℃/s 이상의 냉각 속도로 750℃ 이하의 온도까지 가속 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면 소성 변형 후의 저온 충격인성이 우수할 뿐만 아니라, 경제성을 확보한 구조용 노말라이징 열처리 후판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다
본 발명의 효과는 이에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 아래의 설명으로부터 유추 가능한 효과를 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
본 발명은 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 합금조성 제한 이유에 대해 보다 구체적으로 설명한다. 특별히 달리 표시하지 않는 한, 합금조성과 관련된 % 및 ppm은 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.02~0.5%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.06%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.06%, Ti: 0.003~0.009%, Ca: 0.0002~0.006%, B: 0.0002~0.0005%, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
[N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 강재에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하되, Cu, Ni, Cr 및 Mo의 합계 함량은 하기의 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
0(wt%) < [Cu] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ≤ 0.08(wt%)
상기 관계식 2에서, [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 강재에 포함되는 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미하며, 해당 성분이 포함되지 않는 경우 0%를 대입한다.
탄소(C): 0.12~0.18%
탄소(C)는 가장 경제적으로 강재의 강도를 확보할 수 있는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.12% 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.12% 초과일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.125% 이상일 수 있다. 또한, 탄소(C)는, 노말라이징 열처리 강에 있어서, 펄라이트, 시멘타이트 또는 도상 마르텐사이트(MA)를 형성하여 인장강도를 확보하기 위한 원소로 사용되는 것이 일반적이지만, 본 발명에서 목적하는 소성변형 후의 저온 충격인성을 확보하기 위해서는 그 함량을 일정 범위로 제한하는 것이 바람직하다. 탄소(C) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 다량의 경질상이 생성되고, 이들 경질상은 압연재에서 띠 모양으로 존재하여 저온 충격인성을 저하시킬 수 있기 때문이다. 따라서, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.18%로 제한할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.18% 미만일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.17% 이하일 수 있다.
실리콘(Si): 0.02~0.5%
실리콘(Si)은 탈산, 탈황 및 고용 강화의 목적을 달성하기 위하여 첨가되는 원소로서, 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.02% 이상의 실리콘(Si)을 포함할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.022%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.024%일 수 있다. 반면, 실리콘(Si) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 용접성 및 저온충격 특성이 저하되고, 제조된 강판 표면이 쉽게 산화되어 산화 피막이 과도하게 형성될 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.47%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘 함량의 상한은 0.44%일 수 있다.
망간(Mn): 0.6~1.6%
망간(Mn)은 고용강화에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 강도 증가 효과를 위해 0.6% 이상의 망간(Mn)을 포함할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 0.8% 일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.0%일 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 강판 두께방향 중심부에 비금속 개재물인 MnS의 형성을 조장하여 저온 충격인성이 크게 저하될 수 있는바, 본 발명은 Mn의 상한을 1.6%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.57%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.55%일 수 있다.
고용 알루미늄(Sol.Al): 0.002~0.06%
알루미늄(Al)은 실리콘(Si) 및 망간(Mn)과 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제로 사용되는 원소이며, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.002% 이상의 알루미늄(Al)을 포함할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.005%일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 탈산 효과는 포화되는 반면, 탈산의 결과물로 생성되는 산화성 개재물 중의 Al2O3의 분율이 필요 이상으로 크게 증가하여, 산화성 개재물의 크기가 조대해질 뿐만 아니라, 정련 부하가 과도하게 발생하는 문제점이 존재한다. 따라서, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.06%로 제한할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.055%일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.05%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.001~0.05%,
니오븀(Nb)은 슬라브 재가열시 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 열간 압연시에 고온에서 기지와 정합을 이루는 탄질화물로 석출되어 재결정을 억제하므로, 최종 조직의 미세화에 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 니오븀(Nb)은 냉각 이후 변태되는 동안에도 크기가 100nm 이하인 미세한 석출물을 생성하여 강도 증가에 크게 기여하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.001% 이상의 니오븀(Nb)을 포함할 수 있다. 다만, 니오븀(Nb)이 과도하게 첨가되는 경우, 두께 방향 중심부에 조대한 석출물이 형성되기 쉬울 뿐만 아니라, 용접부의 경화능을 필요 이상으로 증가시켜 저온 충격인성을 저하시키므로, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다. 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.05% 미만일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량의 함량은 0.047% 이하일 수 있다.
바나듐(V): 0.001~0.06%
바나듐(V)은 슬라브 재가열시 거의 모두가 재고용되므로 압연시 석출 또는 고용에 의한 강화 효과에는 크게 기여하지는 않지만, 이후 템퍼링이나 용접 후 열처리 시 아주 미세한 탄질화물로 석출하여 강도를 향상시키는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.001% 이상의 바나듐(V)을 포함할 수 있다. 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.001% 초과일 수 있으며, 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.0015% 이상일 수 있다. 다만, 바나듐(V)은 고가의 원소이므로, 경제성을 고려하여 그 상한을 0.06%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량의 상한은 0.05%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.003~0.009%
티타늄(Ti)은 강 중의 질소(N)와 결합하여 나노 크기의 질화물을 형성하므로, 강 중의 고용 질소(N)량을 효과적으로 감소시키는 원소이다. 티타늄(Ti)이 첨가됨에 따라 고용 질소(N)량이 감소되며, 그에 따라 소성 변형 후의 저온 충격인성 저하를 효과적으로 억제할 수 있다. 또한, 티타늄(Ti)이 첨가됨에 따라 강재 표면에서의 크랙 발생을 효과적으로 억제할 수 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 목적 달성을 위해 0.003% 이상의 티타늄(Ti)을 포함할 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.003% 초과일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량의 하한은 0.004%일 수 있다. 반면, 티타늄(Ti)일 일정 함량을 초과하여 첨가되는 경우, 균열 개시점으로 작용하는 조대한 육각면체 형태의 TiN 석출물 분율이 증가하여 저온 충격인성이 저하되므로, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.009%로 제한할 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.009% 미만일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.008% 이하일 수 있다.
칼슘(Ca): 0.0002~0.006%
칼슘(Ca)은 비금속 개재물인 MnS의 S와 결합하여 MnS의 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 수소 균열 크랙을 억제하는 효과를 발휘한다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 목적을 달성하기 위하여 0.0002% 이상의 칼슘(Ca)을 포함할 수 있다. 바람직한 칼슘(Ca) 함량의 하한은 0.0003%일 수 있으며, 보다 바람직한 칼슘(Ca) 함량의 하한은 0.0005%일 수 있다. 다만, 칼슘(Ca)이 과다하게 첨가되는 경우, 잉여의 칼슘(Ca)은 산소(O)와 결합하여 조대한 산화성 개재물을 형성하며, 이와 같은 산화성 개재물은 이후의 압연 공정에서 연신 및 파절되어 균열 민감도를 높일 가능성이 존재한다. 따라서, 본 발명은 칼슘(Ca) 함량의 상한을 0.006%로 제한할 수 있다. 바람직한 칼슘(Ca) 함량의 상한은 0.005%일 수 있으며, 보다 바람직한 칼슘(Ca) 함량의 상한은 0.004%일 수 있다.
보론(B): 0.0002~0.0005%
보론(B)은 대표적인 경화능 항상 원소로서, 미량의 첨가만으로도 오스테나이트 결정립계에 편석되어 냉각시 페라이트의 핵생성을 강력하게 억제하는 효과가 있는 원소이다. 즉, 보론(B)이 첨가됨에 따라 페라이트 변태 개시온도가 크게 낮아지므로, 페라이트의 성장속도가 낮아지며, 그에 따라 최종 페라이트의 미세화를 효과적으로 달성할 수 있다. 또한, 본 발명은 노말라이징 열처리를 수반하므로, 노말라이징 열처리 온도에서 재생성된 오스테나이트 결정립 크기를 고려할 때, 페라이트 핵생성 억제 효과를 위한 보론(B) 함량의 최소량은 0.0002%일 수 있다. 바람직한 보론(B) 함량은 0.0003% 이상일 수 있다. 다만, 보론(B)이 일정량을 초과하여 첨가되는 경우, 경화능이 크게 증하하여 모재 뿐만 아니라 이후의 용접 열영향부에서 펄라이트 대신 베이나이트가 형성되거나, 편석대에서는 마르텐사이트가 생성될 가능성이 높아지며, 그에 따라 저온 충격인성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명은 보론(B) 함량의 상한을 0.0005%로 제한할 수 있다. 바람직한 보론(B) 함량은 0.0004% 이하일 수 있다.
질소(N): 0.001~0.006%
질소(N)는 첨가된 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti)과 함께 석출물을 형성하여 강의 결정립을 미세화시키며, 모재의 강도와 인성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 목적을 달성하기 위하여 0.001% 이상의 질소(N)를 포함할 수 있다. 바람직한 질소(N) 함량은 0.0015% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N) 함량은 0.002% 이상일 수 있다. 다만, 질소(N)가 과도하게 첨가되는 경우, 고용량이 증가하여 강재의 변형 흡수 능력이 쉽게 포화되며, 그에 따라 취성을 일으키는바, 본 발명은 질소(N) 함량의 상한을 0.006%로 제한할 수 있다. 바람직한 질소(N) 함량의 상한은 0.0055%일 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다.
또한, 본 발명은 아래의 관계식 1과 같이, 질소(N), 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 상대적인 함량 범위를 제한할 수 있다.
[관계식 1]
[N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 강재에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.
고용된 질소(N)는 전위에 고착되어 전위의 이동을 방해하며, 이로 인해 강재의 저온 충격인성이 저하될 수 있다. 따라서, 고용 질소(N)량을 저감하기 위해서는, 제강 시 질소(N) 함량을 최대한 낮출 뿐만 아니라, 질소(N)와 반응하여 석출물을 생성하는 원소인 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량을 고려하여 질소(N)의 함량을 제어해야 한다. 즉, 본 발명은 관계식 1에 의해 질소(N), 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 상대적인 함량 범위를 제한하므로, 고용 질소(N) 함량을 최적의 수준으로 제한할 수 있다. 관계식 1에 의해 도출되는 고용 질소(N) 함량은 0.001wt% 이하일 수 있으며, 보다 바람직게는 0wt% 이하일 수 있다.
인(P): 0.02% 이하
인(P)은 강의 강도 증가에 일부 기여하나, 입계 편석에 의해 저온 인성을 크게 저하시키는 원소이므로, 그 함량을 최대한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 다만, 인(P)은 불가피하게 첨가되는 불순물 원소일 뿐만 아니라, 제강 공정에서 이를 완전히 제거하는 데에는 많은 비용이 소모되므로, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있다.
황(S): 0.003% 이하
황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 강판 두게 중심부에 MnS 개재물을 생성하여 저온 충격인성을 저하시키며, 수소 유기 균열의 발생 및 전파를 조장하는 대표적인 요인으로 꼽히는 원소이다. 따라서, 강재의 저온 충격인성 및 수소 유기 균열 저항성을 확보하기 위해서는 황(S)의 함량을 가급적 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 다만, 황(S) 역시 불가피하게 첨가되는 불순물 원소일 뿐만 아니라, 제강 공정에서 이를 완전히 제거하는 데에는 많은 비용이 소모되므로, 본 발명은 황(S) 함량의 상한을 0.003% 로 제한할 수 있다. 바람직한 황(S) 함량의 상한은 0.002%일 수 있다.
구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합계 함량: 0.08% 이하
구리(Cu)는 고용 및 석출에 의해 강재의 강도를 크게 향상시킬 수 있고, 습윤 황화 수소 분위기에서 강재의 부식을 억제하는 효과가 있다. 다만, 구리(Cu)는 고가의 원소일 뿐만 아니라, 구리(Cu)가 첨가되는 경우 표면 크랙을 유발하므로, 본 발명에는 구리(Cu)를 의도적으로 첨가하지 않는다.
니켈(Ni)은 강재의 강도 증대 효과에는 크게 기여하지 않으나, 저온 충격인성의 향상에 효과적인 원소이다. 다만, 니켈(Ni)은 고가의 원소이므로, 본 발명에서는 니켈(Ni)을 의도적으로 첨가하지 않는다.
크롬(Cr)은 고용에 의한 강도 증대 효과는 작으나, 템퍼링이나 용접 후 열처리 동안의 시멘타이트 분해 속도를 느리게 하여 강도 하락을 방지하는 효과가 있는 원소이다. 다만, 크롬(Cr)은 고가의 원소이므로, 본 발명에서는 크롬(Cr)을 의도적으로 첨가하지 않는다.
몰리브덴(Mo)은 크롬(Cr)과 유사하게 템퍼링이나 용접 후 열처리 동안의 강도 하락 방지에 유효한 합금원소이며, 인(P) 등의 불순물의 입계 편석에 의한 저온 충격인성 저하 방지에 효과적으로 기여하는 원소이다. 다만, 몰리브덴(Mo) 역시 고가의 원소이므로, 본 발명에서는 크롬(Cr)을 의도적으로 첨가하지 않는다.
즉, 본 발명은 아래의 관계식 2와 같이, 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합계 함량을 0.08% 이하로 제한하여 경제성을 확보하되, 이들 성분을 제외한 다른 성분 및 공정조건의 제어를 통해 일정 수준 이상의 강도와 저온 충격인성을 동시에 확보할 수 있다. 바람직한 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합계 함량은 0.06% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합계 함량은 0.04% 이하일 수 있다. 또한, 관계식 2에서 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합계 함량을 0% 초과로 규정한 것은, 이들 성분의 의도적인 첨가를 의미하는 것은 아니며, 제강 공정에서 불가피하게 유입되는 함량을 고려한 하한이다.
[관계식 2]
0(wt%) < [Cu] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ≤ 0.08(wt%)
상기 관계식 2에서, [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 강재에 포함되는 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는 상기 성분 이외에 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 강재 제조공정에서는 원료 또는 주위의 환경으로부터 의도되지 않은 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이들을 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 성분 이외에 유효한 성분의 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는, 주상이 페라이트이고, 제2 상이 펄라이트이며, 잔부가 경질조직인 복합조직을 미세조직으로 구비할 수 있다.
주상인 페라이트의 분율은 80면적% 이상이며, 그 상한을 특별히 한정하지는 않는다. 강재의 강도 및 저온 충격인성 확보를 위해, 페라이트의 평균 결정립 크기가 20μm 이하인 것이 바람직하며, 더욱 바람직한 페라이트 평균 결정립 크기는 18μm 이하일 수 있다. 페라이트의 평균 결정립 크기 하한은 특별히 제한하지는 않으나, 본 발명의 강재는 노말라이징 열처리를 적용하여 제조되는바, 페라이트의 평균 결정립 크기는 일정 수준 이상으로 구현될 수 밖에 없다. 따라서, 본 발명의 페라이트 평균 결정립 크기는 10μm 초과일 수 있으며, 보다 바람직한 페라이트 평균 결정립 크기는 12μm 초과일 수 있다.
잔부인 경질조직은, 베이나이트, 도상 마르텐사이트, 시멘타이트 중에서 선택된 1종 이상일 수 있다. 경질조직은 강재의 강도 향상에 효과적으로 기여하지만, 강재의 저온 충격인성을 저하시키는 주요한 원인이므로, 본 발명은 경질조직의 분율을 5면적% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 경질조직의 분율 상한은 4면적%일 수 있다. 또한, 본 발명은 경질조직의 분율 하한을 특별히 제한하지는 않으나, 비 제한적인 예로서 3면적% 이상의 경질조직이 포함될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재는, 항복강도가 310MPa 이상이고, 항복비가 0.75 이상이며, 연신율이 25% 이상일 수 있으며, -40℃에서의 샤르피 충격흡수 에너지가 200J 이상일 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구조용 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.02~0.5%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.06%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.06%, Ti: 0.003~0.009%, Ca: 0.0002~0.006%, B: 0.0002~0.0005%, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하되, 하기의 관계식 1을 만족하며, 상기 슬라브는, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하되, Cu, Ni, Cr 및 Mo의 합계 함량은 하기의 관계식 2를 만족하는 슬라브를 1080~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 압연 종료 온도에서 제어압연하여 중간재를 제공하는 단계; 상기 중간재를 850~950℃의 온도범위에서, 1.3*t + (10~30)분(여기서, t는 중간재의 두께(mm)를 의미함)간 노말라이징 열처리하여 최종재를 제공하는 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 1]
[N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 슬라브에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 2]
0(wt%) < [Cu] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ≤ 0.08(wt%)
상기 관계식 2에서, [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 슬라브에 포함되는 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미한다.
슬라브 재가열
일정한 조성으로 구비되는 슬라브를 준비하여, 1080~1250℃의 온도범위에서 재가열 한다. 슬라브의 합금조성은 전술한 강재의 합금조성과 대응하므로, 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 강재의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
연속 주조 중에 슬라브 내에 형성된 탄화물 등의 재고용을 위해 슬라브 재가열 온도의 하한을 일정 범위 이상으로 제한할 수 있다. 특히, 본 발명은 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb) 등이 첨가되는바, 이들 성분의 충분한 재고용을 고려하여 슬라브 재가열 온도의 하한을 1080℃로 제한할 수 있다. 다만, 슬라브 재가열 온도가 일정 범위를 초과하는 경우, 오스테나이트 결정립이 조대하게 형성되어 최종 강재의 인장강도와 저온 충격인성 등의 기계적 물성이 크게 저하될 수 있는바, 본 발명은 슬라브 재가열 온도의 상한을 1250℃로 제한할 수 있다.
제어압연
재가열된 슬라브를 800~950℃의 압연 종료 온도에서 제어압연하여 중간재를 제공할 수 있다. 재가열된 슬라브에 대해 일반 압연을 적용하는 경우, 과도하게 고온에서 압연이 종료되어 충분한 결정립 미세화 효과를 달성할 수 없다. 또한, 과도하게 낮은 온도범위까지 제어압연을 실시하는 경우, 재고용된 니오븀(Nb) 등이 탄질화물로 석출하여 이후 노말라이징 열처리 동안의 오스테나이트 결정립 성장 억제효과가 크게 감소하게 될 뿐만 아니라, 정련 과정에서 생성된 조대 복합 개재물이 압연에 의해 작은 크기의 개재물로 분절되거나 길게 연신되어 저온 충격인성의 저하를 초래하게 된다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 사항을 고려하여, 슬라브의 압연 시 제어압연을 적용하되, 압연 종료온도를 800~950℃의 범위로 제한할 수 있다.
또한, 중간재의 두께가 25mm를 초과하는 경우, 상기 제어압연 후 5℃/s 이상의 냉각 속도로 750℃ 이하의 온도까지 가속 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다. 가속 냉각에 의해 공냉보다 빠른 냉각속도가 적용되므로, 변형에너지가 축적된 오스테나이트는 페라이트 핵생성 이후 성장이 억제되어 결과적으로 더 미세한 입도를 가지게 된다. 따라서, 최종 노말라이징 열처리 후에도 결정립 미세화 효과가 잔존하여 강도와 인성을 동시에 향상시키는 결과를 얻을 수 있다.
노말라이징 열처리
압연 완료된 중간재를 850~950℃의 온도범위에서, 1.3*t + (10~30)분(여기서, t는 중간재의 두께(mm)를 의미함)간 노말라이징 열처리하여 최종재를 제공할 수 있다. 고용 용질 원소들의 재고용에 따른 강재의 강도 확보를 위해 노말라이징 열처리 온도의 하한을 850℃로 제한할 수 있다. 또한, 결정립 성장에 따른 저온 충격인성의 저하를 방지하기 위하여 노말라이징 열처리 온도의 상한을 950℃로 제한할 수 있다. 또한, 노말라이징 열처리 시간이 과도하게 짧은 경우 조직의 균질화가 어려운 반면, 노말라이징 열처리 시간이 과도하게 장시간인 경우 생산성 측면에서 바람직하지 않은바, 본 발명은 노말라이징 열처리 시간을 1.3*t + (10~30)분(여기서, t는 중간재의 두께(mm)를 의미함)으로 제한할 수 있다.
이상의 제조방법을 통해 제조된 강재는, 주상이 페라이트이고, 제2 상이 펄라이트이며, 잔부가 경질조직인 복합조직을 미세조직으로 구비하며, 페라이트의 분율은 80면적% 이상, 경질조직의 분율은 5% 이하일 수 있다. 여기서, 경질조직은 베이나이트, 도상 마르텐사이트, 시멘타이트 중에서 선택된 1종 이상일 수 있다.
또한, 이상의 제조방법을 통해 제조된 강재는, 항복강도가 310MPa 이상이고, 항복비가 0.75 이상이며, 연신율이 25% 이상일 수 있으며, -40℃에서의 샤르피 충격흡수 에너지가 200J 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기의 표 1 및 표 2와 같은 합금조성으로 구비되는 슬라브를 준비하여, 하기의 표 3의 조건에 의해 슬라브 재가열, 제어압연 및 노말라이징 열처리를 실시하여 시편을 제조하였다.
강종 합금조성(wt%)
C Si Mn P S Sol.Al Ti Nb V B N Ca
A 0.13 0.36 1.54 0.008 0.0012 0.028 0.007 0.027 0.002 0.0003 0.0029 0.0014
B 0.15 0.27 1.24 0.011 0.0018 0.034 0.005 0.045 0.013 0.0004 0.0035 0.0015
C 0.19 0.35 1.45 0.005 0.0008 0.036 0.004 0.021 0.005 0.0003 0.0031 0.0011
D 0.12 0.17 1.55 0.021 0.0021 0.022 0.001 0.032 0.031 0.0004 0.0041 0.0015
E 0.14 0.45 1.45 0.015 0.0007 0.032 0.014 0.022 0.021 0.0005 0.0044 0.0021
F 0.15 0.35 1.22 0.005 0.0013 0.021 0.001 0.033 0.004 0 0.0032 0.0013
G 0.11 0.42 1.34 0.005 0.0003 0.016 0.001 0.027 0.028 0.0012 0.0028 0.0011
H 0.12 0.22 1.54 0.008 0.0022 0.025 0.004 0.018 0.001 0.0004 0.0052 0.0012
강종 합금조성(wt%)
Cu Ni Cr Mo [관계식 1] [관계식 2]
A 0.01 0.01 0.02 0.004 -0.0019 0.044
B 0.02 0.01 0.01 0.006 -0.0025 0.046
C 0.01 0.02 0.03 0.009 -0.0002 0.069
D 0.01 0.01 0.01 0.003 0.0006 0.033
E 0.02 0.03 0.01 0.005 -0.002 0.065
F 0.01 0.02 0.03 0.009 -0.0004 0.069
G 0.03 0.01 0.01 0.01 -0.0002 0.06
H 0.02 0.02 0.01 0.01 0.0022 0.06
시편
No.		 강종 제품
두께
(mm)		 슬라브
재가열
온도
(℃)		 압연
종료
온도
(℃)		 압연 후
냉각속도
(℃/s)		 냉각
종료
온도
(℃)		 노말라이징
온도
(℃)		 노말라이징
시간
(분)
1 A 16 1134 888 공냉 - 896 44
2 B 48 1123 855 공냉 - 893 90
3 B 65 1158 823 8℃/s 510 896 111
4 A 73 1172 1010 공냉 - 905 116
5 B 48 1138 882 공냉 - 830 88
6 C 18 1160 851 공냉 - 896 46
7 D 22 1151 825 공냉 - 894 56
8 E 35 1138 935 공냉 - 892 69
9 F 48 1169 920 공냉 - 908 89
10 G 15 1154 826 공냉 - 903 47
11 H 16 1138 855 공냉 - 901 40
각각의 시편에 대해 미세조직을 분석하고, 기계적 물성을 측정하였으며, 그 결과를 하기의 표 4에 나타내었다. 각 시편의 미세조직은 ASTM E3 규격에 따라 시편을 준비한 후 ASTM E407 규격에 의거하여 에칭을 실시하였으며, ASTM E1245 규격에 따라 미세조직의 종류와 분율 등을 분석하였다. 인장실험은 ASTM E8 규격에 따라 상온에서 실시하였으며, 샤르피 충격 흡수에너지는 ASTM E23 규격의 조건을 이용하여 -40℃에서 측정하였다. 아울러 각 시편 표면에서의 크랙 발생 여부를 관찰하였으며, 깊이 0.1mm 이상의 표면크랙이 발생한 경우를 ○로 표시하였다.
시편
No.		 미세조직 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 항복비 연신율
(%)		 충격
흡수
에너지
(J)
(@-40℃)		 표면
크랙
발생
여부
페라
이트
분율
(면적%)		 펄라
이트
분율
(면적%)		 경질
조직
분율
(면적%)		 페라이트
평균
결정립
크기
(㎛)
1 85.3 11.1 3.4 16.9 331 474 0.70 27.7 232 X
2 82.7 13.2 3.9 16.6 366 531 0.69 26.7 205 X
3 82.7 13.4 3.9 15.5 367 532 0.69 26.7 201 X
4 85.3 11.0 3.4 27.7 305 448 0.68 27.7 232 X
5 82.7 12.6 3.9 18.3 365 530 0.69 26.7 20 X
6 74.7 14.8 5.6 14.7 320 518 0.62 25.6 17 X
7 85.3 10.3 3.1 13.3 344 476 0.72 28.3 253 ○
8 84.0 11.4 3.6 18.9 319 473 0.67 27.1 22 X
9 82.7 13.1 3.9 26.3 303 468 0.65 26.7 301 ○
10 88.0 4.5 7.2 18.7 285 531 0.54 29.1 13 ○
11 86.7 9.5 3.1 24.8 305 437 0.70 28.3 25 x
표 1 내지 표 4에 나타낸 바와 같이, 본원발명이 제한하는 합금조성 및 공정조건을 만족하는 시편 1 내지 3의 경우, 본원발명이 목적하는 미세조직 및 기계적 물성을 만족하는 반면, 본원발명이 제한하는 합금조성 및 공정조건 중 어느 하나 이상을 만족하지 않는 시편 4 내지 11의 경우, 본원발명이 목적하는 미세조직 또는 기계적 물성을 만족하지 않는 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.02~0.5%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.06%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.06%, Ti: 0.003~0.009%, Ca: 0.0002~0.006%, B: 0.0002~0.0005%, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1을 만족하며, 상기 Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상의 합량은 하기의 관계식 2를 만족하고,
    미세조직으로 페라이트, 펄라이트 및 잔부 경질조직의 복합조직을 포함하고,
    상기 페라이트의 분율은 80면적% 이상이며, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20μm 이하이고,
    상기 경질조직은 베이나이트, 도상 마르텐사이트, 시멘타이트 중에서 선택된1종 이상으로, 상기 경질조직의 분율을 5면적% 이하이며,
    항복강도는 310MPa 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지는 200J 이상인, 구조용 강재.
    [관계식 1]
    [N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
    상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 강재에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.
    [관계식 2]
    0(wt%) < [Cu] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ≤ 0.08(wt%)
    상기 관계식 2에서, [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 강재에 포함되는 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미한다.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 10μm 초과, 20μm 이하인, 구조용 강재.
  5. 삭제
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복비는 0.75 이하이며, 연신율은 25% 이상인, 구조용 강재.
  7. 삭제
  8. 중량%로, C: 0.12~0.18%, Si: 0.02~0.5%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.06%, Nb: 0.001~0.05%, V: 0.001~0.06%, Ti: 0.003~0.009%, Ca: 0.0002~0.006%, B: 0.0002~0.0005%, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1을 만족하며, 상기 Cu, Ni, Cr 및 Mo 중에서 선택된 1종 이상의 합량은 하기의 관계식 2를 만족하는 슬라브를 1080~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 압연 종료 온도에서 제어압연하여 중간재를 제공하는 단계;
    상기 중간재를 850~950℃의 온도범위에서, 1.3*t + (10~30)분(여기서, t는 중간재의 두께(mm)를 의미함)간 노말라이징 열처리하여 최종재를 제공하는 단계를 포함하며,
    상기 최종재는 미세조직으로 페라이트, 펄라이트 및 잔부 경질조직의 복합조직을 포함하되,
    상기 페라이트의 분율은 80면적% 이상이고, 상기 경질조직의 분율은 5면적% 이하이며,
    상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20μm 이하이고,
    상기 경질조직은 베이나이트, 도상 마르텐사이트, 시멘타이트 중에서 선택된1종 이상이며,
    상기 최종재의 항복강도는 310MPa 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지는 200J 이상인, 구조용 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    [N] - 0.3*[Ti] - 0.1*[Nb] ≤ 0.001(wt%)
    상기 관계식 1에서, [N], [Ti] 및 [Nb]는 각각 슬라브에 포함되는 N, Ti 및 Nb의 함량(중량%)을 의미한다.
    [관계식 2]
    0(wt%) < [Cu] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ≤ 0.08(wt%)
    상기 관계식 2에서, [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각각 슬라브에 포함되는 Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함량(중량%)을 의미한다.
  9. 삭제
  10. 제8항에 있어서,
    상기 중간재의 두께가 25mm를 초과하는 경우, 상기 제어압연 후 5℃/s 이상의 냉각 속도로 750℃ 이하의 온도까지 가속 냉각하는 단계를 더 포함하는, 구조용 강재의 제조방법.
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