KR20160063168A

KR20160063168A - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160063168A
Application number: KR1020140166855A
Authority: KR
Inventors: 현영민; 김종호; 신경진
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2014-11-26
Filing date: 2014-11-26
Publication date: 2016-06-03

Abstract

합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 강도 및 저온에서의 충격흡수에너지를 균형적으로 확보할 수 있는 건축 구조용 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.1 ~ 0.2%, Si : 0.4 ~ 0.6%, Mn : 1.4 ~ 1.6%, P : 0.05％ 이하, S : 0.05% 이하, Ni : 0.4 ~ 0.6%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, V : 0.04 ~ 0.06% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며, 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pealite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 페라이트 조직의 평균 직경은 10 ~ 15㎛를 갖는 특징으로 한다.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 강도 및 저온에서의 충격흡수에너지를 균형적으로 확보할 수 있는 건축 구조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로, 고장력 강재를 제조하는 공정은 슬라브(slab)의 각 성분 및 석출물을 재고용시키는 재가열 공정(Reheating), 고온에서 최종두께로 압연하는 열간압연(Hot-rolling) 및 냉각(Cooling) 단계로 구분될 수 있다.

이때, 고장력 강재를 제조하기 위해 제어 압연을 실시하되, 마무리 열간압연온도를 하향 관리하여 미세조직 및 기계적 물성을 보장하였지만, 이러한 제어압연은 결국 샌상선을 저하시키는 요인으로 작용하였다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2004-0075971호(2004.08.30 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 고강도 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.

본 발명의 목적은 합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 강도 및 저온에서의 충격흡수에너지를 균형적으로 확보할 수 있는 건축 구조용 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 600 ~ 720MPa, 항복점(YP) : 460MPa 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 건축 구조용 강재를 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.1 ~ 0.2%, Si : 0.4 ~ 0.6%, Mn : 1.4 ~ 1.6%, P : 0.05％ 이하, S : 0.05% 이하, Ni : 0.4 ~ 0.6%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, V : 0.04 ~ 0.06% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1100 ~ 1200℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 880 ㅁ 20℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; (c) 상기 마무리 열간압연된 강을 1차 냉각하는 단계; (d) 상기 1차 냉각된 강을 900 ~ 950℃에서 1 ~ 3시간 동안 노멀라이징 열처리하는 단계; 및 (e) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.1 ~ 0.2%, Si : 0.4 ~ 0.6%, Mn : 1.4 ~ 1.6%, P : 0.05％ 이하, S : 0.05% 이하, Ni : 0.4 ~ 0.6%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, V : 0.04 ~ 0.06% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며, 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pealite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 페라이트 조직의 평균 직경은 10 ~ 15㎛를 갖는 특징으로 한다.

본 발명에 따른 건축 구조용 강재 및 그 제조 방법은 석출경화형 원소인 바나듐(V)의 첨가를 통해 열간압연 및 노멀라이징 열처리 이후, 조직의 성장을 억제하여 보다 미세한 조직을 가지오며, 페라이트 내의 V(C, N) 석출물이 페라이트의 강도를 향상시킬 수 있음과 더불어, 2차 냉각시 공냉보다 느린 서냉을 실시하는데 기인하여 저온변태조직의 형성이 최대한 억제되어 저온 충격 인성을 향상시킬 수 있다.

이 결과, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pealite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 페라이트 조직의 평균 직경은 10 ~ 15㎛를 갖고, 인장강도(TS) : 600 ~ 720MPa, 항복점(YP) : 460MPa 이상, 연신율(EL) : 20% 이상, 항복비(YR) : 75% 이하 및 -20℃에서의 충격흡수에너지 : 40J 이상을 갖는다.

또한, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 베이나이트(bainite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 중 1종 이상의 저온변태조직을 더 포함하되, 저온변태조직은 단면면적율로 1% 이하를 갖는데, 이는 서냉을 실시하는 것을 통해 저온변태조직의 형성을 최대한 억제하였기 때문이다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 비교예 2에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 실시예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

강재

본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 600 ~ 720MPa, 항복점(YP) : 460MPa 이상, 연신율(EL) : 20% 이상, 항복비(YR) : 75% 이하 및 -20℃에서의 충격흡수에너지 : 40J 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.1 ~ 0.2%, Si : 0.4 ~ 0.6%, Mn : 1.4 ~ 1.6%, P : 0.05％ 이하, S : 0.05% 이하, Ni : 0.4 ~ 0.6%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, V : 0.04 ~ 0.06% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성된다.

이때, 상기 강재는 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pealite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 페라이트 조직의 평균 직경은 10 ~ 15㎛를 갖는 것이 바람직하다.

또한, 상기 강재는 베이나이트(bainite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 중 1종 이상의 저온변태조직을 더 포함하되, 저온변태조직은 단면면적율로 1% 이하를 갖는다.

이하, 본 발명에 따른 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

본 발명에서 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.2 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘은 고용강화 효과를 갖는다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.4 ~ 0.6 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.4 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.6 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 강 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, Ar₃점을 낮추어 제어압연 온도 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.4 ~ 1.6 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.4 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.6 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

인(P), 황(S)

인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 저온 충격인성을 저하시키는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.05 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.05 중량% 이하로 제한하였다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성 개선에 유효한 원소이다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.4 ~ 0.6 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.4 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.6 중량%를 초과할 경우에는 강판의 가공성을 저하시키며, 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.05 ~ 0.15 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.15 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 V(C,N) 석출물의 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키며, 노멀라이징 열처리 후 조직 미세화에 기여한다.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.04 ~ 0.06 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.04 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

강재 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간 압연 단계(S120), 1차 냉각 단계(S130), 노멀라이징 열처리 단계(S140) 및 2차 냉각 단계(S150)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 실시하는 것이 더 바람직하다.

이때, 본 발명에 따른 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브는 중량%로, C : 0.1 ~ 0.2%, Si : 0.4 ~ 0.6%, Mn : 1.4 ~ 1.6%, P : 0.05％ 이하, S : 0.05% 이하, Ni : 0.4 ~ 0.6%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, V : 0.04 ~ 0.06% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성된다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 조성을 갖는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1100 ~ 1200℃로 재가열한다. 여기서, 상기 강 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 연속주조공정을 통해 확보한 강 슬라브를 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용한다.

본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1100℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, V계 석출물인 VC, VN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강재의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

열간 압연

열간 압연 단계(S120)에서는 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 880 ㅁ 20℃ 조건으로 마무리 열간압연한다.

이때, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 860℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 900℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.

본 단계에서, 열간 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 60 ~ 70%가 되도록 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 열간 압연의 누적압하율이 60% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 열간 압연의 누적압하율이 70%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.

1차 냉각

1차 냉각 단계(S130)에서는 마무리 열간압연된 강을 1차 냉각한다. 여기서, 1차 냉각은 상온까지 자연 냉각 방식으로 수행되는 공냉이 이용될 수 있다. 이때, 상온은 1 ~ 40℃일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.

본 단계에서, 1차 냉각 속도는 1 ~ 5℃/sec로 실시될 수 있으나, 이에 한정될 필요는 없다. 1차 냉각 속도가 1℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 1차 냉각 속도가 5℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 경제성이 저하될 수 있다.

노멀라이징 열처리

노멀라이징 열처리 단계(S140)에서는 1차 냉각된 판재를 900 ~ 950℃에서 1 ~ 3시간 동안 노멀라이징 열처리한다.

이때, 노멀라이징 열처리 온도가 900℃ 미만일 경우에는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노멀라이징 열처리 온도가 950℃를 초과할 경우에는 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 저해하는 문제가 있다.

본 단계에서, 노멀라이징 열처리 시간은 1 ~ 3시간을 범위를 벗어날 경우에는 잔류 응력의 제거가 용이하지 못하므로, 노멀라이징 열처리 시간은 1 ~ 3시간의 범위로 엄격히 제한하는 것이 적절하다.

2차 냉각

2차 냉각 단계(S150)에서는 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각한다.

본 단계에서, 노멀라이징 열처리 단계(S140) 이후 최종 미세조직의 변태, 크기 및 형상을 조정하기 위해 2차 냉각속도를 공냉 보다 느린 0.25 ~ 0.40℃/sec의 속도로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 2차 냉각속도가 0.40℃/sec를 벗어날 경우에는 저온변태조직이 페라이트의 입계에 다량 형성되거나, 그 형상이 날카롭게 형성되는데 기인하여 저온에서의 충격흡수에너지 값이 낮아지는 문제를 야기할 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S150)으로 제조되는 강재는 석출경화형 원소인 바나듐(V)의 첨가를 통해 열간압연 및 노멀라이징 열처리 이후, 조직의 성장을 억제하여 보다 미세한 조직을 가지오며, 페라이트 내의 V(C, N) 석출물이 페라이트의 강도를 향상시킬 수 있음과 더불어, 2차 냉각시 공냉보다 느린 서냉을 실시하는데 기인하여 저온변태조직의 형성이 최대한 억제되어 저온 충격 인성을 향상시킬 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1에 기재된 조성과 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편을 제조하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2]

2. 기계적 물성 평가

표 3은 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 3]

표 1 내지 표 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들은 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 600 ~ 720MPa, 항복점(YP) : 460MPa 이상, 연신율(EL) : 20% 이상 및 항복비(YR) : 75% 이하를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

특히, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들 모두 -20℃에서의 충격흡수에너지가 40J 이상을 갖는 것을 알 수 있으며, -40℃에서의 충격흡수에너지도 40 ~ 48J로 측정되었다.

반면, 비교예 1에 따른 시편의 경우에는 대부분의 물성은 본 발명에서 제시하는 목표값을 만족하기는 하였으나, 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 바나듐(V)이 첨가되지 않으며, 2차 냉각속도를 2.0℃/sec의 속도로 실시한데 기인하여 인장강도(TS) 및 항복점(YP)이 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 2차 냉각속도를 1.5℃/sec의 속도로 실시하는 비교예 2에 따른 시편의 경우에는 인장강도는 735MPa로 상당히 높은 값으로 측정되었으나, 항복점이 목표값에 미달하였으며, -20℃에서의 충격흡수에너지가 목표값에 미달하는 23J에 불과하였다.

한편, 도 2는 비교예 2에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 실시예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.

도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 비교예 1 및 실시예 1에 따른 시편들 모두 페라이트 및 펄라이트를 주 상으로 하고, 일부의 저온변태조직이 생성된 것을 확인할 수 있다. 이때, 저온변태조직은 베이나이트(bainite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 중 1종 이상인 것을 확인하였다.

다만, 비교예 2에 따른 시편의 경우, 2차 냉각속도를 1.5℃/sec의 속도로 실시하는데 기인하여 페라이트의 평균 직경이 17.6㎛의 크기를 갖는 것을 확인하였으며, 저온변태조직이 페라이트의 입계에 다량 형성된 것을 확인할 수 있다. 이와 같이, 페라이트의 입계에 저온변태조직이 다량 형성되거나, 그 형상이 날카로울 경우 충격흡수에너지 값이 낮아지는 경향이 있는 것으로 파악된다.

반면, 실시예 1에 따른 시편의 경우에는 바나듐의 첨가를 통해 열간압연 및 노멀라이징 열처리 이후, 조직의 성장을 억제하여 보다 미세한 조직을 가지오며, 페라이트 내의 V(C, N) 석출물이 페라이트의 강도를 향상시키는 효과를 가져온 것으로 파악된다.

특히, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 2차 냉각속도를 0.25℃/sec의 속도로 서냉을 실시하는데 기인하여, 저온변태조직의 형성이 최대한 억제되어 -20℃의 저온 충격흡수에너지 값이 목표값을 충족하는 60J로 측정되었으며, 페라이트 조직의 평균 직경이 12.6㎛의 크기를 갖는 것을 확인하였다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간 압연 단계
S130 : 1차 냉각 단계
S140 : 노멀라이징 열처리 단계
S150 : 2차 냉각 단계

Claims

(a) 중량%로, C : 0.1 ~ 0.2%, Si : 0.4 ~ 0.6%, Mn : 1.4 ~ 1.6%, P : 0.05％ 이하, S : 0.05% 이하, Ni : 0.4 ~ 0.6%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, V : 0.04 ~ 0.06% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1100 ~ 1200℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 880 ㅁ 20℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계;
(c) 상기 마무리 열간압연된 강을 1차 냉각하는 단계;
(d) 상기 1차 냉각된 강을 900 ~ 950℃에서 1 ~ 3시간 동안 노멀라이징 열처리하는 단계; 및
(e) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 1차 냉각은
상온까지 자연 냉각 방식으로 냉각하는 공냉을 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (e) 단계에서,
상기 2차 냉각은
상온까지 0.25 ~ 0.40℃/sec의 속도로 냉각하는 서냉을 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
중량%로, C : 0.1 ~ 0.2%, Si : 0.4 ~ 0.6%, Mn : 1.4 ~ 1.6%, P : 0.05％ 이하, S : 0.05% 이하, Ni : 0.4 ~ 0.6%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, V : 0.04 ~ 0.06% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며,
최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pealite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 페라이트 조직의 평균 직경은 10 ~ 15㎛를 갖는 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
인장강도(TS) : 600 ~ 720MPa, 항복점(YP) : 460MPa 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
항복비(YR) : 75% 이하 및 -20℃에서의 충격흡수에너지 : 40J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
베이나이트(bainite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 중 1종 이상의 저온변태조직을 더 포함하되, 상기 저온변태조직은 단면면적율로 1% 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.