KR20220128660A - 항복비가 조절된 스틸 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

스틸 비율이 조절된 스틸 및 그 제조방법이 개시된다. 스틸은 다음 성분을 질량 백분율로 포함한다: C: 0.245-0.365%, Si: 0.10-0.80%, Mn: 0.20-2.00%, P: ≤0.015%, S: ≤0.003%, Cr: 0.20-2.50%, Mo: 0.10-0.90%, Nb: 0-0.08%, Ni: 2.30-4.20%, Cu: 0-0.30%, V: 0.01-0.13%, B: 0-0.0020%, Al: 0.01-0.06%, Ti: 0-0.05%, Ca: ≤0.004%, H: ≤0.0002%, N: ≤0.013%, O: ≤0.0020%, Fe 및 불가피한 불순물의 잔량, 여기서, 상기 성분들은 (8.57*C+1.12*Ni)≥4.8% 및 1.2%≤(1.08*Mn+2.13*Cr)≤5.6%을 만족한다. 스틸은 -20℃ 및 -40℃에서 우수한 저온 충격 인성 및 노화 충격 인성, 합리적으로 제어된 항복비 및 초고강도, 초고인성, 초고가소성을 갖고 있어 스틸의 고강도 및 인성이 요구되는 해양플랫폼 무어링 체인, 기계 구조물 및 자동차와 같은 용도에 사용된다.

Description

항복비가 조절된 스틸 및 그 제조방법
본 발명은 고강도 및 인성을 갖는 스틸에 관한 것으로, 특히 저온충격 인성이 우수한 항복비가 조절된 스틸 및 그 제조방법에 관한 것이다.
초고강도 및 인성을 갖는 스틸 로드 및 플레이트와 같은 고강도 및 인성을 갖는 스틸은 해양플랫폼, 대형 기계구조물 및 자동차용 고강도 시트 분야에 적용되고 있다. 해양플랫폼 무어링 체인(mooring chains)용 원형강(round steel)의 강도등급은 인장 강도 690MPa급 R3, 인장 강도 770MPa급 R3S, 인장 강도 860MPa급 R4, 인장 강도 960MPa급 R4S, 인장 강도 1,000MPa급 R5, 인장 강도 1,100MPa급 R6을 포함한다. 2018년 7월 DNV 선급협회(DNV Classification Society)에서 발표한 선박 규칙에서 R6이 새로운 선박 규칙에 통합되었고, R6의 기술 지수는 공장 인증 개요에 규정되어 있다.
제조업체 DNVGL-CP-0237 해양 무어링 체인 및 액세서리(2018년 7월 에디션) 및 체인 링크 표준 DNVGL-OS-E302 해양 무어링 체인(2018년 7월 에디션)의 승인, R6의 주요 기술 지표는 -20℃에서의 저온 충격 에너지 60J 이상, 인장 강도 1,100MPa 이상, 항복 강도(yield strength) 900MPa 이상, 연신율 12% 이상, 면적 50% 이상 감소, -20℃에서의 노화 충격 에너지(5% 변형(strain) 후 100℃의 온도에서 1시간 유지) 60J 이상, 항복비(yield ratio) 0.85-0.95 등을 포함한다. 무어링 체인은 해양플랫폼 고정용으로 사용되며 초고강도, 고인성, 고내식성 등이 요구되고 있다. 해양플랫폼을 다양한 위도의 해역에 건설해야 하는 경우와 고위도 해역의 한랭한 기후를 고려하여 환경온도 -40 ℃에서의 충격 성능을 동시에 고려해야 한다. 무어링 체인의 항복비가 너무 높으면 변형 후 쉽게 파손되어 해양플랫폼의 안전에 해롭다. 해양플랫폼 무어링 체인은 초고강도, 고인성, 고가소성을 동시에 필요로 하므로 초고강도, 인성 및 가소성을 갖추어야 한다. 해양 플랫폼 무어링 체인은 사용 중에 변형될 수 있으며 변형이 발생하면 우수한 저온 충격 인성이 필요하다. 따라서 노화 충격 에너지는 해양 플랫폼 무어링 체인의 중요한 기술 지표이다.
초고강도, 인성, 가소성을 갖는 스틸에 대한 연구는 전 세계적으로 많이 이루어지고 있다. 초고강도 스틸은 일반적으로 베이나이트(bainite), 베이나이트+마르텐사이트(martensite) 또는 마르텐사이트의 미세조직(microstructure)을 채용한다. 베이나이트 또는 마르텐사이트 구조에는 과포화 탄소 원자가 포함되어 있어 격자 상수(lattice constant)를 변경하고 전위 운동(dislocation motion)을 억제하며 인장 강도를 향상시킬 수 있다. 정제된 구조는 스틸이 응력 하에서 더 많은 에너지를 흡수하여 더 높은 인장 강도와 충격 인성을 달성할 수 있도록 한다.
중국특허 CN102747303A는 "항복 강도가 1,100MPa급인 고강도 스틸 플레이트 및 그 제조방법"을 개시하고 있다. 고강도 스틸 플레이트는 항복 강도 1,100MPa 및 저온 충격에너지(-40℃)를 갖는 초고강도 및 인성을 갖는 스틸 플레이트이며, 질량 백분율로 다음 성분을 포함한다: C: 0.15-0.25 %, Si: 0.10-0.50%, Mn: 0.60-1.20%, P: ≤0.013%, S: ≤0.003%, Cr: 0.20-0.55%, Mo: 0.20-0.70%, Ni: 0.60-2.00%, Nb: 0-0.07%, V: 0-0.07%, B: 0.0006-0.0025%, Al: 0.01-0.08%, Ti: 0.003-0.06%, H: ≤0.00018%, N: ≤0.0040%, O: ≤0.0030%, Fe 및 불가피 불순물의 잔량, 여기서, CEQ≤0.60%를 만족하는 탄소 당량이다. 스틸은 항복 강도 1,100MPa 이상, 인장 강도 1,250MPa 이상, 샤르피 충격에너지(Charpy impact energy) Akv(-40℃)가 50J 이상이다. 특허에 공개된 강판은 초고강도이지만 -40℃에서 충격 성능이 안정적으로 70J에 도달하지 못하고 연신율이 낮고 노화 충격 성능과 항복비도 규정되어 있지 않다.
중국특허 CN103898406A는 "항복 강도 890 Mpa급 및 낮은 용접 균열 민감도(welding crack sensitivity)를 갖는 스틸 플레이트 및 그 제조방법"을 개시하고 있으며, 이는 열 제어 기계적 압연 및 냉각 기술을 채택하여 초미세 베이나이트 라스(ultrafine bainite lath)의 매트릭스 구조를 갖는 고강도 인성을 갖는 스틸을 수득한다. 스틸 플레이트는 중량 백분율로 다음 성분을 포함한다: C: 0.06-0.13%, Si: 0.05-0.70%, Mn: 1.2-2.3%, Mo: 0-0.25%, Nb: 0.03-0.11%, Ti: 0.002 -0.050%, Al: 0.02-0.15%, B: 0-0.0020%, 여기서 성분은 2Si+3Mn+4Mo≤.5를 만족하고, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물. 스틸 플레이트는 800MPa 초과의 항복 강도, 900MPa 초과의 인장 강도 및 150J 이상의 샤르피 충격에너지 Akv(-20℃)를 갖는다. 그러나 특허의 실시예에서는 면적 감소에 대해 규정하지 않고, 항복비, -40℃에서의 저온 충격 에너지 및 노화 충격 에너지에 대해서도 규정하지 않는다.
중국특허 CN107794452A는 "초고강도 가소성 제품 및 연속-항복을 갖는 자동차용 스트립 연속 주조 스틸 및 이의 제조방법"을 개시하며, 중량 백분율로 다음 성분을 포함한다: C: 0.05-0.18%, Si: 0.1- 2.0%, Mn: 3.5-7%, Al: 0.01-2%, P: ≤0.02% 및 0 초과, Fe 및 페라이트+오스테나이트+마르텐사이트의 미세 조직을 갖는 기타 불가피한 불순물의 잔량. 이 특허는 페라이트와 같은 연질상과 마르텐사이트, 오스테나이트와 같은 경질상을 갖는 3상 복합 기술을 채택하여 항복 강도 650MPa 이상, 인장 강도 980MPa, 연신율 ≥20%, 및 ≥20GPa*%의 강도 가소성 제품을 제조한다. 이 유형의 스틸은 자동차 외장 플레이트에 적용할 수 있다. 그러나 특허에 개시된 제품은 항복비, 충격에너지, 노화 충격에 대한 규정이 없어 고강도, 가소성, 인성을 동시에 만족시킬 수 없다.
중국특허 CN103667953A는 "낮은 환경 균열 민감도, 초고강도 및 인성을 갖는 해양 무어링 체인 스틸 및 그 제조방법"을 개시하고 있다. 스틸은 다음을 포함한다: C: 0.12-0.24%, Mn: 0.10-0.55%, Si: 0.15-0.35%, Cr: 0.60-3.50%, Mo: 0.35-0.75%, N: ≤0.006%, Ni: 0.40- 4.50%, Cu: ≤0.50%, S: ≤0.005%, P: 0.005-0.025%, O: ≤0.0015% 및 H: ≤0.00015%. 고강도 및 인성을 갖는 무어링 체인 스틸은 상기 성분을 채용하고 2차 담금질 공정을 거쳐 제조되며, 인장 강도 1,110MPa 이상, 항복비 0.88~0.92, 연신율 12% 이상, 50% 이상의 면적 감소 및 -20℃에서 50J 이상의 충격 에너지(Akv)를 갖는다. 특허에 따르면 무어링 체인의 연신율은 각각 15.5%, 13.5%, 13.5%, 15.0%이고, -20℃에서 저온 충격 에너지 Akv는 각각 67J, 63J, 57J, 62J이다. 특허에서 개시된 제품의 저온 충격 에너지는 60J 이상의 샤르피 충격 에너지에 대해 DNV 선급협회의 요구를 안정적으로 만족시킬 수 없다. 5% 변형 후, 스틸은 노화되어 스틸의 전위 밀도를 증가시키고 전위 쪽으로 격자 간 원자의 응집을 초래하므로 노화 충격 에너지는 기존 충격 에너지보다 낮다. 특허 데이터에 따르면 -20℃에서 노화 충격 에너지 Akv 값도 60J의 수요를 충족할 수 없다.
이상의 선행기술의 분석으로부터 어떤 선행기술도 고강도, 인성 및 가소성, 규정된 항복비 및 높은 노화 충격 에너지에 대한 요구를 충족시킬 수 없음을 알 수 있다.
본 발명은 저온 충격 인성이 우수한 항복비가 조절된 스틸 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 스틸은 -20℃ 및 -40℃에서 우수한 저온 충격 인성 및 노화 충격 인성, 합리적으로 제어된 항복비 및 초고강도, 초고인성, 초고가소성을 갖는다. 스틸은 스틸의 고강도 및 인성이 요구되는 해양플랫폼 무어링 체인, 기계구조물, 자동차 등의 용도에 사용할 수 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 기술적 해결방안은 다음과 같다.
다음 성분을 질량 백분율로 포함하는, 항복비(yield ratio)가 조절된 스틸: C: 0.245-0.365%, Si: 0.10-0.80%, Mn: 0.20-2.00%, P: ≤0.015%, S: ≤0.003%, Cr: 0.20-2.50%, Mo: 0.10-0.90%, Nb: 0-0.08%, Ni: 2.30-4.20%, Cu: 0-0.30%, V: 0.01-0.13%, B: 0-0.0020%, Al: 0.01-0.06%, Ti: 0-0.05%, Ca: ≤0.004%, H: ≤0.0002%, N: ≤0.013%, O: ≤0.0020%, Fe 및 불가피한 불순물의 잔량, 여기서, 상기 성분들은 (8.57*C+1.12*Ni)≥4.8% 및 1.2%≤(1.08*Mn+2.13*Cr)≤5.6%을 만족하고, 상기 항복비가 조절된 스틸은 0.85-0.95의 항복비, 1,100MPa 이상의 인장 강도(tensile strength), 및 900MPa 이상의 항복 강도(yield strength)를 가짐.
본 발명에 의해 제공된 항복비가 조절된 스틸의 미세조직은 템퍼링된 마르텐사이트(tempered martensite) + 템퍼링된 베이나이트(tempered bainite)이다.
본 발명에 의해 제공된 항복비가 조절된 스틸은 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지(Charpy impact energy) Akv가 90J 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 70J 이상이며, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 80J 이상이고, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 60J 이상이며, 항복비 0.85-0.95, 인장 강도 1,100MPa 이상, 항복 강도 900MPa 이상, 연신율(elongation rate) 15% 이상, 면적감소율 50% 이상, 강도 인성 제품(strength toughness product)(Tensile Strength* Charpy Impact Energy Akv at -20℃)이 115GPa*J 이상, 강도 가소성 제품(strength plasticity product)(Tensile Strength*Elongation Rate)이 16GPa*% 이상이다. 항복비가 조절된 스틸은 고성능 해양플랫폼 무어링 체인, 초고강도 및 인성을 갖는 구조부재 등의 제조에 사용될 수 있다.
본 발명에서 제공하는 항복비가 조절된 스틸의 성분의 설계 개념은 다음과 같다.
C: 탄소 원소는 오스테나이트화 온도(austenitizing temperature) 이상의 온도에서 오스테나이트 면심 입방 격자의 팔면체에 고용(solid-dissolved)된다. 냉각 과정에서 냉각 속도가 상대적으로 낮으면 탄소 원자의 확산에 의해 제어되는 확산 상 변태(diffusive phase transformation)가 발생할 수 있다. 냉각 속도가 증가함에 따라 페라이트 내 탄소의 과포화도가 점차 증가한다. 냉각 속도가 마르텐사이트 상 변태의 임계 냉각 속도를 초과하면 마르텐사이트 조직이 형성될 수 있다. 본 발명에 따르면, 탄소 원자가 확산 상 변태에 미치는 영향을 충분히 이용하여 일정량의 과포화 탄소를 포함하는 마르텐사이트와 베이나이트 구조를 형성함으로써 마르텐사이트와 베이나이트의 복합상 구조의 항복비를 제어하는 한편, 스틸에 비교적 높은 강도를 제공한다. 따라서 본 발명에서는 C 함량을 0.245~0.365%로 조절한다.
Si: Si는 스틸에 고용되어 고용체(solid solution)를 강화시키는 역할을 한다. 시멘타이트(cementite)에서 Si의 용해도가 매우 낮기 때문에 상대적으로 높은 Si 함량하에서 탄화물이 없는 베이나이트 구조가 형성되지만 충격 인성과 가소성이 감소한다. 본 발명에서 고용체 강화 효과 및 취성에 대한 Si의 영향을 종합적으로 고려하여, Si 함량은 0.10-0.80%로 조절된다.
Mn: 스틸의 Mn은 일반적으로 고용체 형태로 존재한다. 스틸에 외력이 가해지면 스틸에 고용된 Mn 원자가 전위 운동을 억제하고 스틸의 강도를 향상시킨다. 그러나 Mn 원소의 함량이 지나치게 높으면 스틸의 편석(segregation)이 악화되어 조직의 불균일 및 성능의 불균일이 발생한다. 따라서 본 발명에서는 0.20~2.00%의 Mn을 혼입한다.
P: P 원소는 스틸의 전위 및 결정 입계(grain boundaries)에서 편석되어 입계의 결합 에너지를 감소시킬 수 있다. 저온 충격을 받으면 P 함량이 높은 스틸은 결정립계의 결합 에너지 감소로 인해 파괴되기 쉽다. 초고장력강의 P 함량을 조절하여 스틸의 저온 충격 인성 향상에 유리하다. 본 발명에서는 저온 충격 인성을 확보하기 위해 P 함량을 0.015%를 초과하지 않도록 제한한다.
S: 스틸의 S는 Mn과 함께 상대적으로 큰 MnS 개재물(inclusions)을 형성하여 강의 저온 충격 인성을 감소시킬 수 있다. 한편, MnS 개재물은 스틸의 절단 성능을 향상시킬 수 있다. S의 특정 함량은 스틸의 가공 과정에서 공구의 손상 빈도를 줄이기 위해 쾌삭강(free-cutting steel)에 추가될 수 있다. 본 발명에서 제공되는 스틸의 타입은 우수한 저온 충격 인성을 요구하므로 본 발명에서는 S 함량이 0.003%를 초과하지 않는다.
Cr: 스틸에 고용된 Cr 원자는 확산 상 변태를 억제하고 스틸의 경화성(hardenability)을 향상시켜 스틸이 고경도 조직을 형성할 수 있다. 담금질 후 템퍼링 과정에서 Cr은 C와 탄화물을 형성할 수 있으므로 분산된 탄화물은 스틸의 강도 향상에 유리하다. Cr 원소의 함량이 지나치게 높으면 거친 탄화물을 형성하여 저온 충격 성능에 영향을 줄 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 스틸의 강도 및 저온 충격 성능을 확보하기 위해 0.20~2.50%의 Cr을 혼입한다.
Mo: 스틸에 합금 원소 Mo를 첨가하면 확산 상 변태를 효과적으로 억제하고 베이나이트 및 마르텐사이트 형성을 촉진할 수 있다. 템퍼링 과정에서 Mo는 C와 탄화물을 형성할 수 있다. 미세 탄화물은 템퍼링 과정에서 전위 소멸 정도를 줄이고 스틸의 강도를 향상시키며 템퍼링 후 저온 충격 인성을 보장할 수 있다. 지나치게 높은 Mo 함량은 더 큰 탄화물을 형성하고 충격 에너지를 감소시킬 수 있다. 본 발명에서, 상응하는 양호한 강도 및 인성을 얻기 위해 0.10-0.90%의 Mo가 혼입된다.
Nb: Nb는 스틸의 재결정 온도를 높일 수 있으며, 템퍼링 과정에서 Nb는 NbC와 NbN이 미세하게 분산되어 스틸의 강도를 향상시킬 수 있다. Nb 함량이 지나치게 높으면 Nb 탄질화물의 크기가 상대적으로 커져 스틸의 충격 에너지가 저하된다. Nb, V, Ti는 C, N과 탄질화물 착물을 형성하여 스틸의 강도를 저하시킬 수 있다. 본 발명에서는 스틸의 기계적 성능을 확보하기 위하여 Nb를 0~0.08% 첨가한다.
Ni: 스틸에 일정량의 Ni를 첨가하면 스틸 내의 탬퍼링된 베이나이트 및 탬퍼링된 마르텐사이트와 같은 체심 입방 격자에서 BCC 상의 적층 결함 에너지(stacking fault energy)를 감소시킬 수 있다. Ni를 포함하는 스틸은 충격 하중 하에서 변형되어 더 많은 에너지를 흡수할 수 있으며, 이는 스틸의 충격 에너지를 향상시킨다. 동시에 Ni는 오스테나이트 안정화 원소이다. 그러나 상대적으로 높은 Ni 함량은 오스테나이트의 안정성 증가를 촉진하여 최종 조직에 과도한 오스테나이트가 포함되어 스틸의 강도를 저하시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 스틸의 저온 충격 인성 및 강도를 확보하기 위해 2.30~4.20%의 Ni를 첨가한다.
Cu: 스틸에 Cu 원소를 추가하면 템퍼링 과정에서 ε-Cu가 석출되어 스틸의 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나 Cu 원소의 융점이 낮기 때문에 과량의 Cu는 스틸 빌릿의 가열 과정에서 입계에서 Cu의 응집을 일으켜 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 Cu 함량은 0.30%를 초과할 수 없다.
V: 스틸에 일정량의 V를 첨가하면 템퍼링 과정에서 V의 탄질화물이 형성 및 석출되어 스틸의 강도를 향상시킬 수 있다. Nb, V, Ti는 모두 탄질화물을 형성하는 원소이며, V 함량이 상대적으로 높으면 조대한 VC가 석출되어 충격 성능이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 스틸의 기계적 성능을 확보하기 위하여 다른 합금원소와 조합하여 V를 0.01~0.13% 첨가한다.
B: B는 격자간 원자의 형태로 존재하는 작은 원자 반경을 가지며 스틸의 결정 입계에서 응집하여 확산 상 변태의 핵 생성을 억제하여 스틸이 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 상 변태 구조를 형성할 수 있다. 스틸에 Mn, Cr, Mo 및 기타 합금 원소가 포함되어 있으면 확산 상 변태 계면에 대한 자유 에너지 소산 효과로 인해 확산 상 변태도 억제될 수 있다. B 함량이 과도하게 높으면 결정 입계에 응집된 다량의 B가 결정 입계의 결합 에너지를 감소시켜 충격 성능을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 B의 혼입량은 0~0.0020%이다.
Al: Al은 탈산원소(deoxidizing element)로서 스틸에 혼입되며, 한편 Al은 결정립을 미세화할 수 있다. Al 함량이 지나치게 높으면 비교적 큰 알루미나 개재물이 형성될 수 있으며 이는 스틸의 충격 인성 및 피로 수명(fatigue life)에 영향을 미친다. 따라서 본 발명에서는 스틸의 인성을 향상시키기 위하여 0.01~0.06%의 Al을 첨가한다.
Ti: 스틸 중의 Ti는 고온에서 TiN을 형성하여 오스테나이트의 결정립을 미세화할 수 있다. Ti 함량이 지나치게 높으면 조대한 정사각형 TiN이 형성되어 국부 응력 집중 및 충격 인성 및 피로 수명 감소를 초래할 수 있다. Ti는 또한 강도를 향상시키기 위해 템퍼링 공정 동안 스틸에서 C와 TiC를 형성할 수 있다. 본 발명에서는 Ti가 결정립 미세화, 강도 향상, 인성 저하에 미치는 영향을 종합적으로 고려하여 Ti 함량을 0~0.05%로 조절한다.
Ca: 스틸 중의 Ca는 황화물이 충격 인성에 미치는 영향을 피하기 위해 황화물을 구상화(spheroidize)할 수 있지만, Ca 함량이 지나치게 높으면 개재물이 형성되어 충격 인성 및 피로 성능이 저하될 수 있다. 따라서 Ca 함량은 0.004% 이하로 제어된다.
H: 스틸의 H는 전위, 하위 결정 입계 및 결정 입계에서 분리되어 가장자리 전위 정수압 응력장(edge dislocation hydrostatic stress field)의 작용하에 수소 분자를 형성할 수 있다. 인장 강도 900MPa 초과의 초고장력강은 전위밀도가 높으며, 그 전위에서 수소가 응집되기 쉽기 때문에 스틸의 사용 중 수소유도균열 또는 지연균열이 발생한다. 수소 함량의 제어는 초고장력강의 안전한 적용을 보장하는 핵심 요소이다. 따라서, 본 발명에서는 H 함량이 0.0002%를 초과하지 않도록 제어된다.
N 및 O: 스틸 중의 N은 Al 및 Ti와 함께 AlN 및 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립을 미세화할 수 있다. 그러나 N 함유량이 지나치게 많으면, N이 전위에서 응집하여 충격 성능이 저하된다. 따라서 N 함량은 0.013%를 초과하지 않도록 조절되어야 한다. 스틸의 산소는 Al 및 Ti와 함께 산화물을 형성하여 충격 성능을 저하시킬 수 있다. 따라서 O 함량은 0.0020%를 초과해서는 안된다.
특히, 본 발명에서는 C와 Ni의 함량을 조절하여 8.57*C+1.12*Ni≥4.8%를 만족한다. C 원소의 함량을 조절하여 베이나이트에 고용된 탄소의 함량과 마르텐사이트의 비율을 조절하고, Ni 원소에 의해 스틸의 충격 인성을 조절하여 초고강도, 우수한 저온 충격 인성을 달성한다. P, S 및 H의 함량을 제어함으로써 결정 입계에서 P 및 H의 편석 및 충격 에너지의 감소를 방지한다. Nb, V, Ti 및 기타 합금원소의 함량을 조절함으로써 분산된 미세한 탄질화물 석출물이 형성되며, 템퍼링 과정에서 한편으로는 균일한 미세조직이 형성되고 다른 한편으로는 균일한 미세조직이 형성되고 다른 한편으로는 템퍼링으로 인한 강도 저하를 피할 수 있다. Mn, Cr, Mo 및 기타 원소의 함량을 조절함으로써 Mn의 고용 강화 효과를 충분히 활용하여 확산 상 변태를 억제하여 정제된 베이나이트 및 마르텐사이트 구조를 형성한다. 본 발명에서는 1.2%≤1.08*Mn+2.13*Cr≤5.6%가 요구되는데, 즉, Mn 및 Cr 원소의 함량이 매우 낮아 경화성이 낮아 초고강도 구조를 얻을 수 없는 경우를 피하는 한편, Mn 및 Cr 원소의 과도한 함량으로 인한 높은 경화능으로 인해 고경도 마르텐사이트 구조가 너무 많이 형성되는 것을 방지하여 충격 에너지 및 연신율을 감소시킨다. Cr 및 Mo 원소를 이용하여 스틸의 경화성을 향상시키고 템퍼링 과정에서 미세한 탄화물 석출물을 형성하여 스틸의 충격 인성을 향상시킨다.
본 발명에 따른 저온충격인성이 우수한 항복비가 조절된 스틸의 제조방법은 다음과 같은 단계를 포함한다:
S1: 제련(smelting) 및 주조(casting),
여기서, 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 따른 성분으로 제련 및 주조를 수행하여 주조 빌렛(casting billet)을 형성하는 단계;
S2: 가열,
여기서, 상기 주조 빌렛은 1,010-1,280℃의 가열 온도에서 가열되는 단계;
S3: 압연(rolling) 또는 단조(forging),
여기서, 최종 압연 온도가 720℃ 이상이거나 또는 최종 단조 온도가 720℃ 이상이고; 및 상기 압연 후 공랭(air cooling), 수냉(water cooling) 또는 지연 냉각(retarded cooling)을 수행하는 단계;
S4: 담금질 열처리(quenching heat treatment),
여기서, 상기 담금질은 830-1,060℃의 담금질 온도에서 물 담금질 또는 오일 담금질을 이용하여 수행되고, 상기 스틸의 두께 또는 직경에 대한 상기 담금질 시간의 비가 0.25min/mm 이상인 단계; 및
S5: 템퍼링 열처리(tempering teat treatment),
상기 템퍼링 온도는 490-660℃이고, 상기 스틸의 두께 또는 직경에 대한 템퍼링 시간의 비가 0.25min/mm 이상이며, 상기 템퍼링 후 공랭, 지연 냉각 또는 수냉을 수행하는 단계.
본 발명에 따르면, 주조 빌렛은 1,010-1,280℃의 온도에서 가열되고 오스테나이트화되고; 가열 과정에서 빌릿에서 탄질화물 용해, 오스테나이트 결정립 성장 등의 현상이 발생하고; 스틸에 혼입된 Cr, Mo, Nb, V, Ti의 탄화물의 일부 또는 전부가 오스테나이트에 용해되고, 용해되지 않은 탄질화물이 오스테나이트의 결정 입계에 고정되어 오스테나이트 결정립의 성장을 억제할 수 있다. 스틸에 고용된 Cr, Mo 등의 합금원소는 냉각과정에서 확산 상 변태를 억제하여 베이나이트, 마르텐사이트 등의 중저온 변태 구조를 형성하여 스틸의 강도를 향상시킬 수 있다.
본 발명에 따르면, 스틸은 720℃ 이상의 온도에서 압연 및 단조된다. 스틸에서 일어나는 동적 재결정화(dynamic recrystallization), 정적 재결정화(static recrystallization), 동적 회복(dynamic recovery), 정적 회복(static recovery) 등은 정제된 오스테나이트 결정립의 형성을 촉진하고, 오스테나이트 결정립에 일정한 수의 전위 및 하위 결정 입계를 유지한다. 냉각 과정에서 정제된 베이나이트 및 마르텐사이트 매트릭스 구조와 탄질화물이 형성된다.
압연 또는 단조 후, 본 발명에 따른 스틸은 830-1,060℃로 가열되고 유지된다. 그런 다음 스틸이 담금질된다. 담금질 열처리 과정에서 Nb, V, Ti의 탄질화물이 부분적으로 용해되고 Cr과 Mo의 탄화물도 Al의 질화물과 함께 동시에 부분적으로 용해되며, 용해되지 않은 탄질화물(carbonitrides)과 탄화물(carbides)이 오스테나이트 결정 입계를 고정하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제한다. 냉각 후 담금질 과정에서 상대적으로 높은 냉각 속도로 인해 미세한 베이나이트 및 마르텐사이트 구조가 형성되며, 이러한 구조는 초고강도 및 우수한 인성을 갖는다.
이어서, 본 발명에 따른 스틸은 490-660℃의 온도에서 템퍼링 열처리되고, 템퍼링 과정에서 상이한 전위의 소멸 및 탄질화물의 석출이 일어난다. 전위 소멸(dislocation annihilation)은 스틸의 내부응력 및 강도를 감소시키는 한편 결정내의 전위, 하위 결정 입계 등의 미세결함 수의 감소는 스틸의 충격 인성을 향상시킬 수 있다. 미세한 탄질화물의 침전은 강도 및 충격 인성 향상에 유리하다. 고온 템퍼링은 스틸의 균질성을 향상시키는 데 유리하다. 스틸이 소성 변형을 받을 때 우수한 균질성은 연신율을 향상시킬 수 있다. 본 발명의 성분 시스템 설계와 결합하여 템퍼링 열처리의 온도 범위로 초고강도, 인성 및 가소성, 우수한 노화 충격 성능을 갖는 스틸을 형성할 수 있다.
본 발명에 개시된 성분 및 공정에 따라 제조된 우수한 저온 충격 인성을 갖는 항복비가 조절된 스틸은 해양플랫폼 무어링 체인, 자동차, 기계구조물 등과 같은 높은 강도와 인성을 갖는 로드를 필요로 하는 응용분야에 사용될 수 있다.
본 발명은 다음과 같은 유리한 효과를 갖는다:
화학적 조성 측면에서 본 발명은 최적화된 C 및 Ni 함량 설계를 채택하고 Cr, Mo 및 Nb, V, Ti 등과 같은 미세 합금 원소와 결합하여 경화성을 향상시키는 합금원소에 의해 정제된 중저온 변태구조를 형성하기 위해 적정량의 Ni와 함께 페라이트의 적층결함 에너지를 감소시키고 인성을 향상시킨다. 또한, 정제된 템퍼링된 베이나이트 및 템퍼링된 마르텐사이트는 담금질 및 템퍼링 공정에 의해 형성되어 우수한 구조 균질성, 강도 및 가소성을 제공할 수 있다. 템퍼링 공정에서 미세하게 분산된 탄질화물이 형성되어 스틸의 강도를 향상시키고 인성을 보장한다.
본 발명에서 제공하는 스틸의 타입은 2차 담금질 공정에 비해 담금질 단계를 생략하는 1차 담금질 공정만으로 상응하는 고강도 인성 및 고강도 가소성을 달성할 수 있어 생산 비용 및 탄소 배출을 감소시킨다. 따라서 스틸은 또한 환경 친화적인 스틸이다.
본 발명에 따른 스틸은 합리적인 성분과 공정 설계 및 넓은 공정창(process window)을 가지고 있어 로드 또는 플레이트의 양산화에 적합하다.
도 1은 본 발명의 실시예 3에 따른 스틸 로드의 미세구조 형태를 나타낸 광학현미경 사진(500X)이다.
도 2는 본 발명의 실시예 3에 따른 스틸 로드의 미세구조 형태를 나타낸 주사형 전자현미경 사진(10,000X)이다.
본 발명은 실시예 및 첨부 도면과 함께 이하에서 더 설명될 것이다. 이들 실시예는 본 발명의 최적의 구현 모드를 설명하기 위해 사용된 것일 뿐, 본 발명의 범위를 제한하려는 것은 아니다.
본 발명의 실시예의 조성을 표 1에 나타내었다. 본 발명의 실시예에 따른 제조방법은 다음 단계를 포함한다: 제련, 주조, 가열, 단조 또는 압연, 담금질 처리 및 템퍼링 처리; 주조 공정에서 다이 캐스팅 또는 연속 주조가 채택되고; 가열 공정에서 가열 온도는 1,010-1,280℃이고 최종 압연 온도 또는 최종 단조 온도는 720℃ 이상이며; 압연 공정에서 스틸 빌렛을 최종 사양으로 직접 압연하거나 스틸 빌렛을 지정된 중간 빌렛 크기로 압연한 다음 가열하여 최종 완제품 크기로 압연한다. 담금질 온도는 물 담금질 또는 오일 담금질을 사용하여 830-1,060℃이며 스틸의 두께 또는 직경에 대한 담금질 가열 시간의 비율은 0.25min/mm 이상이다. 템퍼링 온도는 490-660℃이며, 템퍼링 후 스틸에 공냉, 지연 냉각 또는 수냉을 수행한다.
시험 방법: 1. 인장 특성은 중국 표준 GB/T228 금속 재료-주변 온도에서 인장 시험에 따라 측정된다;
2. 충격 성능은 GB/T229 금속 재료-샤르피 진자 충격 시험 방법에 따라 측정된다.
3. 스트레인 에이징 측정 프로세스는 DNV 선박 분류 규칙(해양 무어링 체인 및 액세서리. 제조업체 승인 DNVGL-CP-0237 2018년 7월 에디션)에서 유래된다.
본 발명에 따른 제품은 해양플랫폼 무어링 체인 등 고강도의 로드를 필요로 하는 용도에 사용될 수 있으며, 로드의 크기 사양은 직경 200mm에 도달할 수 있다(중국특허 CN103667953A의 원형 스틸의 직경은 단지 70-160mm일 뿐이다).
실시예 1
표 1의 조성에 따라 전기로 또는 전로 제련(converter smelting)을 실시한 후 주조하여 연속 주조된 빌렛 또는 강괴(steel ingot)를 형성한다. 연속 주조된 빌렛 또는 강괴를 1,280℃로 가열하고 최종 압연 온도 1,020℃로 압연하고 중간 빌렛의 크기는 260*260mm이다. 압연 후 지연 냉각이 수행된다. 그런 다음 중간 빌렛을 1,010℃로 가열하고 최종 압연 온도 720℃로 압연하여 φ20mm 사양의 완제품 로드를 얻는다. 압연 후 공기 냉각이 수행된다. 그런 다음 제품 로드를 830℃에서 35분 동안 담금질을 위해 가열하고 물 담금질 처리를 채택한다. 그 후 490℃에서 35분간 템퍼링을 수행하고 템퍼링 후 공랭을 수행한다.
실시예 2
실시 단계는 가열 온도가 1,220℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 980℃이다. 중간 빌릿의 크기는 260*260mm이다. 압연 후 지연 냉각이 수행된다. 중간 빌릿은 1,050℃로 가열된다. 최종 압연 온도는 770℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ60mm이며 압연 후 수냉을 수행한다. 완제품 로드는 880℃에서 70분 동안 담금질을 위해 가열되고 오일 담금질 처리를 채택한다. 그 후 540℃에서 80분간 템퍼링을 수행하고 템퍼링 후 지연 냉각을 수행한다.
실시예 3
실시 단계는 가열 온도가 1,180℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 940℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ70mm이며 압연 후 공랭을 수행한다. 완제품 로드는 940℃에서 90분 동안 담금질을 위해 가열되고 오일 담금질 공정을 채택한다. 그 후 560℃에서 100분간 템퍼링을 수행하고 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
실시예 4
실시 단계는 가열 온도가 1,110℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 920℃, 완제품 로드의 사양은 φ110mm이며 압연 후 공냉을 수행한다. 완제품 로드는 960℃에서 120분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 과정을 채택한다. 템퍼링은 600℃에서 180분 동안 수행하고, 템퍼링 후 공랭을 수행한다.
실시예 5
실시 단계는 가열 온도가 1,080℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 900℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ130mm이며 압연 후 지연 냉각이 수행된다. 완제품 로드는 980℃에서 170분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 처리를 채택한다; 그 다음 템퍼링은 610℃에서 260분 동안 수행하고, 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
실시예 6
실시 단계는 가열 온도가 1,010℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 870℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ200mm이며 압연 후 지연 냉각이 수행된다. 완제품 로드는 1,060℃에서 350분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 처리를 채택한다. 그 다음 템퍼링은 660℃에서 350분 동안 수행하고, 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
실시예 7
실시 단계는 가열 온도가 1,230℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 960℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ90mm이며 압연 후 공랭을 수행한다. 완제품 로드는 920℃에서 30분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 처리를 채택한다. 템퍼링은 620℃에서 60분간 수행하고, 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
실시예 8
실시 단계는 가열 온도가 1,200℃인 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 980℃이고 완제품 로드의 사양은 φ100mm이며 압연 후 공랭을 수행한다. 완제품 로드는 920℃에서 30분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 처리를 채택한다. 템퍼링은 600℃에서 60분 동안 수행하고, 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
비교예 1
그 다음, 실시 단계는 가열 온도가 1,150℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 960℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ110mm이며 압연 후 공랭을 수행한다. 완제품 로드는 920℃에서 35분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 처리를 채택한다. 템퍼링은 550℃에서 60분간 수행하고, 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
비교예 2
실시 단계는 가열 온도가 1,120℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 940℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ130mm이며 압연 후 공랭을 수행한다. 완제품 로드는 910℃에서 40분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 처리를 채택한다. 그 후 530℃에서 70분간 템퍼링을 수행하고 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
비교예 3
실시 단계는 가열 온도가 1,100℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 900℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ100mm이며 압연 후 공랭을 수행한다. 완제품 로드는 870℃에서 50분 동안 담금질을 위해 가열되고 물 담금질 처리를 채택한다. 그 후 520℃에서 50분간 템퍼링을 수행하고 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
비교예 4
실시 단계는 가열 온도가 1,040℃인 것을 제외하고는 실시예 1과 동일하다. 최종 압연 온도는 880℃이다. 완제품 로드의 사양은 φ80mm이며 압연 후 공랭을 수행한다. 완제품 로드는 담금질을 위해 가열되어 930℃에서 30분 동안 물 담금질 처리를 채택한다. 템퍼링은 600℃에서 40분간 수행하고, 템퍼링 후 수냉을 수행한다.
본 발명의 실시예 1~8의 항복비가 조절된 스틸과 비교예 1~4의 스틸에 대하여 상기 시험방법에 따라 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 표 2에 나타내었다.
상기 표 1 및 표 2로부터 비교예 1의 C 및 B는 본 발명의 조성 범위를 만족하지 못하여 베이나이트 및 페라이트 라멜라에 대한 C의 미세화 효과를 충분히 활용할 수 없고 상대적으로 높은 B 함량은 결정 입계에서 B의 편석을 유발할 수 있으며, 이는 저온 충격 성능을 저하시켜 스틸의 낮은 강도 및 낮은 충격 에너지를 나타낸다는 것을 알 수 있다. 비교예 2에서, 스틸은 8.57*C+1.12*Ni≥4.8%를 만족하지 않고, 스틸의 인장 강도는 1,100MPa에 이르지만 Ni의 적층결함 에너지 저감 효과를 충분히 활용하지 못하고 C의 베이나이트 라멜라 미세화 효과가 효과적으로 전달되지 않아 스틸의 저온 충격 에너지 오히려 낮다. 비교예 3에서, Mn 및 Mo의 함량은 본 발명의 조성 범위를 초과하고; Mn의 고용 강화 효과는 스틸의 강도를 향상시켜 1,200MPa 초과의 인장 강도를 나타내지만, Mn은 용접과정에서 결정 입계 쪽으로 편석되고 Mo의 상대적으로 큰 탄화물은 스틸의 저온 인성을 감소시키는 경향이 있으며, 비교예 3의 스틸의 충격 에너지는 낮다. 비교예 4에서 스틸이 1.2%≤1.08Mn+2.13Cr≤5.6%를 만족하지 않고, Nb 함량이 본 발명의 원하는 조성 범위를 초과하여 Mn 및 Cr의 고용 강화 효과 및 Cr의 탄화물 석출 강화 효과를 충분히 활용하지 못하여 조대한 NbC 석출입자가 형성되어 비교예 4의 스틸은 항복 강도가 890MPa에 불과하고 인장 강도가 1,100MPa에 이르지 못하며 항복비 0.84 및 낮은 충격 에너지를 갖는다.
본 발명이 제공하는 항복비가 조절된 스틸은 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지(Charpy impact energy) Akv가 90J 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 70J 이상이며, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 80J 이상이고, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 60J 이상이며, 항복비 0.85-0.95, 인장 강도 1,100MPa 이상, 항복 강도 900MPa 이상, 연신율(elongation rate) 15% 이상, 면적감소율 50% 이상, 강도 인성 제품(strength toughness product)(Tensile Strength* Charpy Impact Energy Akv at -20℃)이 115GPa*J 이상, 강도 가소성 제품(strength plasticity product)(Tensile Strength*Elongation Rate)이 16GPa*% 이상이다.
도 1 및 도 2를 참조하면, 도 1 및 도 2로부터 본 발명의 실시예 3에 따른 스틸 로드의 미세구조가 템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링된 베이나이트임을 알 수 있다. 템퍼링된 베이나이트 또는 템퍼링된 마르텐사이트 라스의 너비는 0.3-2㎛이다. 라스 내부에 나노크기의 탄화물 석출물을 볼 수 있으며, 라스의 계면을 따라 두께 50nm, 길이 약 0.2~2㎛의 미세한 라멜라 형태의 시멘타이트 석출물(lamellar-shaped cementite precipitates)을 볼 수 있다.
Figure pct00001
Figure pct00002

Claims (6)

  1. 다음 성분을 질량 백분율로 포함하는, 항복비(yield ratio)가 조절된 스틸: C: 0.245-0.365%, Si: 0.10-0.80%, Mn: 0.20-2.00%, P: ≤0.015%, S: ≤0.003%, Cr: 0.20-2.50%, Mo: 0.10-0.90%, Nb: 0-0.08%, Ni: 2.30-4.20%, Cu: 0-0.30%, V: 0.01-0.13%, B: 0-0.0020%, Al: 0.01-0.06%, Ti: 0-0.05%, Ca: ≤0.004%, H: ≤0.0002%, N: ≤0.013%, O: ≤0.0020%, Fe 및 불가피한 불순물의 잔량,
    여기서, 상기 성분들은 (8.57*C+1.12*Ni)≥4.8% 및 1.2%≤(1.08*Mn+2.13*Cr)≤5.6%을 만족하고,
    상기 항복비가 조절된 스틸은 0.85-0.95의 항복비, 1,100MPa 이상의 인장 강도(tensile strength), 및 900MPa 이상의 항복 강도(yield strength)를 가짐.
  2. 제1항에 있어서, 상기 항복비가 조절된 스틸의 미세조직은 템퍼링된 마르텐사이트(tempered martensite) + 템퍼링된 베이나이트(tempered bainite)인 것을 특징으로 하는 항복비가 조절된 스틸.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 항복비가 조절된 스틸은 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지(Charpy impact energy) Akv가 90J 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 70J 이상이며, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 80J 이상이고, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 60J 이상이며, 항복비 0.85-0.95, 인장 강도 1,100MPa 이상, 항복 강도 900MPa 이상, 연신율(elongation rate) 15% 이상, 면적감소율 50% 이상, 강도 인성 제품(strength toughness product)(Tensile Strength* Charpy Impact Energy Akv at -20℃)이 115GPa*J 이상, 강도 가소성 제품(strength plasticity product)(Tensile Strength*Elongation Rate)이 16GPa*% 이상인 것을 특징으로 하는 항복비가 조절된 스틸.
  4. 다음 단계를 포함하는 항복비가 조절된 스틸의 제조방법:
    S1: 제련(smelting) 및 주조(casting),
    여기서, 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 따른 성분으로 제련 및 주조를 수행하여 주조 빌렛(casting billet)을 형성하는 단계;
    S2: 가열,
    여기서, 상기 주조 빌렛은 1,010-1,280℃의 가열 온도에서 가열되는 단계;
    S3: 압연(rolling) 또는 단조(forging),
    여기서, 최종 압연 온도가 720℃ 이상이거나 또는 최종 단조 온도가 720℃ 이상이고; 및 상기 압연 후 공랭(air cooling), 수냉(water cooling) 또는 지연 냉각(retarded cooling)을 수행하는 단계;
    S4: 담금질 열처리(quenching heat treatment),
    여기서, 상기 담금질은 830-1,060℃의 담금질 온도에서 물 담금질 또는 오일 담금질을 이용하여 수행되고, 상기 스틸의 두께 또는 직경에 대한 상기 담금질 시간의 비가 0.25min/mm 이상인 단계; 및
    S5: 템퍼링 열처리(tempering teat treatment),
    상기 템퍼링 온도는 490-660℃이고, 상기 스틸의 두께 또는 직경에 대한 템퍼링 시간의 비가 0.25min/mm 이상이며, 상기 템퍼링 후 공랭, 지연 냉각 또는 수냉을 수행하는 단계.
  5. 제4항에 있어서, 제1항에 있어서, 상기 항복비가 조절된 스틸의 미세조직은 템퍼링된 마르텐사이트(tempered martensite) + 템퍼링된 베이나이트(tempered bainite)인 것을 특징으로 하는 항복비가 조절된 스틸의 제조방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 항복비가 조절된 스틸은 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지(Charpy impact energy) Akv가 90J 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 70J 이상이며, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -20℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 80J 이상이고, 5% 변형 후 100℃의 온도에서 1시간 동안 유지 후 -40℃에서의 샤르피 충격 에너지 Akv가 60J 이상이며, 항복비 0.85-0.95, 인장 강도 1,100MPa 이상, 항복 강도 900MPa 이상, 연신율(elongation rate) 15% 이상, 면적감소율 50% 이상, 강도 인성 제품(strength toughness product)(Tensile Strength* Charpy Impact Energy Akv at -20℃)이 115GPa*J 이상, 강도 가소성 제품(strength plasticity product)(Tensile Strength*Elongation Rate)이 16GPa*% 이상인 것을 특징으로 하는 항복비가 조절된 스틸의 제조방법.
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