KR101412428B1 - Controlled rolling method of extremely thick steel and extremely thick steel manufactured using the same - Google Patents

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Abstract

합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 두께 중심부의 조직을 미세화시킬 수 있음과 더불어, 두께 방향에 따른 재질 편차를 줄일 수 있는 극후물 판재의 제어압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 극후물 강재에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법은 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1100℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 950 ~ 980℃ 조건으로 1차 압연하는 단계; 및 상기 1차 압연된 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 FRT(Finish Rolling Temperature) : Ar3 ~ Ar3 + 100℃ 조건으로 2차 압연하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.Control rolling method of the extreme backing plate material capable of reducing the material deviation along the thickness direction and capable of finishing the structure of the thickness center through the control of the alloy component and the process condition control and the extreme backing steels manufactured using the same do.
The control rolling method of the present invention includes a step of reheating a slab plate to a slab reheating temperature (SRT) of 1000 to 1100 占 폚; Rolling the reheated slab sheet at a rough rolling temperature (RDT) of 950 to 980 ° C by means of rough rolling and longitudinal cold rolling; And secondarily rolling the primary rolled plate under the conditions of Finishing Rolling Temperature (FRT): Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C by means of rough rolling and longitudinal cold rolling.

Description

극후물 판재의 제어압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 극후물 강재{CONTROLLED ROLLING METHOD OF EXTREMELY THICK STEEL AND EXTREMELY THICK STEEL MANUFACTURED USING THE SAME}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a control rolling method of a rolled steel sheet and a rolled steel sheet produced using the same,

본 발명은 극후물 판재의 제어압연 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 최적의 온도 조건에서 열간 압연 패스를 조절하여 강재의 중심부까지 강압하함으로써, 강재의 두께 중심부에서의 조직을 미세화할 수 있을 뿐만 아니라, 두께 방향에 따른 재질 편차를 최소화할 수 있는 극후물 판재의 제어압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 극후물 강재에 관한 것이다.
More particularly, the present invention relates to a control rolling method for a steel plate, more specifically, by controlling the hot rolling pass at an optimum temperature condition to reduce the steel sheet to the center of the steel plate, The present invention also relates to a control rolling method of a superfine sheeting capable of minimizing a material deviation along a thickness direction and a superfine sheeting made using the same.

최근 선박의 대형화 추세에 따라 사용되는 강판의 두께도 80mm 이상으로 점차 증가하고 있다. 250mm의 슬라브를 이용한 열간 압연 시, 초기 판 형상을 고르게 하기 위한 고르기 압연, 판의 폭을 늘리기 위한 폭내기 압연, 판의 압연방향 길이를 늘이기 위한 길이내기 압연을 병행하여 최종 두께로 제작하고 있다.In recent years, the thickness of the steel sheet used is gradually increasing to more than 80 mm in accordance with the tendency of the ship to become larger. In hot rolling using a slab of 250 mm, the final thickness is made in parallel with the rough rolling to equalize the initial plate shape, the width rolling to increase the width of the plate, and the longitudinal rolling to increase the rolling direction length of the plate.

그러나, 대략 80mm 이상의 극후물 강재의 경우 열간 압연 시, 조선소 및 선급에서 요구하는 중심부 물성치를 만족하기 어려운 상황이다. 현재, 슬라브 판재를 재가열하여 초기 오스테나이트 조직 제어 및 압하력 증대를 강압하 기술을 적용하여 중심부 물성치를 만족시키는 기술을 적용하고는 있지만, 중심부까지 압하력을 전달하기 위해서는 압연 패스당 압하력을 더욱 증가시켜야 하기 때문에 압연기의 과부화 및 작업에 어려움이 따르고 있다.However, in the case of superfluid steel of approximately 80 mm or more, it is difficult to satisfy the core properties required by the shipbuilding yard and the classification society during hot rolling. Currently, the slab plate is reheated and the initial austenite structure control and the descending load increase are applied by the downshifting technology. However, in order to transfer the downward force to the center, It is difficult to overwork and work the rolling mill.

즉, 극후물 강재의 경우 중심부까지 충분한 압하력을 전달할 수 없으며, 중심부와 표면부의 미세조직의 입자 사이즈가 달라져 재질편차가 발생하였다. 특히, 종래에는 열간 압연 시 폭내기 압연이 진행될 동안 중심부의 미세조직은 회복 및 재결정이 일어나고, 그 구동력(driving force)은 중심부에서 가장 크다. 이로 인해, 압연 패스가 진행될수록 표면부는 조직이 미세해지고 중심부의 조직은 조대해지는 결과를 초래하며, 이는 결국 중심부의 재질 특성을 저하시키는 결과를 가져온다.In other words, in the case of superfine steel, it is not possible to transmit a sufficient downward force to the center, and the particle size of the microstructure of the central portion and the surface portion is different, resulting in material deviation. Particularly, during the hot rolling in the hot rolling in the related art, the microstructure of the central portion undergoes recovery and recrystallization, and the driving force is greatest at the center portion. As a result, as the rolling pass progresses, the surface portion becomes finer and the structure of the central portion becomes coarse, resulting in lowering the material characteristic of the center portion.

관련 선행문헌으로는 대한민국 등록특허공보 제10-0435482호(2004.06.10. 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 인장강도 50Kgf/㎟ 급 극후강판의 제조방법이 개시되어 있다.
A related prior art is Korean Patent Registration No. 10-0435482 (published on Jun. 10, 2004), which discloses a method of producing a steel sheet having a tensile strength of 50 kgf / mm < 2 >

본 발명의 목적은 최적의 온도 조건에서 열간 압연 패스를 조절하여 강재의 중심부까지 강압하함으로써, 강재의 두께 중심부에서의 조직을 미세화할 수 있을 뿐만 아니라, 두께 방향에 따른 재질 편차를 최소화할 수 있는 극후물 판재의 제어압연 방법을 제공하는 것이다.It is an object of the present invention to provide a method of manufacturing a steel material which can downsize the structure at the center of the thickness of steel by controlling the hot rolling pass at the optimum temperature condition to the center of the steel material, And to provide a control rolling method of a superfine sheet material.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법을 이용하여, 인장강도(TS) : 550 ~ 650 MPa, 항복강도(YS) : 450 ~ 550 MPa 및 연신율(EL) : 25% 이상을 가지며, 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 15㎛ 이하를 갖는 극후물 강재를 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a ferrite structure having a tensile strength (TS) of 550 to 650 MPa, a yield strength (YS) of 450 to 550 MPa and an elongation (EL) of 25% Having an average diameter of 15 占 퐉 or less.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법은 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1100℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 950 ~ 980℃ 조건으로 1차 압연하는 단계; 및 상기 1차 압연된 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 FRT(Finish Rolling Temperature) : Ar3 ~ Ar3 + 100℃ 조건으로 2차 압연하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a control rolling method for a plate material, comprising: reheating a slab plate to a slab reheating temperature (SRT) of 1000 to 1100 占 폚; Rolling the reheated slab sheet at a rough rolling temperature (RDT) of 950 to 980 ° C by means of rough rolling and longitudinal cold rolling; And secondarily rolling the primary rolled plate under the conditions of Finishing Rolling Temperature (FRT): Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C by means of rough rolling and longitudinal cold rolling.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후물 강재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, Al : 0.015 ~ 0.030%, P : 0.02% 이하, S : 0.003% 이하, Cu : 0.15 ~ 0.35%, Ni : 0.5 ~ 1.0%, Nb : 0.015 ~ 0.040%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, N : 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 550 ~ 650 MPa, 항복강도(YS) : 450 ~ 550 MPa 및 연신율(EL) : 25% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a superfine steel according to an embodiment of the present invention, comprising 0.05 to 0.10% of C, 0.1 to 0.5% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.015 to 0.030% of Al, P: not more than 0.02%, S: not more than 0.003%, Cu: 0.15 to 0.35%, Ni: 0.5 to 1.0%, Nb: 0.015 to 0.040%, Ti: 0.005 to 0.020% (YS): 450 to 550 MPa, and an elongation (EL): 25% or more, in terms of a tensile strength (TS) of 550 to 650 MPa do.

본 발명은 초기 오스테나이트의 결정립 성장이 억제되도록 1000 ~ 1100℃에서 슬라브 재가열을 실시한 후, 폭내기 압연을 실시하는 것 없이 고르기 압연 및 길이내기 압연만으로 제어 압연을 실시함으로써, 강재의 두께 중심부의 최종 미세 조직을 미세화할 수 있음과 더불어 두께 방향에 따른 재질 편차를 최소화할 수 있다.The present invention relates to a method for controlling the rolling of a slab at a temperature ranging from 1000 to 1100 占 폚 so as to suppress the growth of crystal grains of the initial austenite, It is possible to miniaturize the microstructure and to minimize the material deviation in the thickness direction.

따라서, 본 발명에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법을 이용하여 제조된 극후물 강재는 인장강도(TS) : 550 ~ 650 MPa, 항복강도(YS) : 450 ~ 550 MPa 및 연신율(EL) : 25% 이상을 가지며, 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 15㎛ 이하를 만족할 수 있는바, 선박의 선체구조용으로 활용하기에 적합하다.
The tensile strength (TS): 550 to 650 MPa, the yield strength (YS): 450 to 550 MPa, and the elongation (EL): 25 are obtained using the control rolling method of the present invention. %, And an average diameter of the ferrite structure at the center of the thickness can be equal to or less than 15 탆, which is suitable for utilization as a hull structure of a ship.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 1/2t 지점의 절단면을 나타낸 미세 조직 사진이다.
도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편의 1/2t 지점의 절단면을 나타낸 미세 조직 사진이다.FIG. 1 is a process flow chart showing a control rolling method of a hull sheet material according to an embodiment of the present invention.
Fig. 2 is a microstructure photograph showing a cut surface at a 1 / 2t point of a specimen produced according to Comparative Example 1. Fig.
3 is a microstructure photograph showing a cut surface at a 1 / 2t point of a specimen produced according to Example 1. Fig.

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.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The advantages and features of the present invention, and how to accomplish them, will become apparent by reference to the embodiments described in detail below with reference to the accompanying drawings. However, the present invention is not limited to the embodiments disclosed below, but may be implemented in various other forms, and it should be understood that the present embodiment is intended to be illustrative only and is not intended to be exhaustive or to limit the invention to the precise form disclosed, To fully disclose the scope of the invention to a person skilled in the art, and the invention is only defined by the scope of the claims. Like reference numerals refer to like elements throughout the specification.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 극후물 강재에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The present invention will now be described in detail with reference to the accompanying drawings, in which like reference numerals refer to like elements throughout.

극후물 강재Superfine steel material

본 발명에 따른 극후물 강재는 인장강도(TS) : 550 ~ 650 MPa, 항복강도(YS) : 450 ~ 550 MPa 및 연신율(EL) : 25% 이상을 가지며, 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 15㎛ 이하를 만족하는 것을 목표로 한다.The superfine steel according to the present invention has a tensile strength (TS) of 550 to 650 MPa, a yield strength (YS) of 450 to 550 MPa and an elongation (EL) of 25% 15 mu m or less.

이를 위해, 본 발명에 따른 극후물 강재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, Al : 0.015 ~ 0.030%, P : 0.02% 이하, S : 0.003% 이하, Cu : 0.15 ~ 0.35%, Ni : 0.5 ~ 1.0%, Nb : 0.015 ~ 0.040%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, N : 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
For this purpose, the ultra-fine steel material according to the present invention comprises 0.05 to 0.10% of C, 0.1 to 0.5% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.015 to 0.030% of Al, : 0.003% or less, Cu: 0.15 to 0.35%, Ni: 0.5 to 1.0%, Nb: 0.015 to 0.040%, Ti: 0.005 to 0.020%, B: 0.0001 to 0.0005% ) And inevitable impurities.

이하, 본 발명에 따른 극후물 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component contained in the ultrafine steel according to the present invention will be described.

탄소(C)Carbon (C)

본 발명에서 탄소(C)는 강재의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.In the present invention, carbon (C) is added to secure the strength of the steel.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.05 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 강재의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added at a content ratio of 0.05 to 0.10% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.05% by weight, the fraction of the second phase structure is lowered and the strength is lowered. On the contrary, when the content of carbon (C) exceeds 0.10% by weight, the strength of the steel is increased but the impact resistance and weldability are deteriorated at low temperatures.

실리콘(Si)Silicon (Si)

본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘은 고용강화 효과를 갖는다.In the present invention, silicon (Si) is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process. In addition, silicon has a solubility enhancing effect.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 강재 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The silicon (Si) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.5% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. If the content of silicon (Si) is less than 0.1% by weight, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the other hand, when the content of silicon (Si) exceeds 0.5% by weight, the non-metallic inclusions are excessively formed on the surface of the steel, thereby deteriorating toughness.

망간(Mn)Manganese (Mn)

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, Ar3점을 낮추어 제어압연 온도 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다.Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element and serves to improve the strength and toughness by reducing the Ar 3 point to expand the control rolling temperature range, thereby finer crystal grains by rolling.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 1.0 ~ 2.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.0 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.0 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The manganese (Mn) is preferably added at a content ratio of 1.0 to 2.0% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of manganese (Mn) is less than 1.0% by weight, the fraction of the second phase structure is lowered and it may be difficult to secure the strength. On the other hand, when the content of manganese (Mn) exceeds 2.0% by weight, sulfur dissolved in the steel precipitates into MnS, which lowers impact toughness at low temperatures.

알루미늄(aluminum( AlAl ))

알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.Aluminum (Al) acts as a deoxidizer to remove oxygen in the steel.

상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.015 ~ 0.030 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.015 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.030 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al2O3를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The aluminum (Al) is preferably added in an amount of 0.015 to 0.030% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. If the content of aluminum (Al) is less than 0.015 wt%, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.030% by weight, Al 2 O 3 , which is a non-metallic inclusion, is formed to lower the impact resistance at low temperatures.

인(P), 황(S)Phosphorus (P), sulfur (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 극후물 강재 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 제한하였다.Phosphorus (P) contributes partly to the strength improvement, but it is a representative element that lowers impact toughness at low temperatures. The lower the content is, the better. Therefore, in the present invention, the content of phosphorus (P) is limited to 0.02% by weight or less based on the total weight of the ultrafine steel.

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 극후물 강재 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한하였다.
Sulfur (S), together with phosphorus (P), is an element that is inevitably contained in the production of steel, and forms MnS to lower impact toughness at low temperatures. Therefore, in the present invention, the content of sulfur (S) is limited to 0.003% by weight or less based on the total weight of the ultrafine steel.

구리(Cu)Copper (Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.Copper (Cu) together with nickel (Ni) serves to improve the hardenability of the steel and the impact resistance at low temperatures.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.15 ~ 0.35 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.35 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The copper (Cu) is preferably added at a content ratio of 0.15 to 0.35% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. If the content of copper (Cu) is less than 0.15% by weight, the effect of adding copper can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of copper (Cu) exceeds 0.35% by weight, it exceeds the solubility limit and does not contribute to the increase in the strength.

니켈(Ni)Nickel (Ni)

본 발명에서 니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다.In the present invention, nickel (Ni) is refined in crystal grains and solidified in austenite and ferrite to strengthen the matrix. Nickel (Ni) is an effective element for improving impact resistance at low temperatures.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.5 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.5 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 1.0 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The nickel (Ni) is preferably added at a content ratio of 0.5 to 1.0% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. If the content of nickel (Ni) is less than 0.5% by weight, the effect of adding nickel can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of nickel (Ni) exceeds 1.0% by weight and is added in a large amount, there arises a problem of inducing the redispersible brittleness.

니오븀(Nb)Niobium (Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 저온인성을 향상시킨다.Niobium (Nb) combines with carbon (C) and nitrogen (N) at high temperatures to form carbides or nitrides. Niobium-based carbides or nitrides improve the strength and low-temperature toughness of the steel by suppressing grain growth during rolling and refining the crystal grains.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.015 ~ 0.040 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.015 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.040 중량%를 초과할 경우에는 강재의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.040 중량%를 초과할 경우에는 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
The niobium (Nb) is preferably added in an amount of 0.015 to 0.040% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.015% by weight, the effect of adding niobium can not be exhibited properly. On the other hand, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.040% by weight, the weldability of the steel is lowered. When the content of niobium exceeds 0.040% by weight, the strength and low temperature toughness due to the increase in niobium content are not improved any more, but exist in a solid state in the ferrite, thereby lowering impact toughness.

티타늄(Ti)Titanium (Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 열연 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.Titanium (Ti) has the effect of improving the toughness and strength of hot-rolled steel sheet by making Ti (C, N) precipitates having high stability at high temperatures, thereby finishing the austenite grain growth and refining the texture of the welded portion.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.020 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.020 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강재의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
The titanium (Ti) is preferably added in an amount of 0.005 to 0.020% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.005% by weight, there arises a problem that aging hardening occurs due to the remaining solid carbon and nitrogen employed without precipitation. On the contrary, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.020 wt%, coarse precipitates are produced, which lowers the low-temperature impact properties of the steel and raises the manufacturing cost without further effect of addition.

보론(B)Boron (B)

보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.Boron (B) is a strong incipient element, which plays a role in blocking segregation of phosphorus (P) and improving strength. If segregation of phosphorus (P) occurs, secondary processing brittleness may occur, so boron (B) is added to block segregation of phosphorus (P) to increase resistance to process embrittlement.

상기 보론(B)은 본 발명에 따른 극후물 강재 전체 중량의 0.0001 ~ 0.0005 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0001 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0005 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강재의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.
The boron (B) is preferably added at a content ratio of 0.0001 to 0.0005% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of boron (B) is less than 0.0001 wt%, the amount of boron (B) is insignificant, so that the above effect can not be exhibited properly. On the other hand, when the boron (B) content is over 0.0005 wt%, the formation of boron oxide may cause a problem of inhibiting the surface quality of the steel.

질소(N)Nitrogen (N)

본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물로, AlN, TiN 등의 개재물을 형성시켜 강재의 내부 품질을 저하시키는 문제가 있다.In the present invention, nitrogen (N) is an unavoidable impurity, and there is a problem that inclusions such as AlN and TiN are formed and the internal quality of the steel is lowered.

본 발명에서 질소(N)는 극소량으로 제어하는 것이 바람직하나, 이 경우 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 극후물 강재 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.
In the present invention, nitrogen (N) is preferably controlled to a very small amount, but in this case, manufacturing cost increases and management is difficult. Therefore, in the present invention, the content of nitrogen (N) is limited to 0.01 wt% or less based on the total weight of the ultrafine steel.

극후물 판재의 제어압연 방법Control rolling method of superfine sheet material

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법을 나타낸 공정 순서도이다.FIG. 1 is a process flow chart showing a control rolling method of a hull sheet material according to an embodiment of the present invention.

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 1차 압연 단계(S120) 및 2차 압연 단계(S130)를 포함한다. 도면으로 도시하지는 않았지만, 상기 극후물 판재의 제어압연 방법은 냉각 단계를 더 포함할 수 있다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 실시하는 것이 더 바람직하다.
Referring to FIG. 1, the control rolling method of the present invention includes a slab reheating step (S110), a primary rolling step (S120), and a secondary rolling step (S130). Although not shown in the figure, the control rolling method of the extreme back sheet material may further include a cooling step. At this time, the slab reheating step (S110) is not necessarily performed, but it is more preferable to carry out the reheating step to obtain effects such as reuse of precipitates.

본 발명에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, Al : 0.015 ~ 0.030% , P : 0.02% 이하, S : 0.003% 이하, Cu : 0.15 ~ 0.35%, Ni : 0.5 ~ 1.0%, Nb : 0.015 ~ 0.040%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, B : 0.0005 ~ 0.00010%, N : 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
In the control rolling method of the present invention, the semi-finished slab plate to be subjected to the hot rolling process is composed of 0.05 to 0.10% of C, 0.1 to 0.5% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 1.0 to 2.0% of Mn, : 0.015 to 0.030%, P: not more than 0.02%, S: not more than 0.003%, Cu: 0.15 to 0.35%, Ni: 0.5 to 1.0%, Nb: 0.015 to 0.040%, Ti: 0.005 to 0.020% 0.00010%, N: 0.01% or less, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.

슬라브 재가열Reheating slabs

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1100℃로 재가열한다. 여기서, 상기 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 연속주조공정을 통해 확보한 슬라브 판재를 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용한다.In the slab reheating step S110, the slab plate having the above composition is reheated to a slab reheating temperature (SRT) of 1000 to 1100 占 폚. Here, the slab plate can be obtained through a continuous casting process after obtaining a molten steel having a desired composition through a steelmaking process. At this time, in the slab reheating step (S110), the slab plate obtained through the continuous casting process is reheated to reuse the segregated components during casting.

특히, 본 단계에서, 슬라브 재가열 온도는 상대적으로 낮은 온도 범위에 해당하는 1000 ~ 1100℃로 실시하는 것이 중요한 데, 이는 초기 오스테나이트의 결정립 성장이 일어나는 것을 미연에 억제하기 위함이다.Particularly, in this step, it is important to carry out the slab reheating at a temperature ranging from 1000 to 1100 ° C., which is a relatively low temperature range, in order to suppress the grain growth of the initial austenite.

이때, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1000℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 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 1100℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
At this time, when the slab reheating temperature (SRT) is less than 1000 ° C, there is a problem that the reheating temperature is low and the rolling load becomes large. In addition, since the Nb-based precipitates NbC and NbN can not reach the solid solution temperature, they can not be precipitated as fine precipitates upon hot rolling, and the austenite grain growth can not be suppressed, resulting in a rapid coarsening of the austenite grains. On the other hand, when the slab reheating temperature is higher than 1100 ° C, the austenite grains are rapidly coarsened and it is difficult to secure the strength and low-temperature toughness of the steel sheet to be produced.

1차 압연Primary rolling

1차 압연 단계(S120)에서는 재가열된 슬라브 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 오스테나이트 재결정영역에 해당하는 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 950 ~ 980℃ 조건으로 1차 압연한다.In the primary rolling step (S120), the reheated slab plate is primarily rolled under the conditions of Roughing Delivery Temperature (RDT) of 950 to 980 ° C corresponding to the austenite recrystallization region by rough rolling and longitudinal cold rolling.

본 단계에서, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 950℃ 미만일 경우에는 1차 압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 이와 반대로, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 980℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
At this stage, when the primary rolling finish temperature (RDT) is less than 950 ° C, it takes time for securing the cooling time during the primary rolling pass, which may result in lower productivity. On the other hand, when the primary rolling finish temperature (RDT) exceeds 980 DEG C, it may be difficult to secure a sufficient reduction rate.

2차 압연Secondary rolling

2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 FRT(Finish Rolling Temperature) : Ar3 ~ Ar3 + 100℃ 조건으로 2차 압연한다. 이때, Ar3는 750 ~ 800℃일 수 있다.In the secondary rolling step (S130), the primary rolled plate is subjected to secondary rolling at a finishing rolling temperature (FRT) of Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C. corresponding to the austenite non-recrystallized region by the high-grade rolling and the longitudinal internal rolling . At this time, Ar 3 may be 750 to 800 ° C.

본 단계에서, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 Ar3 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 Ar3 + 100℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.In this step, when the secondary rolling finishing temperature (FRT) is less than Ar 3 , an abnormal reverse rolling occurs to form a nonuniform structure, which may significantly reduce the low-temperature impact toughness. On the other hand, when the secondary rolling finishing temperature (FRT) is higher than Ar 3 + 100 ° C, the ductility and toughness are excellent, but the strength is rapidly lowered.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 40 ~ 60%가 되도록 실시될 수 있다. 만일, 2차 압연의 누적압하율이 40% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 60%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.At this time, the secondary rolling may be performed so that the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is 40 to 60%. If the cumulative rolling reduction of the secondary rolling is less than 40%, it is difficult to obtain a uniform and fine structure, which may cause a significant variation in strength and impact toughness. On the other hand, when the cumulative reduction rate of the secondary rolling exceeds 60%, there is a problem that the rolling process time is prolonged and the fishy property is deteriorated.

전술한 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법은 초기 오스테나이트의 결정립 성장이 억제되도록 1000 ~ 1100℃에서 슬라브 재가열을 실시한 후, 폭내기 압연을 실시하는 것 없이 고르기 압연 및 길이내기 압연만으로 1차 및 2차 압연의 다단 제어 압연을 실시하여 판재의 중심부까지 강압하함으로써, 판재의 두께 중심부에서의 조직을 미세화할 수 있을 뿐만 아니라, 두께 방향에 따른 재질 편차를 최소화할 수 있게 된다.
As described above, in the control rolling method of the extreme back sheet according to the embodiment of the present invention, after the slab reheating is performed at 1000 to 1100 ° C so as to suppress the crystal growth of the initial austenite, And multi-stage control rolling of the primary and secondary rolling by only the longitudinal rolling, thereby lowering the structure at the central portion of the thickness of the plate material and minimizing the material deviation along the thickness direction .

한편, 도면으로 도시하지는 않았지만, 본 발명의 실시예에 따른 극후물 판재의 제어압연 방법은 냉각 단계(미도시)를 더 포함할 수 있다.Meanwhile, although not shown in the drawing, the control rolling method of the extreme back sheet according to the embodiment of the present invention may further include a cooling step (not shown).

냉각 단계에서는 2차 압연된 판재를 냉각한다. 이때, 냉각은 상온까지 이루어질 수 있으며, 수냉을 이용하는 강제 냉각 또는 공냉을 이용하는 자연 냉각으로 진행될 수 있다. 이때, 상온은 대략 1 ~ 40℃가 될 수 있다.
In the cooling step, the secondary rolled plate is cooled. At this time, the cooling may be performed up to room temperature, and forced cooling using water cooling or natural cooling using air cooling may be performed. At this time, the normal temperature may be approximately 1 to 40 占 폚.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 극후물 강재는 80mm 이상의 두께를 가지며, 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 15㎛ 이하를 갖는다.The ultrafine steel material produced in the above steps S110 to S140 has a thickness of 80 mm or more and the final microstructure has a composite structure including ferrite and pearlite, Mu] m or less.

이 결과, 상기 방법으로 제조되는 극후물 강재는 인장강도(TS) : 550 ~ 650 MPa, 항복강도(YS) : 450 ~ 550 MPa 및 연신율(EL) : 25% 이상을 갖는다. 특히, 상기 방법으로 제조되는 극후물 강재는 1/2t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)와, 1/4t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)의 편차는 각각 20 MPa 이하를 만족하는바, 두께 방향에 따른 재질 편차를 최소화할 수 있다.
As a result, the ultra-fine steel material produced by the above method has a tensile strength (TS) of 550 to 650 MPa, a yield strength (YS) of 450 to 550 MPa and an elongation (EL) of 25% or more. Particularly, the deviation of tensile strength (TS) and yield strength (YS) at 1 / 2t point and tensile strength (TS) and yield strength (YS) at 1 / 20 MPa or less, respectively, it is possible to minimize the material deviation in the thickness direction.

실시예Example

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.Hereinafter, the configuration and operation of the present invention will be described in more detail with reference to preferred embodiments of the present invention. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
The contents not described here are sufficiently technically inferior to those skilled in the art, and a description thereof will be omitted.

1. 시편의 제조1. Preparation of specimens

표 1 및 표 2에 기재된 조성 및 표 3에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열한 후, 1차 압연 및 2차 압연을 실시하여 열간 압연한 후, 상온까지 공냉하였다. 여기서, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우에는 1차 압연 및 2차 압연으로 고르기 압연 및 길이내기 압연만을 실시하여 88mm의 두께가 되도록 하였고, 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우에는 1차 압연 및 2차 압연으로 고르기 압연, 폭내기 압연 및 길이내기 압연을 실시하여 88mm의 두께가 되도록 하였다. 이후, 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 수행하였다.
The specimens according to Examples 1 to 2 and Comparative Examples 1 and 2 were prepared with the compositions shown in Tables 1 and 2 and the process conditions shown in Table 3. At this time, in the case of the specimens according to Examples 1 to 2 and Comparative Examples 1 and 2, ingots having respective compositions were prepared, heated using a rolling simulation tester, subjected to primary rolling and secondary rolling, After rolling, it was air-cooled to room temperature. In the case of the specimens according to Examples 1 and 2, only the primary rolling and the secondary rolling were carried out in both the rolling and the longitudinal rolling to obtain a thickness of 88 mm. In the case of the specimens according to Comparative Examples 1 and 2, Rolling and secondary rolling were carried out in the order of rolling, width rolling and longitudinal rolling to give a thickness of 88 mm. Thereafter, tensile tests were conducted on the specimens prepared according to Examples 1 to 2 and Comparative Examples 1 to 2.

[표 1] (단위 : 중량%)[Table 1] (unit:% by weight)

Figure 112012069918538-pat00001

Figure 112012069918538-pat00001

[표 2] (단위 : 중량%)[Table 2] (unit:% by weight)

Figure 112012069918538-pat00002

Figure 112012069918538-pat00002

[표 3][Table 3]

Figure 112012069918538-pat00003

Figure 112012069918538-pat00003

2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties

표 4는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다.
Table 4 shows the evaluation results of the mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 and 2.

[표 4][Table 4]

Figure 112012069918538-pat00004
Figure 112012069918538-pat00004

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들은 각 시편 방향과 무관하게 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 550 ~ 650 MPa, 항복강도(YS) : 450 ~ 550 MPa 및 연신율(EL) : 25% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.Tables 1 to 4 show that the specimens prepared according to Examples 1 and 2 have tensile strengths (TS) of 550 to 650 MPa and yield strengths (YS) of 450 - 550 MPa and elongation (EL): 25% or more.

또한, 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 1/2t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)와, 1/4t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)의 편차가 모두 20 MPa 이하를 만족하는 것을 알 수 있다.
In addition, tensile strength (TS) and yield strength (YS) at 1 / 2t, tensile strength (TS) at 1 / 4t and YS ) Are all 20 MPa or less.

반면, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우에는 1/4t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)는 목표값을 만족하였으나, 1/2t 지점에서의 인장강도(TS)는 목표값을 만족하고 항복강도(YS)는 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다. 또한, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 각 두께 방향과 무관하게 연신율(EL)이 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다. 또한, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 1/2t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)와, 1/4t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)의 편차가 모두 20 MPa 이상이라는 것을 알 수 있다.On the other hand, tensile strength (TS) and yield strength (YS) at 1 / 4t satisfied the target values for the samples prepared according to Comparative Examples 1 and 2. However, tensile strength (TS) at 1 / It is found that the target value is satisfied and the yield strength YS is less than the target value. Also, in the case of the specimens produced according to Comparative Examples 1 and 2, it can be seen that the elongation (EL) is less than the target value regardless of the thickness direction. In addition, tensile strength (TS) and yield strength (YS) at 1 / 2t, tensile strength (TS) at 1 / 4t and YS ) Are all 20 MPa or more.

위의 실험 결과를 토대로, 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들이 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 비하여 두께 방향에 따른 재질 편차가 작다는 것을 확인하였다.
Based on the above experimental results, it was confirmed that the specimens produced according to Examples 1 and 2 had smaller material deviations along the thickness direction than the specimens prepared according to Comparative Examples 1 and 2.

한편, 도 2는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 1/2t 지점의 절단면을 나타낸 미세 조직 사진이고, 도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편의 1/2t 지점의 절단면을 나타낸 미세 조직 사진이다.2 is a microstructure photograph showing a cut surface at a 1 / 2t point of a specimen prepared according to Comparative Example 1. FIG. 3 is a microstructure photograph showing a cut surface at a 1 / 2t point of the specimen prepared according to Example 1. FIG. to be.

도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 비교예 1 및 실시예 1에 따라 제조된 시편들의 경우, 최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 알 수 있다. 이때, 비교예 1에 따라 제조된 시편은 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 20㎛는 갖는데 반해, 실시예 1에 따라 제조된 시편은 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 12㎛로 비교예 1에 비하여 보다 미세하다는 것을 알 수 있다.
As shown in Figs. 2 and 3, it can be seen that, in the case of the specimens produced according to Comparative Example 1 and Example 1, the final microstructure has a composite structure including ferrite and pearlite . At this time, the specimen prepared according to Comparative Example 1 had an average diameter of ferrite structure of 20 mu m at the center of the thickness, whereas the specimen prepared according to Example 1 had ferrite structure of 12 mu m at the center of thickness, As shown in Fig.

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.
While the invention has been described in connection with what is presently considered to be the most practical and preferred embodiment, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments. Such changes and modifications are intended to fall within the scope of the present invention unless they depart from the scope of the present invention. Accordingly, the scope of the present invention should be determined by the following claims.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 1차 압연 단계
S130 : 2차 압연 단계S110: Slab reheating step
S120: Primary rolling step
S130: Secondary rolling step

Claims (7)

슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1100℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 950 ~ 980℃ 조건으로 1차 압연하는 단계; 및
상기 1차 압연된 판재를 고르기 압연 및 길이내기 압연으로 FRT(Finish Rolling Temperature) : Ar3 ~ Ar3 + 100℃ 조건으로 2차 압연하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 극후물 판재의 제어압연 방법.
Reheating the slab sheet to a slab reheating temperature (SRT) of 1000 to 1100 占 폚;
Rolling the reheated slab sheet at a rough rolling temperature (RDT) of 950 to 980 ° C by means of rough rolling and longitudinal cold rolling; And
And secondarily rolling the primary rolled plate under the conditions of Finishing Rolling Temperature (FRT): Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C by means of rough rolling and longitudinal cold rolling. Way.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, Al : 0.015 ~ 0.030% , P : 0.02% 이하, S : 0.003% 이하, Cu : 0.15 ~ 0.35%, Ni : 0.5 ~ 1.0%, Nb : 0.015 ~ 0.040%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, B : 0.0005 ~ 0.00010%, N : 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 극후물 판재의 제어압연 방법.
The method according to claim 1,
The slab plate
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains 0.05 to 0.10% of C, 0.1 to 0.5% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.015 to 0.030% of Al, (Fe) and unavoidable impurities, and the balance of Fe and Ni is 0.5 to 1.0%, Nb is 0.015 to 0.040%, Ti is 0.005 to 0.020%, B is 0.0005 to 0.00010%, N is 0.01% Control rolling method of sheet metal.
제1항에 있어서,
상기 2차 압연 단계 이후,
상기 2차 압연된 판재를 냉각하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 극후물 판재의 제어압연 방법.
The method according to claim 1,
After the secondary rolling step,
Further comprising the step of cooling the secondary rolled plate. ≪ RTI ID = 0.0 > 11. < / RTI >
제3항에 있어서,
상기 냉각 단계 이후,
상기 판재는 80mm 이상의 두께를 가지며,
최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 15㎛ 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 극후물 판재의 제어압연 방법.
The method of claim 3,
After the cooling step,
The plate has a thickness of at least 80 mm,
Wherein the final microstructure has a composite structure including ferrite and pearlite, wherein an average diameter of the ferrite structure at the center of the thickness is 15 占 퐉 or less.
중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.5%, Mn : 1.0 ~ 2.0%, Al : 0.015 ~ 0.030%, P : 0.02% 이하, S : 0.003% 이하, Cu : 0.15 ~ 0.35%, Ni : 0.5 ~ 1.0%, Nb : 0.015 ~ 0.040%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, N : 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
인장강도(TS) : 550 ~ 650 MPa, 항복강도(YS) : 450 ~ 550 MPa 및 연신율(EL) : 25% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 극후물 강재.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains 0.05 to 0.10% of C, 0.1 to 0.5% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.015 to 0.030% of Al, (Fe) and unavoidable impurities, wherein the total amount of Fe and Ni is 0.5 to 1.0%, Nb is 0.015 to 0.040%, Ti is 0.005 to 0.020%, B is 0.0001 to 0.0005%, N is 0.01%
And a tensile strength (TS) of 550 to 650 MPa, a yield strength (YS) of 450 to 550 MPa and an elongation (EL) of 25% or more.
제5항에 있어서,
상기 강판은
80mm 이상의 두께를 가지며,
최종 미세조직이 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 두께 중심부의 페라이트 조직의 평균 직경이 15㎛ 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 극후물 강재.
6. The method of claim 5,
The steel sheet
Having a thickness of 80 mm or more,
Wherein the final microstructure has a composite structure including ferrite and pearlite, wherein an average diameter of the ferrite structure at the center of the thickness is 15 占 퐉 or less.
제6항에 있어서,
상기 강판은
1/2t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)와,
1/4t 지점에서의 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)의 편차는 각각 20 MPa 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 극후물 강재.The method according to claim 6,
The steel sheet
Tensile strength (TS) and yield strength (YS) at 1 / 2t point,
And the deviation of tensile strength (TS) and yield strength (YS) at a point of 1/4 t satisfy 20 MPa or less, respectively.
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