KR101505292B1 - High strength steel and manufacturing method of the same - Google Patents

Abstract

직접소입을 실시하여 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하여 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가지는 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 고강도 강재 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 900 ~ 1000℃로 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
High tensile steel having a tensile strength (TS) of 900 MPa or higher, a yield strength (YP) of 700 MPa or higher and a Brinell hardness (HB) of 360 or higher by direct quenching to form martensite + tempered martensite structure and And a manufacturing method thereof.
The method of manufacturing a high strength steel material according to the present invention comprises the steps of: (a) providing a steel sheet comprising 0.1 to 0.8% by weight of carbon, 0.1 to 0.5% by weight of silicon, 3.0 to 8.0% by weight of manganese, More than 0 wt% to 0.03 wt%, sulfur (S): 0 wt% to 0.01 wt%, aluminum (Al): 0.2 to 0.8 wt%, molybdenum (Mo) (B): more than 0 wt% to 0.002 wt%, nickel (Ni): 0.1 to 0.3 wt%, and the balance of iron (Fe) And reheating the steel slab made of other unavoidable impurities at 1100 to 1200 ° C; (b) hot rolling the reheated steel to a finishing rolling temperature (FRT) of 900 to 1000 占 폚; And (c) cooling the hot-rolled steel.

Description

고강도 강재 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-

본 발명은 강재 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 직접소입(Direct Quenching, DQ)을 실시함으로써, 내마모성 및 고강도를 갖는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a method of manufacturing a steel material, and more particularly, to a steel material having a wear resistance and a high strength by performing direct quenching (DQ) and a method of manufacturing the same.

최근 각종 구조물이나 기계장치 등은 대형화, 고기능화 되어가는 추세에 있으므로 이에 적용되는 강재는 당연히 고강도, 내모마성 및 경제성 등이 동시에 만족될 수 있는 제조방법이 적용되어야 한다.Recently, various structures and mechanical devices have been increasingly becoming larger and more sophisticated, so that the steel material to be applied to them should be applied to a manufacturing method which can simultaneously satisfy high strength, anti-abrasion resistance and economical efficiency.

이와 같은 특성을 만족시키기 위한 제조방법으로는 제어압연 및 소입-소려법이 널리 이용되고 있다. 그러나, 상기 제어압연법의 경우에는 강도향상의 한계와 생산성 저하를 초래하는 등의 문제가 있고, 상기 소입-소려법은 재가열 소입처리가 필요하므로 경제성이 저하되는 부적합한 문제를 지니고 있었다.As a manufacturing method for satisfying such characteristics, a control rolling method and a quenching method are widely used. However, in the case of the control rolling method, there is a problem that the strength is improved and the productivity is lowered. In the case of the above-mentioned crush-ing method, the economical efficiency is lowered because the reheating crack is required.

따라서, 최근 들어서는 이러한 문제를 해결하기 위하여 강재를 열간압연한 후 냉각 과정 없이 직접소입한 다음 소려를 행하는 직접소입-소려법을 이용하여 경제성 저하 없이 강도를 증대시키는 방법이 개발되었고, 그 적용성 확대에도 큰 주목을 받고 있다. Therefore, recently, in order to solve this problem, there has been developed a method of increasing the strength without reducing the economic efficiency by using the direct quench-thinning method in which the steel material is hot-rolled and then directly quenched without cooling, Has attracted a great deal of attention.

그러나, 상기 직접소입-소려법은 경화능 향상을 위해 몰리브덴, 니켈 등의 고가의 합금원소를 다량 첨가해야 하므로 제조 원가를 상승시킬 뿐만 아니라, 직접소입을 실시할 때, 국부적 열응력, 변태응력에 의한 변형 및 균열 등의 결함이 발생하는 문제점들이 있었다.However, in the direct quenching method, since a large amount of expensive alloying elements such as molybdenum and nickel is added to improve the hardenability, not only the manufacturing cost is increased but also the local thermal stress and the transformation stress And defects such as deformation and cracks are caused by the defects.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제2000-0045514호(2000.07.15. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 저항복비를 가진 고강도 후강재의 제조방법이 개시되어 있다.A related prior art is Korean Patent Publication No. 2000-0045514 (published on July 15, 2000), which discloses a method of manufacturing a high strength steel having a low resistance.

본 발명의 목적은 재가열 후 소입-소려 공정에 있는 재가열에 의한 오스테나이트화 열처리 공정을 생략하고 직접소입을 실시함으로써 , 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 갖는 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
(TS) of 900 MPa or more, a yield strength (YP) of 700 MPa or more, and a tensile strength (YP) of 700 MPa or more by performing direct quenching by omitting the austenitizing heat treatment step by reheating in the quenching- And having a Brinell hardness (HB): 360 or more, and a method for producing the same.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 900 ~ 1000℃로 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
In order to accomplish the above object, the present invention provides a method of manufacturing a high strength steel material, comprising: (a) 0.1 to 0.8% by weight of carbon (C), 0.1 to 0.5% by weight of silicon (Si) (Al): 0.2 to 0.8% by weight, molybdenum (Mo): 0.08% by weight or less, phosphorus (P): 0 to less than 0.03% 0.1 to 1.0% by weight of niobium, 0.01 to 0.05% by weight of niobium, 0.01 to 0.04% by weight of titanium (Ti), 0 to 0.002% 0.3% by weight and the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities at 1100 to 1200 ° C; (b) hot rolling the reheated steel to a finishing rolling temperature (FRT) of 900 to 1000 占 폚; And (c) cooling the hot-rolled steel.

또한, 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재는 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 900 MPa 이상 및 항복강도(YP) : 700 MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.The high strength steel according to the embodiment of the present invention may contain 0.1 to 0.8% by weight of carbon (C), 0.1 to 0.5% by weight of silicon (Si), 3.0 to 8.0% by weight of manganese (Mn) More than 0 wt% to 0.03 wt%, sulfur (S): 0 wt% to 0.01 wt%, aluminum (Al): 0.2 to 0.8 wt%, molybdenum (Mo) (B): more than 0 wt% to 0.002 wt%, nickel (Ni): 0.1 to 0.3 wt%, and the balance of iron (Fe) And other inevitable impurities, and has tensile strength (TS) of 900 MPa or more and yield strength (YP) of 700 MPa or more.

본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 직접소입을 실시하여 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하여 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가지는 고강도 강재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.The steel material and the manufacturing method thereof according to the present invention are characterized by forming a martensite + tempered martensite structure by direct quenching to have a tensile strength (TS) of 900 MPa or more, a yield strength (YP) of 700 MPa or more, and a Brinell hardness ): 360 or more, and a method for producing the same.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.1 is a flowchart illustrating a method of manufacturing a high-strength steel according to an embodiment of the present invention.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 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 the manner of achieving them will become apparent with reference to the embodiments described in detail below with reference to the accompanying drawings. The present invention may, however, be embodied in many different forms and should not be construed as being limited to the embodiments set forth herein. Rather, these embodiments are provided so that this disclosure will be thorough and complete, and will fully convey the scope of the invention to those skilled in the art. Is provided to fully convey the scope of the invention to those 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 고강도 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Hereinafter, a high strength steel according to a preferred embodiment of the present invention and a method of manufacturing the same will be described in detail with reference to the accompanying drawings.

고강도 강재High strength steel

본 발명에 따른 고강도 강재는 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 갖는 것을 목표로 한다.The high strength steel according to the present invention is intended to have a tensile strength (TS) of 900 MPa or more, a yield strength (YP) of 700 MPa or more and a Brinell hardness (HB) of 360 or more.

이를 위하여, 본 발명에 따른 고강도 강재는 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.
To this end, the high strength steel according to the present invention comprises 0.1 to 0.8% by weight of carbon (C), 0.1 to 0.5% by weight of silicon (Si), 3.0 to 8.0% by weight of manganese (Mn) (Al): 0.2 to 0.8 wt%, molybdenum (Mo): 0.1 to 1.0 wt%, niobium (Nb): 0.1 to 1.0 wt% (B): more than 0 wt% to 0.002 wt%, nickel (Ni): 0.1 to 0.3 wt%, and the balance of iron (Fe) and other And is made of unavoidable impurities.

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

탄소(C)Carbon (C)

본 발명에서 탄소(C)는 마르텐사이트 생성 및 경화능 향상을 위해 첨가된다.In the present invention, carbon (C) is added to improve martensite generation and curing ability.

탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.8 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.1 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.8 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.Carbon (C) is preferably added at a content ratio of 0.1 to 0.8% 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 0.1% by weight, it may be difficult to secure strength. On the contrary, when the content of carbon (C) is more than 0.8% by weight, the strength of the steel is increased but the impact resistance at low temperatures and the weldability are deteriorated.

실리콘(silicon( SiSi ))

본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강재 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과도 갖는다.In the present invention, silicon (Si) is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process. Silicon (Si) also has a solid solution strengthening effect.

실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 인성 및 용접성이 저하되고, 강 중 산화개재물이 증가하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다.Silicon (Si) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.5% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of silicon (Si) is less than 0.1% by weight, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.5% by weight, the toughness and weldability are lowered, and the oxide inclusions in the steel are increased, which may lower the low temperature toughness and the hydrogen organic cracking resistance.

망간(manganese( MnMn ))

망간(Mn)은 직접소입 시, 경화능 향상 및 마르텐사이트를 확보하기 위해 첨가된다.Manganese (Mn) is added to direct hardening to improve hardenability and ensure martensite.

망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 3.0 ~ 8.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 이때, 3.5 ~ 4.5 중량%를 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 3.0 중량% 미만일 경우에는 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 8.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성 저해 및 표면 균열이 발생될 수 있다.Manganese (Mn) is preferably added in an amount of 3.0 to 8.0% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. At this time, it is more preferable to add 3.5 to 4.5 wt%. When the content of manganese (Mn) is less than 3.0 wt%, it may be difficult to secure strength even if the content of carbon (C) is high. On the contrary, when the content of manganese (Mn) exceeds 8.0 wt%, the weldability and the surface crack may occur.

인(P), 황(S)Phosphorus (P), sulfur (S)

인(P)은 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강 중에 포함되어 용접성 및 인성을 저하시키고 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 편석되는 문제점이 있으므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하로 제한하였다.Phosphorus (P) is an impurity which is inevitably contained at the time of production, and is contained in the steel to deteriorate the weldability and toughness, and is segregated at the center of the slab and at the austenite grain boundary during solidification. Therefore, in the present invention, the content of phosphorus (P) is limited to more than 0 wt% and not more than 0.03 wt% of the total weight of the steel material.

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 망간과 반응하여 MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하로 제한하였다.Sulfur (S) is an element which is inevitably contained in the manufacture of steel together with phosphorus (P), and reacts with manganese to form MnS, which lowers impact toughness at low temperatures. Therefore, in the present invention, the content of sulfur (S) is limited to over 0 wt% to 0.01 wt% or less of the total weight of the steel material.

알루미늄(aluminum( AlAl ))

알루미늄(Al)은 BN 형성을 억제하고 AlN을 형성하여 고용질소 감소 및 고강도를 구현하기 위해 첨가된다.Aluminum (Al) is added to suppress BN formation and to form AlN to realize solid nitrogen reduction and high strength.

알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.2 ~ 0.8 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.2 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 알루미늄(Al) 첨가효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.8 중량%를 초과할 경우에는 용접성 저해 및 표면 균열을 일으킬 수 있다.
Aluminum (Al) is preferably added in a content ratio of 0.2 to 0.8% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of aluminum (Al) is less than 0.2% by weight of the total weight of the steel material, the effect of adding aluminum (Al) can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.8% by weight of the total weight of the steel, the weldability and the surface crack can be caused.

몰리브덴(molybdenum( MoMo ))

몰리브덴(Mo)은 강의 강도와 인성의 향상 및 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다. Molybdenum (Mo) contributes to improving the strength and toughness of steel and securing stable strength at room temperature and high temperature.

몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.1 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 몰리브덴(Mo)의 첨가효과를 제대로 보기 힘들다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
The molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 0.1 to 1.0% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of molybdenum (Mo) is less than 0.1% by weight, the effect of addition of molybdenum (Mo) is hardly observed. On the contrary, when the content of molybdenum (Mo) exceeds 1.0% by weight, there is a problem that the weldability is lowered.

니오븀(Niobium ( NbNb ))

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강의 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 grain strength and low-temperature toughness by suppressing grain growth during rolling and making crystal grains finer.

니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 니오븀을 포함한 조대한 2차상들이 생성되어 수소유기균열 발생의 기점으로 작용하는 문제점이 있다.
Niobium (Nb) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.05% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.01% by weight, the effect of adding niobium can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.05% by weight, coarse secondary phases including niobium are generated and act as a starting point of hydrogen organic cracking.

티타늄(titanium( TiTi ))

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접 시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시켜 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.Titanium (Ti) has the effect of improving the toughness and strength of steel by refining the texture of the welded part by inhibiting the growth of austenite crystal grains during welding by generating precipitates of Ti (C, N) having high stability at high temperatures.

티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 결정립 미세화 효과를 보기 힘들다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
Titanium (Ti) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.04% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.01% by weight, the grain refinement effect is hardly observed. On the contrary, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.04% by weight, coarse precipitates are produced, which lowers the low-temperature impact properties of the steel and raises manufacturing costs 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 2차 가공취성이 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.

보론(B)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.002 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.
Boron (B) is preferably added in a content ratio of more than 0 wt% to 0.002 wt% of the total weight of the steel material according to the present invention. If the boron (B) content is over 0.002 wt%, the formation of boron oxide may cause a problem of inhibiting the surface quality of the steel.

니켈(nickel( NiNi ))

니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히, 니켈(Ni)은 저온 충격인성 및 경화능을 향상시키는데 효과적인 원소이다.Nickel (Ni) fine grains and solidify in the austenite and ferrite to strengthen the matrix. In particular, nickel (Ni) is an effective element for improving the low temperature impact toughness and hardenability.

니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.3 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.Nickel (Ni) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.3% by weight based on the total weight of the steel sheet according to the present invention. If the content of nickel (Ni) is less than 0.1% by weight, the effect of adding nickel can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of nickel (Ni) is more than 0.3 wt% and added in a large amount, there arises a problem of inducing a hot brittleness.

강재 제조 방법Steel manufacturing method

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.1 is a flowchart illustrating a method of manufacturing a high-strength steel material according to an embodiment of the present invention.

도 1을 참조하면, 도시된 고강도 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 냉각 단계(S130) 및 템퍼링 단계(S140)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(S110) 및 템퍼링 단계(S140)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 및 인성 향상 등의 효과를 도출하기 위하여 재가열 단계(S110) 및 템퍼링 단계(S140)를 실시하는 것이 더 바람직하다.
Referring to FIG. 1, a method of manufacturing a high strength steel shown in FIG. 1 includes a slab reheating step S110, a hot rolling step S120, a cooling step S130, and a tempering step S140. At this time, although the reheating step S110 and the tempering step S140 are not necessarily performed, it is more preferable to perform the reheating step S110 and the tempering step S140 in order to obtain effects such as reuse of precipitates and improvement in toughness desirable.

본 발명에 따른 고강도 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브는 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.The steel slab in the semi-finished product state to be subjected to the hot rolling process in the method of manufacturing a high-strength steel according to the present invention is characterized in that the steel slab has carbon (C) of 0.1 to 0.8 wt%, silicon (Si) of 0.1 to 0.5 wt%, manganese (Mn) (Al): 0.2 to 0.8% by weight, molybdenum (Mo): 0.08% by weight or less, phosphorus (P): 0 to less than 0.03% 0.1 to 1.0% by weight of niobium, 0.01 to 0.05% by weight of niobium, 0.01 to 0.04% by weight of titanium (Ti), 0 to 0.002% 0.3% by weight and balance iron (Fe) and other unavoidable impurities.

슬라브 재가열Reheating slabs

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브를 1100 ~ 1200℃로 재가열한다. 상기 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 재가열시 확산에 의하여 슬라브상에 존재하는 망간(Mn)과 인(P) 편석부가 완화된다. 또한 니오븀(Nb)을 충분히 고용시킴으로써 피닝효과(Pinning effect)를 이용하여 오스테나이트 결정입자를 미세하게 제어할 수 있다.In the slab reheating step S110, the slab having the above composition is reheated to 1100 to 1200 ° C. The slab having the above composition can be obtained through a continuous casting process after obtaining a molten steel having a desired composition through a steelmaking process. Manganese (Mn) and phosphorus (P) segregation on the slab are relaxed by diffusion during reheating. Further, by sufficiently employing niobium (Nb), austenite crystal grains can be finely controlled by using a pinning effect.

재가열 온도가 1100℃ 미만일 경우에는 편석이 충분히 확산되지 못하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 해치게 된다. 반대로, 재가열 온도가 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트의 결정립 크기가 증가하므로 저온인성이 나빠지는 문제점이 있다.If the reheating temperature is less than 1100 ° C, the segregation can not be sufficiently diffused and the low temperature toughness and the hydrogen organic cracking resistance are deteriorated. On the other hand, when the reheating temperature exceeds 1200 ° C, the grain size of the austenite increases, and the low temperature toughness is deteriorated.

열간 압연Hot rolling

열간압연 단계(S120)에서는 가열로에서 재가열된 슬라브를 열간압연한다.In the hot rolling step (S120), the slab reheated in the heating furnace is hot-rolled.

열간압연 단계(S120)는 강압하 조건으로 30 ~ 70%의 압하율로 실시함으로써, 우수한 표면품질의 강재를 얻을 수 있다.The hot rolling step (S120) is carried out under a reduced pressure condition at a reduction rate of 30 to 70%, whereby a steel having excellent surface quality can be obtained.

마무리 압연온도(Finish Rolling Temperature : FRT)는 900 ~ 1000℃로 실시하는 것이 바람직하다. 마무리 압연온도(FRT)가 900℃ 미만일 경우에는 이상역 압연에 따른 인성 열화 및 항복비가 높아질 수 있다. 반대로, 마무리 압연온도(FRT)가 1000℃를 초과할 경우에는 재결정 및 결정립 조대화로 인하여 강도 및 인성 확보가 어렵다. The finishing rolling temperature (FRT) is preferably 900 to 1000 占 폚. If the finish rolling temperature (FRT) is lower than 900 ° C, the toughness deterioration and yield ratio due to the abnormal reverse rolling may be increased. On the other hand, when the finishing rolling temperature (FRT) exceeds 1000 캜, it is difficult to secure strength and toughness due to recrystallization and crystal grain coarsening.

또한, 압하율이 30% 미만으로 실시될 경우에는 결정립의 미세화가 제대로 이루어지기 어렵다. 반대로, 압하율이 70%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생산성이 저하되는 문제점이 있다.In addition, when the reduction rate is less than 30%, it is difficult for the grain size to be finely formed. On the other hand, when the reduction rate exceeds 70%, the rolling process time is prolonged and the productivity is lowered.

이때, 압연은 90° 교차압연을 3회 이상 실시하여 이방성 억제 및 평판도를 증가시키는 것이 보다 바람직하다.
At this time, it is more preferable that the rolling is performed three times or more by 90 ° cross rolling to increase the anisotropy suppression and the flatness.

냉각 단계Cooling step

냉각 단계(S130)에서는 열간압연 직후 냉각구역을 통과하면서, 냉각개시온도(SCT) : 860 ~ 960℃의 강재를 냉각종료온도(FCT) : 200 ~ 300℃까지 균일 냉각으로 소입(Quenching)한다. 이때, 강의 표면부는 내부의 복원열에 의해 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하지만, 내부는 마르텐사이트 조직을 형성한다. In the cooling step (S130), a steel material having a cooling start temperature (SCT) of 860 to 960 ° C is quenched by uniform cooling to a cooling end temperature (FCT) of 200 to 300 ° C, while passing through a cooling zone immediately after hot rolling. At this time, the surface portion of the steel forms a tempered martensite structure by the internal restoration heat, but the inside forms a martensite structure.

냉각종료온도가 200℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 300℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직의 형성으로 인해 충분한 강도 확보가 어렵다.If the cooling end temperature is less than 200 ° C, a large amount of low-temperature transformation structure is formed, and low-temperature toughness is deteriorated. On the other hand, when the cooling end temperature exceeds 300 캜, it is difficult to secure sufficient strength due to formation of coarse microstructure.

템퍼링Tempering

템퍼링(Tempering) 단계(S140)는 강재를 냉각하여 내부응력을 제거하기 위한 공정으로서, 100 ~ 300℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 템퍼링은 냉각구역 통과 후, 내부의 보유열에 의해 자기 소려(Self Tempering) 되어 소입균열의 발생을 방지할 수 있는 것이 보다 바람직하다.The tempering step S140 is a step for cooling the steel material to remove internal stress, and is preferably performed at a temperature of 100 to 300 캜. It is more preferable that the tempering can self-temper by the retained heat inside after passing through the cooling zone to prevent generation of fine cracks.

템퍼링 온도가 100℃ 미만일 경우 템퍼링의 효과가 저조하여 인성의 확보가 어렵다. 반대로, 템퍼링 온도가 300℃를 초과할 경우 충분한 강도의 확보가 어렵다.
When the tempering temperature is less than 100 캜, the effect of tempering is low and it is difficult to secure toughness. On the other hand, when the tempering temperature exceeds 300 캜, it is difficult to secure sufficient strength.

상기한 제조 방법을 통해 형성되는 강재의 외부는 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성되며, 내부는 마르텐사이트 조직이 형성된다. 또한, 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가질 수 있다.A tempered martensite structure is formed on the outside of the steel material formed through the above-described manufacturing method, and a martensite structure is formed on the inside. Also, it may have a tensile strength (TS) of 900 MPa or more, a yield strength (YP) of 700 MPa or more, and a Brinell hardness (HB) of 360 or more.

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. 시편 제조1. Specimen Manufacturing

표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편을 제조하였다.
The specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3 were produced under the composition shown in Table 1 and the process conditions shown in Table 2.

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

[표 2][Table 2]

2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties

표 3은는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.Table 3 shows the results of evaluation of mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3.

[표 3][Table 3]

표 1 ~ 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들은 본 발명의 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.
Referring to Tables 1 to 3, the specimens prepared according to Examples 1 to 3 have tensile strengths (TS) of 900 MPa or more, yield strengths (YP) of 700 MPa or more and Brinell hardnesses HB): 360 or more.

반면, 실시예 1과 비교하여 망간(Mn)이 적게 첨가되고 FRT가 본 발명에서 제시하는 범위에 미달한 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 직접소입에 따른 경화능 향상의 효과를 보기 힘들어 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 브리넬 경도(HB) 모두 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.On the other hand, in the case of the test piece prepared according to Comparative Example 1 in which manganese (Mn) was less than that of Example 1 and FRT was less than the range suggested by the present invention, it is difficult to improve the hardenability by direct quenching It can be seen that both the yield strength (YP), the tensile strength (TS) and the Brinell hardness (HB) are below the target value.

또한, 실시예 1과 비교하여 망간(Mn)이 적게 첨가되고 니켈(Ni)이 미첨가되며, FCT가 본 발명에서 제시하는 범위를 초과한 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우, 충분한 마르텐사이트를 확보하지 못하여 인장강도(TS)는 목표값을 만족하나, 항복강도(YP) 및 브리넬 경도(HB) 모두 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.Further, in the case of the specimen prepared according to Comparative Example 2 in which manganese (Mn) was not added and nickel (Ni) was not added and the FCT exceeded the range suggested by the present invention as compared with Example 1, sufficient martensite The tensile strength TS satisfies the target value, but the yield strength (YP) and the Brinell hardness (HB) both fall short of the target value.

또한, 실시예 1과 비교하여 망간(Mn)이 적게 첨가되고 보론(B) 및 니켈(Ni)이 미첨가되었으며, 압하율이 본 발명에서 제시하는 범위에 미달하는 비교예 3에 따라 제조된 시편의 경우, 저온 충격인성 및 충분한 강도를 확보하지 못하여 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 브리넬 경도(HB) 모두 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.
The specimen prepared according to Comparative Example 3, in which manganese (Mn) was less added and boron (B) and nickel (Ni) were not added as compared with Example 1 and the reduction rate was less than the range suggested by the present invention (YP), tensile strength (TS), and Brinell hardness (HB) both fall short of target values due to insufficient low temperature impact toughness and sufficient strength.

지금까지 살펴온 바와 같이, 본 발명에 따른 강재 제조 방법에 따라 다량의 망간(Mn)을 첨가하고, 니켈(Ni)을 더 첨가함에 따라 후판의 표면균열을 억제할 수 있고, 경화능 및 저온인성을 향상시킬 수 있는 고강도 강재를 제공할 수 있다.As has been described heretofore, according to the method for producing a steel material according to the present invention, a large amount of manganese (Mn) is added and nickel (Ni) is further added to suppress surface cracking of the heavy plate, It is possible to provide a high strength steel which can improve the strength of the steel.

이를 통해, 본 발명에 따라 제조된 강재는 인장강도(TS) : 900 MPa 이상, 항복강도(YP) : 700 MPa 이상 및 브리넬 경도(HB) : 360 이상을 가질 수 있다.Accordingly, the steel material produced according to the present invention may have a tensile strength (TS) of 900 MPa or more, a yield strength (YP) of 700 MPa or more, and a Brinell hardness (HB) of 360 or more.

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 : 열간압연 단계
S130 : 냉각 단계
S140 : 템퍼링 단계S110: Slab reheating step
S120: Hot rolling step
S130: cooling step
S140: Tempering step

Claims (6)

(a) 탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 900 ~ 1000℃로 열간압연하는 단계; 및
(c) 상기 열간압연된 강을 냉각종료온도(FCT) : 200 ~ 300℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
(a) carbon: 0.1 to 0.8 wt%, silicon (Si): 0.1 to 0.5 wt%, manganese (Mn): 3.0 to 8.0 wt%, phosphorus: more than 0 wt% to 0.03 wt% (Al), 0.1 to 1.0% by weight of molybdenum (Mo), 0.01 to 0.05% by weight of niobium (Nb), 0.01 to 0.05% by weight of titanium (Fe) and other inevitable impurities in a steel slab containing 0.01 to 0.04 wt% of titanium (Ti), more than 0 wt% to 0.002 wt% of boron (B), 0.1 to 0.3 wt% of nickel (Ni) Reheating at 1100 to 1200 ° C;
(b) hot rolling the reheated steel to a finishing rolling temperature (FRT) of 900 to 1000 占 폚; And
(c) cooling the hot-rolled steel to a cooling end temperature (FCT) of 200 to 300 占 폚.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
냉각개시온도(SCT)는 860 ~ 960℃인 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (c)
And the cooling start temperature (SCT) is 860 to 960 占 폚.
삭제delete 제1항에 있어서,
상기 (c) 단계 이후,
(d) 상기 냉각된 강을 100 ~ 300℃로 템퍼링을 실시하는 단계;를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강재 제조 방법.
The method according to claim 1,
After the step (c)
(d) tempering the cooled steel at 100 to 300 占 폚.
탄소(C) : 0.1 ~ 0.8 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.5 중량%, 망간(Mn) : 3.0 ~ 8.0 중량%, 인(P) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.2 ~ 0.8 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.1 ~ 1.0 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 보론(B) : 0 중량% 초과 ~ 0.002 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.1 ~ 0.3 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 및 마르텐사이트를 포함하되, 표면은 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖고, 내부는 상기 마르텐사이트 조직을 가지며,
인장강도(TS) : 900 MPa 이상 및 항복강도(YP) : 700 MPa 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 강재.(P): not less than 0 wt% to not more than 0.03 wt%, sulfur (0.03 wt% or less), carbon (C): 0.1 to 0.8 wt% (Ti): 0.1 to 1.0% by weight, molybdenum (Mo): 0.01 to 0.05% by weight, niobium (Nb) : 0.01 to 0.04 wt% boron (B): more than 0 wt% to 0.002 wt% boron (B), 0.1 to 0.3 wt% nickel and the balance of Fe and other inevitable impurities,
Wherein the final microstructure comprises tempered martensite and martensite, the surface having the tempered martensite structure, the interior having the martensite structure,
A tensile strength (TS) of 900 MPa or more, and a yield strength (YP) of 700 MPa or more. 삭제delete

Images