KR101505299B1 - Steel and method of manufacturing the same - Google Patents

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Abstract

합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해, 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 분율을 조절함과 더불어, 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 나타낼 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.04 ~ 0.11%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Mo : 0.15 ~ 0.50%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.070%, V : 0.03 ~ 0.10%, B : 0.0005 ~ 0.002%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1200℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 800 ~ 850℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 730 ~ 830℃ 조건에서 2 ~ 5분 동안 공랭으로 대기하는 단계; 및 (d) 상기 (c) 단계를 마친 판재를 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.Through control of alloy components and control of process conditions, it is possible to control the fraction to have a composite structure including acicular ferrite and bainitic ferrite, And a method of manufacturing the same.
The method of manufacturing a steel material according to the present invention comprises the steps of: (a) mixing 0.04 to 0.11% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.01% 0.1 to 0.5% of Ni, 0.3 to 1.0% of Ni, 0.15 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.06% of Al, 0.2 to 1.0% of Cu, 0.01 to 0.03% of Ti, 0.005 to 0.070% of Nb, (Slab reheating temperature) of 1150 to 1200 ° C, the slab sheet comprising: about 0.10% to about 0.10% of B, about 0.0005 to about 0.002% of B, about 0.002 to about 0.007% of N, and the balance of Fe and unavoidable impurities; (b) subjecting the reheated slab sheet to finishing hot rolling under the conditions of FRT (Finishing Rolling Temperature): 800 to 850 占 폚; (c) air-quenching the hot-rolled sheet at a temperature of 730 to 830 ° C for 2 to 5 minutes; And (d) cooling the plate material after completion of the step (c) to 350 to 450 ° C.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME [0002]

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해, 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 분율을 조절함과 더불어, 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 나타낼 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a steel material and a method of manufacturing the steel material, and more particularly, to a steel material and a method of manufacturing the steel material by controlling an alloy component and controlling a process condition. And a method of manufacturing the same. 2. Description of the Related Art

종래에는 700MPa 이상의 강재를 제조할시 QT(Quenching & Tempering) 열처리를 실시하는 방식으로 제조하여 왔다. 그러나, 열간압연 후 QT(Quenching & Tempering) 열처리 공정을 수행할 경우, 생산 비용 및 시간이 과도하게 증가하는 요인으로 작용하였다.Conventionally, when steel products of 700 MPa or more are manufactured, quenching & tempering (QT) heat treatment is performed. However, the QT (Quenching & Tempering) heat treatment process after hot rolling resulted in an excessive increase in production cost and time.

또한, 종래에는 소입성 향상을 위해 합금원소를 다량 첨가하였는데, 이는 결국 합금 설계 비용의 증가와 더불어, 용접성을 열화시키는 요인으로 작용하였다.In addition, in the past, a large amount of alloying elements was added to improve the incombustibility, which in turn resulted in an increase in alloy design cost and deterioration of weldability.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2004-0075971호(2004.08.30. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 고강도 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.
A related prior art is Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2004-0075971 (published on Aug. 30, 2004), which discloses a high strength steel sheet and a manufacturing method thereof.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해, 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 나타낼 수 있는 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.SUMMARY OF THE INVENTION An object of the present invention is to provide a method of manufacturing a steel material capable of exhibiting excellent anti-vibration properties by securing a resistance-to-restorative property through control of alloy components and process conditions.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa, 항복강도(YS) : 500 ~ 650MPa, 항복비(YR) : 75% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 강재를 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a process for producing a polyurethane elastomer which is produced by the above process and has a tensile strength (TS) of 700 to 850 MPa, a yield strength (YS) of 500 to 650 MPa, a yield ratio (YR) of 75% And a steel material.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.04 ~ 0.11%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Mo : 0.15 ~ 0.50%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.070%, V : 0.03 ~ 0.10%, B : 0.0005 ~ 0.002%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1200℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 800 ~ 850℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 730 ~ 830℃ 조건에서 2 ~ 5분 동안 공랭으로 대기하는 단계; 및 (d) 상기 (c) 단계를 마친 판재를 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
In order to accomplish the above object, the present invention provides a method of manufacturing a steel material, comprising: (a) 0.04 to 0.11% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.01 0.01% or less of S, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.3 to 1.0% of Ni, 0.15 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.06% of Al, 0.2 to 1.0% of Cu, 0.01 to 0.03% (Slab reheating temperature): 1150 to 1200 (inclusive); and a slab plate made of a steel sheet having a composition of 0.005 to 0.070%, V of 0.03 to 0.10%, B of 0.0005 to 0.002%, N of 0.002 to 0.007% and balance of Fe and unavoidable impurities ≪ / RTI > (b) subjecting the reheated slab sheet to finishing hot rolling under the conditions of FRT (Finishing Rolling Temperature): 800 to 850 占 폚; (c) air-quenching the hot-rolled sheet at a temperature of 730 to 830 ° C for 2 to 5 minutes; And (d) cooling the plate material after completion of the step (c) to 350 to 450 ° C.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.11%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Mo : 0.15 ~ 0.50%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.070%, V : 0.03 ~ 0.10%, B : 0.0005 ~ 0.002%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa 및 항복강도(YS) : 500 ~ 650MPa을 갖는 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a steel according to an embodiment of the present invention, which comprises 0.04 to 0.11% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.01% 0.1 to 0.5% of Cr, 0.3 to 1.0% of Ni, 0.1 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.06% of Al, 0.2 to 1.0% of Cu, 0.01 to 0.03% of Ti, 0.003 to 0.07% of Nb, (Fe) and unavoidable impurities, and the final microstructure is composed of acicular ferrite and bainitic ferrite (Fe), 0.03 to 0.10% of V, 0.0005 to 0.002% of B, 0.002 to 0.007% of N, (TS): 700 to 850 MPa, and a yield strength (YS): 500 to 650 MPa.

본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 QT(Quenching & Tempering) 열처리 특성을 향상시키기 위해, 크롬(Cr), 니켈(Ni) 등을 다량 첨가하는 방식 대신, TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 공정을 통하여 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 등의 합금원소의 첨가량을 줄여 제조 원가를 절감할 수 있으면서도, 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 분율을 조절하여 저항복비 특성을 확보할 수 있다.The steel material and the manufacturing method thereof according to the present invention can be manufactured by a process of TMCP (Thermo Mechanical Control Process) instead of a method of adding a large amount of chromium (Cr), nickel (Ni) or the like in order to improve quenching & It is possible to reduce the manufacturing cost by reducing the amount of the alloying elements such as chromium (Cr), nickel (Ni) and molybdenum (Mo), and also to provide a composite structure including acicular ferrite and bainitic ferrite So that the resistance ratio can be secured.

따라서, 본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa, 항복강도(YS) : 500 ~ 650MPa, 항복비(YR) : 75% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 가짐으로써, 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 나타낼 수 있다.
Therefore, the steel material and the manufacturing method thereof according to the present invention have a tensile strength (TS) of 700 to 850 MPa, a yield strength (YS) of 500 to 650 MPa, a yield ratio (YR) of 75% It is possible to ensure excellent resistance to vibration and to exhibit excellent vibration resistance.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편들에 대한 인장강도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 3은 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편들에 대한 항복강도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 4는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편들에 대한 연신율을 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.FIG. 1 is a flowchart showing a method of manufacturing a steel material according to an embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a graph showing tensile strength measurements of the specimens according to Examples 1 and 2 and Comparative Example 1. FIG.
FIG. 3 is a graph showing the results of measuring the yield strengths of the specimens according to Examples 1 and 2 and Comparative Example 1. FIG.
4 is a graph showing the results of measurement of elongation for the specimens according to Examples 1 and 2 and Comparative 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 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Hereinafter, a steel material according to a preferred embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings.

강재Steel

본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa, 항복강도(YS) : 500 ~ 650MPa, 항복비(YR) : 75% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.The steel according to the present invention is intended to have a tensile strength (TS) of 700 to 850 MPa, a yield strength (YS) of 500 to 650 MPa, a yield ratio (YR) of 75% or less and an elongation (EL) of 20% .

이를 위해, 본 발명에 따른 강재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.11%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Mo : 0.15 ~ 0.50%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.070%, V : 0.03 ~ 0.10%, B : 0.0005 ~ 0.002%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.The steels according to the present invention may contain 0.04 to 0.11% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.01% or less of P, 0.01% or less of S, 0.5 to 0.5% of Ni, 0.3 to 1.0% of Ni, 0.15 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.06% of Al, 0.2 to 1.0% of Cu, 0.01 to 0.03% of Ti, 0.005 to 0.070% of Nb, %, B: 0.0005 to 0.002%, N: 0.002 to 0.007%, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.

이때, 상기 강재는 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖는다.At this time, the steel has a composite structure in which the final microstructure includes acicular ferrite and bainitic ferrite.

또한, 상기 강재는 중량%로, Ca : 0.005% 이하, Zr : 0.001% 이하 및 Sn : 0.015% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
In addition, the steel may further contain at least one of Ca, Ca, and Z in an amount of 0.005% or less, 0.001% or less, and 0.015% or less of Sn, by weight.

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

탄소(C)Carbon (C)

본 발명에서 탄소(C)는 강의 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 강재 전체 중량의 0.04 ~ 0.11 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.04 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.11 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added in an amount of 0.04 to 0.11 wt% of the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.04% 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) is more than 0.11% 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 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 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 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The silicon (Si) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.4% by weight based on the total weight of the steel 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 contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.4% by weight, the non-metallic inclusions are excessively formed on the surface of the steel to lower the 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 강재 전체 중량의 1.5 ~ 2.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.5 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The manganese (Mn) is preferably added in an amount of 1.5 to 2.5% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of manganese (Mn) is less than 1.5% by weight, the fraction of the second phase structure is lowered, and it may be difficult to secure the strength. On the contrary, when the content of manganese (Mn) exceeds 2.5% by weight, sulfur dissolved in the steel precipitates into MnS, which lowers impact toughness 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 강재 전체 중량의 0.01 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 0.01% by weight or less based on the total weight of the steel material.

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.01 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 0.01% by weight or less based on the total weight of the steel material.

크롬(Cr)Chromium (Cr)

크롬(Cr)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 또한, 상기 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 한다.Chromium (Cr) is an effective element added to secure strength. In addition, the chromium (Cr) serves to increase the hardenability.

크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
Cr 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. If the content of chromium (Cr) is less than 0.1% by weight, the effect of addition thereof can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of chromium (Cr) exceeds 0.5% by weight, the weldability and the heat affected zone (HAZ) toughness are lowered.

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. In particular, nickel (Ni) is an effective element for improving the low-temperature impact toughness.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.3 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.3 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 0.3 to 1.0% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of nickel (Ni) is less than 0.3% 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.

몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)

몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성의 향상에 기여하며, 또한 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다. Molybdenum (Mo) contributes to improvement of strength and toughness, and also contributes to ensuring stable strength at room temperature or high temperature.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.15 ~ 0.50 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.50 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
The molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 0.15-0.50% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. If the content of molybdenum (Mo) is less than 0.15% by weight, the effect of adding molybdenum is insufficient. On the contrary, when the content of molybdenum (Mo) exceeds 0.50 wt%, there is a problem that the weldability is lowered.

알루미늄(Al)Aluminum (Al)

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 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.06 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al2O3를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The aluminum (Al) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.06% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. If the content of aluminum (Al) is less than 0.01% by weight, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.06% by weight, Al 2 O 3 , which is a nonmetallic inclusion, is formed to lower the impact toughness at low temperatures.

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 강재 전체 중량의 0.2 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The copper (Cu) is preferably added in an amount of 0.2 to 1.0% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of copper (Cu) is less than 0.2% by weight, the effect of adding copper can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of copper (Cu) exceeds 1.0% by weight, it exceeds the solubility limit and does not contribute to a further increase in the strength, resulting in a problem of causing redispersibility brittleness.

티타늄(Ti)Titanium (Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.Titanium (Ti) has the effect of improving the toughness and strength of steel by reducing the austenite grain growth by welding Ti (C, N) precipitates with high stability at high temperatures, thereby finishing the welded structure.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
The titanium (Ti) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.03% 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, there arises a problem that aging hardening occurs because of the remaining solid carbon and nitrogen employed without precipitation. On the contrary, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.03% by weight, coarse precipitates are produced, which lowers the low-temperature impact properties of the steel and raises the manufacturing cost without further effect of addition.

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 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.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.070 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.070 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀(Nb)의 함량이 0.070 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 0.005-0.070 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.005% by weight, the effect of adding niobium can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.070 wt%, the weldability of steel is deteriorated. Also, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.070 wt%, 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 ferrite, which may lower the impact toughness.

바나듐(V)Vanadium (V)

바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.Vanadium (V) plays a role in improving the strength of steel through precipitation strengthening effect by precipitate formation.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.03 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.03 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
The vanadium (V) is preferably added in an amount of 0.03 to 0.10% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of vanadium (V) is less than 0.03% by weight, it may be difficult to exhibit the above effect properly. On the contrary, when the content of vanadium (V) exceeds 0.10 wt%, the low-temperature impact toughness deteriorates.

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 강재 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0020 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0020 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.
The boron (B) is preferably added in an amount of 0.0005 to 0.0020% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of boron (B) is less than 0.0005 wt%, the amount of boron (B) is insufficient, so that the above effect can not be exhibited properly. On the other hand, if the boron (B) content is over 0.0020 wt%, the formation of boron oxide may cause a problem of inhibiting the surface quality of the steel.

질소nitrogen

본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물로서, AlN, TiN 등의 개재물을 형성시켜 강판의 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 to lower the internal quality of the steel sheet.

상기 질소는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.002 ~ 0.007 중량%의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다. 질소의 함량이 강재 전체 중량의 0.002 중량% 미만일 경우에는 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 반대로, 질소(N)의 함량이 강재 전체 중량의 0.007 중량%를 초과할 경우에는 고용질소에 의해 시효성이 저하될 수 있다.
The nitrogen is preferably limited to a content ratio of 0.002 to 0.007% by weight of the total weight of the steel material according to the present invention. If the content of nitrogen is less than 0.002% by weight of the total weight of the steel, the manufacturing cost is increased and management is difficult. Conversely, if the content of nitrogen (N) exceeds 0.007% by weight of the total weight of the steel, the aging property may be lowered by the solid nitrogen.

칼슘(Ca)Calcium (Ca)

칼슘(Ca)은 황(S)과의 높은 친화도를 가진다. 이를 통하여 칼슘의 첨가는 구형의 CaS를 형성시켜 강중의 황의 함량을 낮추고, 또한, MnS 개재물의 생성을 방해하여 가공성 향상에 기여한다. Calcium (Ca) has a high affinity with sulfur (S). Through this, the addition of calcium lowers the content of sulfur in the steel by forming spherical CaS, inhibits the formation of MnS inclusions, and contributes to improvement of workability.

다만, 칼슘의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 과도한 CaS가 생성되거나, 또는 원하지 않는 CaO가 생성되는 문제점이 있다. 따라서, 칼슘은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.
However, when calcium is added in an amount exceeding 0.005% by weight of the total weight of the steel according to the present invention, excessive CaS is generated or undesired CaO is produced. Therefore, calcium is preferably added at a content ratio of 0.005% by weight or less based on the total weight of the steel according to the present invention.

지르코늄(Zr)Zirconium (Zr)

지르코늄(Zr)은 MnS 형성시 핵생성 위치로 작용하며, 설파이드 개재물의 구상화를 통하여 가공성 확보에 기여한다. 또한 강도 증가의 효과가 있다.Zirconium (Zr) acts as nucleation site in the formation of MnS, and contributes to securing processability through spheroidization of sulfide inclusions. There is also an effect of increasing the strength.

다만, 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.001 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 표면 결함, 강 제조 비용 상승 등이 문제될 수 있다. 따라서, 지르코늄은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.001 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.
However, if the amount is more than 0.001% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention, surface defects and an increase in steel production cost may be a problem. Therefore, zirconium is preferably added at a content ratio of 0.001% by weight or less based on the total weight of the steel material according to the present invention.

주석(Sn)Tin (Sn)

주석(Sn)은 내식성을 확보하기 위해 첨가된다.Tin (Sn) is added to ensure corrosion resistance.

다만, 주석의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 내식성 향상 효과의 기여 효과보다는 제조 원가의 상승 요인으로 작용할 우려가 크다. 따라서, 주석은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.
However, when a tin content of more than 0.015% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention is added in a large amount, there is a great possibility that the tin is more likely to increase the manufacturing cost than the contribution of the corrosion resistance improving effect. Therefore, tin is preferably added at a content ratio of 0.015% by weight or less based on the total weight of the steel material according to the present invention.

강재 제조 방법Steel manufacturing method

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다1 is a process flow diagram illustrating a method of manufacturing a steel material according to an embodiment of the present invention

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 공랭대기 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다. 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, a method of manufacturing a steel material according to an embodiment of the present invention includes a slab reheating step S110, a hot rolling step S120, a cooling air waiting step S130, and a cooling step S140. 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 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.04 ~ 0.11%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Mo : 0.15 ~ 0.50%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.070%, V : 0.03 ~ 0.10%, B : 0.0005 ~ 0.002%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.In the method of manufacturing a steel material according to the present invention, the semi-finished slab plate to be subjected to the hot rolling process is composed of 0.04 to 0.11% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.01% 0.01% or less of S, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.3 to 1.0% of Ni, 0.15 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.06% of Al, 0.2 to 1.0% of Cu, 0.01 to 0.03% , 0.005 to 0.070% of V, 0.03 to 0.10% of B, 0.0005 to 0.002% of B, 0.002 to 0.007% of N, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.

또한, 상기 슬라브 판재는 중량%로, Ca : 0.005% 이하, Zr : 0.001% 이하 및 Sn : 0.015% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.
In addition, the slab plate may further contain at least one of Ca: 0.005% or less, Zr: 0.001% or less, and Sn: 0.015% or less in weight percent.

슬라브 재가열Reheating slabs

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1200℃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 1150 to 1200 ° C. 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.

본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃ 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 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
At this stage, when the slab reheating temperature (SRT) is less than 1150 DEG 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, and the austenite grains are rapidly concentrated. On the other hand, when the slab reheating temperature exceeds 1200 deg. 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.

열간압연Hot rolling

열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 슬라브 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 800 ~ 850℃ 조건으로 마무리 열간압연한다.In the hot rolling step (S120), the reheated slab plate is subjected to finish hot rolling under the conditions of FRT (Finishing Rolling Temperature): 800 to 850 占 폚.

이때, 열간압연은 1차 압연 및 2차 압연으로 실시되는 다단 제어 압연으로 실시될 수 있다. 본 발명에서와 같이, 1차 및 2차로 실시되는 다단 제어 압연을 적용할 경우, 오스테나이트 결정립내에 변형대가 형성되며, 그로 인해 오스테나이트 결정립내에 페라이트 핵생성 사이트를 다량 형성시켜 압연종료 후 미세한 결정립을 확보할 수 있게 된다.At this time, hot rolling can be carried out by multi-stage controlled rolling performed by primary rolling and secondary rolling. As in the present invention, when the primary and secondary multi-stage controlled rolling is applied, a strain band is formed in the austenite grains, thereby forming a large amount of ferrite nucleation sites in the austenite grains, .

즉, 열간압연은 재가열된 슬라브 판재를 오스테나이트 재결정영역에 해당하는 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 1050 ~ 1100℃ 조건으로 조압연하는 과정과, 조압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 FRT(Finish Rolling Temperature) : 800 ~ 850℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 과정으로 세분화될 수 있다.That is, in the hot rolling, the reheated slab plate is rough-rolled to a roughing delivery temperature (RDT) of 1050 to 1100 ° C corresponding to the austenite recrystallization zone, and a rough rolling process is performed in which the rough- (Finish Rolling Temperature): It can be subdivided into finishing hot rolling at 800 ~ 850 ℃.

이때, 조압연 종료온도(RDT)가 1050℃ 미만일 경우에는 1차 압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 반대로, 조압연 종료온도(RDT)가 1100℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.At this time, when the rough rolling finish temperature (RDT) is less than 1050 ° C, it takes time to secure the cooling time during the primary rolling pass, which may reduce the productivity. On the other hand, when the rough rolling finish temperature RDT exceeds 1100 DEG C, it may be difficult to secure a sufficient reduction rate.

또한, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 800℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 850℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.If the finishing rolling finish temperature (FRT) is less than 800 ° C, an abnormal reverse rolling occurs to form a nonuniform structure, which can considerably lower the impact resistance at low temperatures. On the other hand, when the finishing rolling finish temperature (FRT) exceeds 850 캜, the ductility and toughness are excellent, but the strength is rapidly lowered.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 60 ~ 70%가 되도록 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 2차 압연의 누적압하율이 60% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 70%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.
At this time, the secondary rolling is preferably finish-rolled so that the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is 60 to 70%. When the cumulative rolling reduction of the secondary rolling is less than 60%, it is difficult to obtain a uniform and fine structure, and the deviation of the strength and impact toughness may be severely generated. On the other hand, when the cumulative rolling reduction of the secondary rolling exceeds 70%, there is a problem that the rolling process time is prolonged and the fishy property is deteriorated.

공랭대기Air-cooling standby

공랭대기 단계(S130)에서는 열간압연된 판재를 730 ~ 830℃ 조건에서 2 ~ 5분 동안 공랭으로 대기한다.In the air cooling standby step (S130), the hot-rolled plate is subjected to air cooling for 2 to 5 minutes at 730 to 830 ° C.

이러한 공랭대기 단계(S130)를 실시할 경우, 상대적으로 연한성질의 폴리고날 페라이트의 조직 분율을 최적화시켜, 저항복비 특성을 만족시킬 수 있게 된다.When this air cooling standby step (S130) is performed, it is possible to optimize the texture fraction of polygonal ferrite having a relatively soft nature, thereby satisfying the resistance-to-resistance characteristic.

이때, 공랭대기 온도가 730℃ 미만이거나, 또는 공랭대기 유지시간이 2분 미만일 경우에는 페라이트 변태가 불충분하여 가공성을 확보하기 어렵다. 반대로, 공랭대기 온도가 830℃를 초과하거나, 또는 공랭대기 유지시간이 5분을 초과할 경우에는 펄라이트의 형성으로 강재의 가공성이 저하될 뿐만 아니라, 저항복비 특성을 확보하는 데 어려움이 따른다.
At this time, when the air cooling ambient temperature is less than 730 占 폚 or the air cooling air holding time is less than 2 minutes, the ferrite transformation is insufficient and it is difficult to ensure workability. Conversely, when the air-cooling ambient temperature exceeds 830 占 폚 or the air-cooling atmosphere holding time exceeds 5 minutes, not only the workability of the steel is lowered due to the formation of pearlite, but also the difficulty in securing the low-resistance characteristic is caused.

냉각Cooling

냉각 단계(S140)에서는 공랭대기 단계(S130)를 마친 판재를 10 ~ 15℃/sec의 속도로 350 ~ 450℃까지 냉각한다.In the cooling step (S140), the plate material after the air cooling standby step (S130) is cooled to 350 to 450 ° C at a rate of 10 to 15 ° C / sec.

본 단계에서, 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 하기 위해, 10 ~ 15℃/sec의 빠른 냉각속도와 350 ~ 450℃의 낮은 냉각종료온도를 엄격히 제어하여 냉각하는 것이 바람직하다.In this step, in order to make the final microstructure have a composite structure including acicular ferrite and bainitic ferrite, a rapid cooling rate of 10 to 15 DEG C / sec and a low cooling rate of 350 to 450 DEG C It is preferable that the cooling is performed by strictly controlling the cooling end temperature.

특히, 냉각개시온도(Start Cooling Temperature : SCT)는 700 ~ 750℃로 실시하는 것이 바람직하다. 냉각개시온도(SCT)가 700℃ 미만일 경우에는 애시큘라 페라이트의 형성 분율이 너무 높아 강도가 미달될 수 있다. 반대로, 냉각개시온도(SCT)가 750℃를 초과할 경우, 애시큘라 페라이트 형성 분율이 너무 낮아 강도는 높으나 항복비가 75%를 초과하게 되어 변형능을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.Particularly, it is preferable that the start cooling temperature (SCT) is 700 to 750 ° C. When the cooling start temperature (SCT) is less than 700 ° C, the formation fraction of the ascicular ferrite is too high and the strength may be lowered. On the other hand, when the cooling start temperature (SCT) exceeds 750 캜, the fraction of the ascicular ferrite is too low to have high strength, but the yield ratio exceeds 75%, making it difficult to secure the deformability.

한편, 냉각종료온도가 350℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 450℃를 초과할 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.On the other hand, when the cooling end temperature is lower than 350 ° C, a large amount of low-temperature transformed structure is formed, which lowers the low-temperature toughness. Conversely, when the cooling end temperature exceeds 450 DEG C, it may be difficult to secure the desired strength.

또한, 냉각 속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 15℃/sec를 초과할 경우에는 베이니틱 페라이트 분율이 증가하여 강도는 상승하는 이점이 있기는 하나, 저온 인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다.When the cooling rate is less than 10 DEG C / sec, the crystal growth is promoted, and it may be difficult to secure the strength. On the other hand, when the cooling rate exceeds 15 DEG C / sec, the bainitic ferrite fraction increases and the strength increases, but the low temperature toughness is rapidly lowered.

상기의 냉각이 완료된 이후에는, 상온까지 공냉이 실시될 수 있다.
After the above-mentioned cooling is completed, air cooling may be performed up to room temperature.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 강재는 QT(Quenching & Tempering) 열처리 특성을 향상시키기 위해, 크롬(Cr), 니켈(Ni) 등을 다량 첨가하는 방식 대신, TMCP(Thermo Mechanical Control Process) 공정을 통하여 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 등의 합금원소의 첨가량을 줄여 제조 원가를 절감할 수 있으면서도, 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 분율을 조절하여 저항복비 특성을 확보할 수 있다.Instead of adding a large amount of chromium (Cr), nickel (Ni), or the like in order to improve the quenching & tempering property, the steel material produced in the above steps S110 to S140 may be subjected to a TMCP (Thermo Mechanical Control Process) It is possible to reduce the manufacturing cost by reducing the amount of the alloying elements such as chromium (Cr), nickel (Ni), molybdenum (Mo) and the like through the process and also include acicular ferrite and bainitic ferrite It is possible to control the fraction to have a complex structure and to obtain the resistance-deficiency characteristic.

따라서, 본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa, 항복강도(YS) : 500 ~ 650MPa, 항복비(YR) : 75% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 가짐으로써, 저항복비 특성을 확보하여 우수한 내진성을 나타낼 수 있다.
Therefore, the steel material and the manufacturing method thereof according to the present invention have a tensile strength (TS) of 700 to 850 MPa, a yield strength (YS) of 500 to 650 MPa, a yield ratio (YR) of 75% It is possible to ensure excellent resistance to vibration and to exhibit excellent vibration resistance.

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 조성과 표 3 및 표 4에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다.
The specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2 were prepared with the composition shown in Tables 1 and 2 and the process conditions shown in Tables 3 and 4.

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

Figure 112013057874818-pat00001

Figure 112013057874818-pat00001

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

Figure 112013057874818-pat00002

Figure 112013057874818-pat00002

[표 3][Table 3]

Figure 112013057874818-pat00003

Figure 112013057874818-pat00003

[표 4][Table 4]

Figure 112013057874818-pat00004

Figure 112013057874818-pat00004

2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties

표 5는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다.
Table 5 shows the evaluation results of the mechanical properties of the specimens produced according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2.

[표 5][Table 5]

Figure 112013057874818-pat00005
Figure 112013057874818-pat00005

표 1 내지 표 5를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들은 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa, 항복강도(YS) : 500 ~ 650MPa, 항복비(YR) : 75% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.Tensile Strength (TS): 700 to 850 MPa, Yielding Strength (YS): 500 to 650 MPa, Yielding Ratio (YR): 75 corresponding to the target values are shown in Tables 1 to 5 % And elongation (EL): 20% or more.

반면, 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)는 목표값을 만족하였으나, 항복비(YR) 및 연신율(EL)이 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.On the other hand, in the case of the specimens according to Comparative Examples 1 and 2, the tensile strength TS and the yield strength YS satisfied the target values, but it was found that the yield ratio YR and the elongation EL were below the target value have.

이때, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들은 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖는데 반해, 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들은 페라이트(ferrite), 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 및 템퍼드 베이나이트(tempered bainite)를 포함하는 복합조직을 갖는 것을 확인하였다.
At this time, the specimens according to Examples 1 to 3 have a composite structure in which the final microstructure includes acicular ferrite and bainitic ferrite, while the specimens according to Comparative Examples 1 and 2 have ferrite (bismuth ferrite) ferrite, tempered martensite, and tempered bainite, as shown in Fig.

한편, 도 2 내지 도 4는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편들에 대한 인장강도, 항복강도 및 항복비를 각각 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.2 to 4 are graphs showing tensile strength, yield strength and yield ratio of the specimens according to Examples 1 and 2 and Comparative Example 1, respectively.

도 2 내지 도 4에 도시된 바와 같이, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우,비교예 1에 비하여 인장강도(TS)는 낮은 값을 갖기는 하나, 인장강도(TS)와 항복강도(YS)의 비율에 해당하는 항복비(YR)가 75% 이하를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.As shown in FIGS. 2 to 4, the tensile strength (TS) and the yield strength (YS) of the specimens according to Examples 1 and 2 are lower than those of Comparative Example 1, ) Satisfies 75% or less of the yield ratio (YR).

반면, 비교예 1에 따른 시편의 경우에는 인장강도(TS)에 비하여 항복강도(YS)가 지나치게 높게 측정되는 데 기인하여 목표값에 벗어나는 78.0%의 항복비(YR)를 갖는 것을 확인할 수 있다.
On the other hand, in the case of the test piece according to the comparative example 1, it can be confirmed that the yield strength (YS) is 78% higher than the target value because the yield strength (YS) is measured too high as compared with the tensile strength (TS).

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 : 공랭대기 단계
S140 : 냉각 단계S110: Slab reheating step
S120: Hot rolling step
S130:
S140: cooling step

Claims (7)

(a) 중량%로, C : 0.04 ~ 0.11%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Mo : 0.15 ~ 0.50%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.070%, V : 0.03 ~ 0.10%, B : 0.0005 ~ 0.002%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1200℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 800 ~ 850℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계;
(c) 상기 열간압연된 판재를 730 ~ 830℃ 조건에서 2 ~ 5분 동안 공랭으로 대기하는 단계; 및
(d) 상기 (c) 단계를 마친 판재를 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하며,
상기 (d) 단계 이후, 상기 판재는 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa 및 항복강도(YS) : 600 ~ 650MPa을 갖는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
(a) 0.1 to 0.4% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.01% or less of P, 0.01 or less of S, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.3 The steel sheet is made of a steel having a composition of 1.0 to 1.0%, Mo: 0.15 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.06%, Cu: 0.2 to 1.0%, Ti: 0.01 to 0.03%, Nb: 0.005 to 0.070%, V: 0.03 to 0.10% 0.002%, N: 0.002 to 0.007%, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities to a slab reheating temperature (SRT) of 1150 to 1200 ° C.
(b) subjecting the reheated slab sheet to finishing hot rolling under the conditions of FRT (Finishing Rolling Temperature): 800 to 850 占 폚;
(c) air-quenching the hot-rolled sheet at a temperature of 730 to 830 ° C for 2 to 5 minutes; And
(d) cooling the plate material after completion of the step (c) to 350 to 450 ° C,
After step (d), the plate has a composite structure including a final microstructure including acicular ferrite and bainitic ferrite, and has a tensile strength (TS) of 700 to 850 MPa and a yield strength YS): 600 to 650 MPa.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계에서,
상기 슬라브 판재는
중량%로, Ca : 0.005% 이하, Zr : 0.001% 이하 및 Sn : 0.015% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (a)
The slab plate
By weight, at least one of Ca: 0.005% or less, Zr: 0.001% or less, and Sn: 0.015% or less.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
냉각개시온도(Start Cooling Temperature) : 700 ~ 750℃ 조건으로 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (d)
The cooling
Wherein the starting cooling temperature is 700 to 750 占 폚.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
10 ~ 15℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (d)
The cooling
At a rate of 10 to 15 占 폚 / sec.
중량%로, C : 0.04 ~ 0.11%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.3 ~ 1.0%, Mo : 0.15 ~ 0.50%, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.2 ~ 1.0%, Ti : 0.01 ~ 0.03%, Nb : 0.005 ~ 0.070%, V : 0.03 ~ 0.10%, B : 0.0005 ~ 0.002%, N : 0.002 ~ 0.007% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 인장강도(TS) : 700 ~ 850MPa 및 항복강도(YS) : 600 ~ 650MPa을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.01% or less of P, 0.01 to 0.01% of S, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.3 to 1.0% of Ni, 0.10 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.06% of Al, 0.2 to 1.0% of Cu, 0.01 to 0.03% of Ti, 0.005 to 0.070% of Nb, 0.03 to 0.10% of V, 0.0005 to 0.002% of B, N: 0.002 to 0.007% and the balance of Fe (Fe) and unavoidable impurities,
(TS): 700 to 850 MPa and a yield strength (YS): 600 to 650 MPa, while the final microstructure has a composite structure including acicular ferrite and bainitic ferrite. Steel.
제5항에 있어서,
상기 강재는
중량%로, Ca : 0.005% 이하, Zr : 0.001% 이하 및 Sn : 0.015% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강재.
6. The method of claim 5,
The steel
By weight, at least one of Ca: 0.005% or less, Zr: 0.001% or less, and Sn: 0.015% or less.
제5항에 있어서,
상기 강재는
항복비(YR) : 75% 이하 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.6. The method of claim 5,
The steel
A yield ratio (YR) of 75% or less and an elongation (EL) of 20% or more.
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