KR20090069871A - Steel for a structure having excellent low temperature toughnetss and tensile strength of heat affected zone and manufacturing method for the same - Google Patents

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Abstract

A structural high intensity steel and a manufacturing method thereof are provided to secure the superior low temperature toughness by adding component increasing hardness of the steel. A manufacturing method for the structural high intensity steel comprises; a step of heating a steel slab at 1000°C~1300°C; a step of rough rolling with the reduction rate more than 50%; a step of performing a finishing rolling process in order to make the reduction rate in Ar3 or Ae3 over than 60%, even though the rolling process is expired in the Ar3 or Ae3; a step of cooling at more than 3°C / sec cooling speed and stopping the cooling at 450°C or greater.

Description

용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법{STEEL FOR A STRUCTURE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNETSS AND TENSILE STRENGTH OF HEAT AFFECTED ZONE AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}High-strength structural steel with excellent low temperature toughness and tensile strength of welding heat affected zone and manufacturing method thereof

본 발명은 용접 열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 비록 강재의 저온인성과 인장강도는 높다 하더라도 용접을 위하여 강재를 가열한 후에는 용접시 열을 받는 열영향부의 저온인성과 인장강도는 현저히 감소하는 문제가 해결된 고강도 구조용 강재 및 이러한 강재의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a high-strength structural steel having excellent low temperature toughness and tensile strength of the weld heat affected zone and a method of manufacturing the same. More specifically, although the low temperature toughness and tensile strength of the steel are high, the welding is performed after heating the steel for welding. The low-temperature toughness and tensile strength of the heat-affected portion subjected to time-related heat is related to a high-strength structural steel and a method of manufacturing the steel.

빌딩, 교량, 압력용기, 파이프 등과 같은 구조물은 상기 구조물에 적용되는 큰 하중으로 인하여 높은 강도를 가질 것이 요구되는 것이 많다. 또한, 구조물 제조시 투입되는 원가감소에 대한 지속적인 요구 등으로 인하여 강재의 총중량은 계속적으로 감소되고 있기 때문에, 상기 강재의 강도증가에 대한 요구는 거스를 수 없는 대세가 되었다.Structures such as buildings, bridges, pressure vessels, pipes and the like are often required to have high strength due to the large loads applied to the structures. In addition, since the total weight of the steel is continuously reduced due to the continuous demand for cost reduction during the production of the structure, the demand for increasing the strength of the steel has become irresistible.

일반적으로 강재의 강도를 높이기 위해서 합금성분의 첨가 또는 저온에서 변태되는 강한 미세조직을 이용하는 방법이 사용된다. 그러나, 강재의 강도가 증가할수록 강재의 저온인성 또는 취성균열전파정지 특성과 같은 성질은 저하되는 것이 일반적이기 때문에, 고강도 구조용 강재는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 취약한 것이 대부분이다. 저온인성은 극저온에서 강재가 얼마나 취성파괴를 일으키지 않는가의 척도로서 통상적으로 연성취성천이온도를 그 척도로 삼는 경우가 많은데, 저온인성이 취약할 경우에는 강재가 극한지 등에서 사용될 경우에는 강재에 쉽게 취성파괴가 일어나기 때문에 사용할 수 있는 환경이 제약될 수 밖에 없으며, 취성균열전파정지특성은 전파되는 취성균열을 얼마나 효과적으로 정지시킬 수 있는지에 대한 척도로서 취성균열전파정지특성이 우수하여야 강재의 취성파괴를 억제할 수 있다. 저온인성이 부족한 강재는 구조물의 안전성을 크게 저하하기 때문에 강재의 저온인성 확보는 필수적인 과제이다.In general, in order to increase the strength of the steel is used a method using a strong microstructure that is transformed at the low temperature or the addition of alloying components. However, as the strength of the steel increases, properties such as low temperature toughness or brittle crack propagation stop characteristic of the steel are generally lowered, and therefore, high strength structural steels tend to have poor low temperature toughness and brittle crack propagation stop characteristics. Low temperature toughness is a measure of how brittle fractures occur at cryogenic temperatures. In general, ductile brittle transition temperature is often used as a measure. If low temperature toughness is weak, brittleness is easily brittle with steel. Because of the destruction, the environment that can be used is inevitably limited. The brittle crack propagation stop characteristic is a measure of how effectively the brittle crack propagates can be stopped.The brittle crack propagation stop characteristic must be excellent to suppress brittle fracture of steel. can do. Since steels lacking low-temperature toughness greatly degrade the safety of structures, securing low-temperature toughness of steel is an essential task.

이러한, 요구를 동시에 충족시키기 위해 종래부터 많은 연구가 이루어져 왔는데, 최근의 경향 중 하나는 강을 세립화하는 것이다. 강을 세립화할 경우 변형 저항이 확보되어 강재의 강도가 향상됨과 동시에 균열이 발생될 경우 많은 결정립계가 상기 균열이 전파하는데 장애로 작용하여 취성파괴가 일어나지 않도록 할 수 있기 때문이다.Much research has been done in the past to meet these needs simultaneously, one of the recent trends is to refine the steel. This is because when the steel is refined, the deformation resistance is secured to improve the strength of the steel and at the same time, when a crack is generated, many grain boundaries can prevent the crack from propagating and thus prevent brittle fracture.

그 예로서, 일본특공소 58-005967호를 들수 있다. 상기 문헌에는 강재의 성 분과 압연조건을 적절히 조절함으로써 인성을 향상시키고자 하는 방법이 기재되어 있는데, 특히 압연을 2상역에서 실시함으로써 미세한 가공 페라이트를 확보함으로 써 인성을 향상시키는 것이 특징이다. 즉, 2상역에서 압연할 경우에는 생성된 페라이트가 계속 가공되기 때문에 미세화될 수 있고, 이와 더불어 오스테나이트도 함께 가공되므로 상기 가공된 오스테나이트로부터 변태된 페라이트 역시 미세한 입도를 가지는 것이다.As an example, Japanese Laid-Open Patent Publication No. 58-005967 can be given. The document describes a method for improving the toughness by appropriately adjusting the steel component and rolling conditions. Particularly, the method is characterized by improving the toughness by securing fine processed ferrite by performing rolling in two phases. That is, in the case of rolling in the two-phase region, the produced ferrite may be refined because it is continuously processed, and in addition, the austenitic is also processed together, so that the ferrite transformed from the processed austenite also has a fine particle size.

그러나, 상술한 2상역 압연은 결정립 미세화에 한계가 있고, 세립 조직을 형성한다 하더라도 강재를 고온으로 가열하면 재결정이 일어난 이후 냉각에 의해 조대한 결정립이 생성되게 되므로, 강재를 용접할 경우에는 재가열과 냉각이라는 열이력을 받게 되므로 내부의 결정립이 조대하게 변화되어 버릴 가능성이 크다. 이러한 경우에는 용접시 열을 받지 않았던 모재는 인성과 강도가 우수하지만 용접부는 인성과 강도, 그 중에서도 특히 구조용 강재에서 중요하게 요구되는 강도가 현저히 저하되어 버릴 우려가 있다. 또한, 2상역에서 압연을 하기 때문에 압연저항이 증가되는 문제도 있을 수 있다.However, the above-described two-phase rolling has a limitation in grain refinement, and even if a fine grain structure is formed, when steel is heated to a high temperature, coarse grains are generated by cooling after recrystallization occurs. Because of the thermal history of cooling, the internal grains are likely to change coarsely. In this case, the base material that is not subjected to heat during welding is excellent in toughness and strength, but there is a fear that the welded part may significantly reduce toughness and strength, particularly strength required for structural steels. In addition, there may be a problem that the rolling resistance is increased because the rolling in two phases.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 본 발명의 일측면에 따르면 강재(모재)의 강도와 인성은 물론 용접시 발생하는 용접 열영향부의 인성과 강도도 확보가능한 구조용 강재 및 그 제조방법이 제공된다.The present invention is to solve the above problems of the prior art, according to one aspect of the present invention, structural steels that can ensure the strength and toughness of the steel (base material) as well as the toughness and strength of the weld heat affected portion generated during welding and its A manufacturing method is provided.

상기 본 발명의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 강재는 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하고, 평균결정립 크기가 5㎛ 이하인 페라이트와 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것을 특징으로 한다.Steel material of the present invention for solving the problems of the present invention by weight%, C: 0.03 ~ 0.18%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 0.3 ~ 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less , Al: 0.005 ~ 0.5%, Nb: 0.005 ~ 0.1%, V: 0.02 ~ 0.2%, Ti: 0.005 ~ 0.1%, N: 15 ~ 200ppm, balance Fe and inevitable impurities, 2.5 <(Ti + 0.2Nb) / N <5.5, and has an internal structure composed of ferrite having an average grain size of 5 µm or less and pearlite or degenerated pearlite having an average grain size of 10 µm or less.

이때, 상기 미세 폴리고날 페라이트의 면적분율은 70~95%이며 상기 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 면적분율은 5~30%인 것이 바람직하다.In this case, the area fraction of the fine polygonal ferrite is 70 to 95%, and the area fraction of the pearlite or degenerated pearlite is 5 to 30%.

또한, 상기 강재는 Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 유리하다.In addition, the steel material is advantageously further comprising one or two or more selected from the group consisting of 0.05% to 0.05%, 0.01% to 2.0% Ni and 0.01% to 1.0% Cu.

본 발명의 또다른 일측면인 상기 강재를 제조하는 방법은 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하는 조성의 강 슬라브를 900~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 50% 이상의 압하율로 조압연하는 단계; Ar3~Ae3에서 압연을 종료하되 상기 Ar3~Ae3에서의 압하율이 60% 이상이 되도록 하는 마무리 압연을 실시하는 단계; 및 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 450℃ 이상의 온도에서 냉각을 정지하는 단계;로 이루어지는 것을 특징으로 한다.Another aspect of the present invention is a method for producing the steel as a weight%, C: 0.03 ~ 0.18%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 0.3 ~ 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% Or less, Al: 0.005 to 0.5%, Nb: 0.005 to 0.1%, V: 0.02 to 0.2%, Ti: 0.005 to 0.1%, N: 15 to 200 ppm, residual Fe and unavoidable impurities, and 2.5 <( Heating a steel slab having a composition satisfying the condition of Ti + 0.2Nb) / N <5.5 to a temperature range of 900 to 1300 ° C .; Rough rolling at a rolling reduction of at least 50%; Finishing the rolling in Ar3 ~ Ae3 but performing a finish rolling so that the reduction ratio in the Ar3 ~ Ae3 is 60% or more; And stopping the cooling at a temperature of 450 ° C. or higher after cooling at a cooling rate of 3 ° C./sec or more.

이때, 상기 강 슬라브는 Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.In this case, the steel slab preferably further comprises one or two or more selected from the group consisting of Cr: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, and Cu: 0.01 to 1.0%.

본 발명에 따르면 용접후의 용접 열영향부의 저온인성과 강도가 우수한 용접구조용 강재를 효과적으로 제공할 수 있다.According to the present invention, it is possible to effectively provide a welded structural steel having excellent low temperature toughness and strength after welding.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail.

본 발명의 발명자들은 상기 본 발명의 과제를 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 강재 모재의 저온인성과 강도를 충분히 확보한 상태에서 강재가 고온으로 가열되었다가 냉각되는 과정에서 충분한 강도를 얻을 수 있도록 강재의 소입성을 향상시키는 성분을 첨가하고, 또한 저온인성 확보에 유리한 원소를 첨가하는 것이 효과적이라는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.The inventors of the present invention have studied in order to solve the problems of the present invention, as a result, the steel material is obtained so as to obtain sufficient strength in the process of heating the steel to a high temperature in the state of sufficiently securing the low temperature toughness and strength of the steel base material The inventors have found that it is effective to add a component that improves the hardenability of and to add an element that is advantageous for securing low temperature toughness.

즉, 본 발명의 강재는 다음과 같은 강재 설계사상으로 설계되고 구현된 것이다. That is, the steel of the present invention is designed and implemented in the following steel design ideas.

(1) 강재의 저온인성과 강도는 조직의 종류와 형상을 적절히 제어하고 충분한 강도를 가지도록 성분계를 제어함으로써 확보 가능하다.(1) Low temperature toughness and strength of steel can be ensured by appropriately controlling the type and shape of the structure and controlling the component system to have sufficient strength.

(2) 용접열영향부의 저온인성과 강도는 용접후 냉각시키더라도 결정립의 성장을 억제하는 소위 피닝(pinning)효과를 가지는 성분을 첨가하고, 냉각시 강재를 강화할 수 있는 성분을 제어함으로써 가능하다.(2) The low temperature toughness and strength of the weld heat affected zone can be achieved by adding a component having a so-called pinning effect that suppresses the growth of crystal grains even when cooled after welding, and controlling the components that can strengthen the steel material upon cooling.

따라서, 본 발명에서는 강재의 조직을 미세한 페라이트와 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트(degenerated pearlite)로 이루어지는 조직으로 제어하여 충분한 강도와 인성을 가지도록 한다. 우선, 본 발명의 목적 달성에 적합한 상기 조 직에 대하여 설명한다.Therefore, in the present invention, the structure of the steel is controlled to a structure composed of fine ferrite and pearlite or degenerated pearlite to have sufficient strength and toughness. First, the above-mentioned organization suitable for achieving the object of the present invention will be described.

먼저 페라이트와 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트(이하 간단히, '펄라이트계'라고도 칭함) 조직을 미세화할 필요가 있다. 이는 강재의 인장강도와 관련있는데, 본 발명에서와 같이 중저탄의 소재를 이용하여 570MPa 이상의 인장강도를 가진 강재를 제조하기 위해서는 합금원소를 적절히 제어하는 동시에 조직을 페라이트와 펄라이트계 조직으로 하면서 상기 페라이트와 펄라이트의 결정립을 미세하게 하는 것이 중요한 것이다. First, it is necessary to refine the structure of ferrite and pearlite or degenerated pearlite (hereinafter, simply referred to as 'pearlite'). This is related to the tensile strength of the steel, in order to manufacture a steel having a tensile strength of 570MPa or more by using a low-low coal material as in the present invention, while controlling the alloying elements as appropriate, while the structure of the ferrite and pearlite-based structure of the ferrite It is important to refine the grains of and pearlite.

이를 위해서는 페라이트 결정을 평균크기로 5㎛ 이하로 초세립화하는 것이 필요하다. 만일 페라이트 결정립이 5㎛을 초과하면 이러한 합금조성과 조직 구성에서는 570MPa 이상의 인장강도를 얻는 것이 어려워진다. 따라서 페라이트의 결정립 평균크기는 5㎛ 이하로 제한한다. 또한, 미세한 페라이트는 취성균열전파를 저지하는 특성을 가질 수 있다. 특히, 상기 미세한 페라이트는 폴리고날 페라이트로서 가공경화되지 않은 것이 보다 바람직하다.For this purpose, it is necessary to refine the ferrite crystal to an average size of 5 탆 or less. If the ferrite grains are larger than 5 mu m, it is difficult to obtain tensile strength of 570 MPa or more in such alloy composition and structure. Therefore, the average grain size of the ferrite is limited to 5㎛ or less. In addition, the fine ferrite may have a property to block brittle crack propagation. In particular, the fine ferrite is more preferably non-work hardened as polygonal ferrite.

또한 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 평균결정립 크기는 10㎛ 이하인 것이 바람직하다. 미세한 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트는 강재의 강도를 향상시킬 뿐만 아니라 그 결정립이 최소화 됨으로써 인성 확보에 효과적이다. Further, the average grain size of pearlite or degenerated pearlite is preferably 10 µm or less. Fine pearlite or degenerated pearlite not only improves the strength of the steel, but also minimizes the grain size and is effective in securing toughness.

이때, 최종 미세조직에서 상기 미세한 폴리고날 페라이트의 면적분율은 70~95%로 제한하는 것이 바람직한데, 만일 페라이트분율이 70% 미만으로 조성되면 인장강도 향상에는 유리할 수 있으나 페라이트 분율이 낮아져 상대적으로 제2상이 과다해질 경우, 연성 또는 성형성이 나빠지게 되어 사용상 문제가 발생하며, 95%를 초과하면 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트가 적어져 인장강도가 저하된다. 따라서 페라이트의 면적분율은 70~95%로 제한하는 것이 필요하다.In this case, the area fraction of the fine polygonal ferrite in the final microstructure is preferably limited to 70 to 95%. If the ferrite fraction is less than 70%, it may be advantageous to improve the tensile strength, but the ferrite fraction is lowered to be relatively low. If the two phases are excessive, the ductility or moldability deteriorates, causing a problem in use, and when it exceeds 95%, the pearlite or degenerated pearlite is less and the tensile strength is lowered. Therefore, the area fraction of ferrite needs to be limited to 70-95%.

또한, 최종 미세조직에서 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 면적분율을 5 ~ 30%로 한정하였는데 만일 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 분율이 30%를 초과하면 연성 또는 성형성이 과도하게 나빠져서 사용상 문제가 발생하며, 5% 미만일 경우에는 인장강도가 저하되며 또한 항복비도 높아지게 된다. 따라서 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 분율을 5~30%로 제한하는 것이 필요하다.In addition, the area fraction of pearlite or degenerated pearlite in the final microstructure was limited to 5 to 30%. If the fraction of pearlite or degenerated pearlite exceeds 30%, ductility or formability becomes excessively deteriorated, resulting in problems in use. If less than 5%, the tensile strength is lowered and the yield ratio is also increased. Therefore, it is necessary to limit the fraction of pearlite or degenerated pearlite to 5-30%.

그리고, 본 발명에서 미세한 폴리고날 페라이트와 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 이루어진 조직이라 함은 실질적으로 이들 조직으로 내부조직이 이루어졌으며, 이들 전체의 면적분율이 98% 이상을 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 이들 외의 조직으로는 불가피하게 포함되는 저온조직(베이나이트, 마르텐사이트, 도상 마르텐사이트 등)을 들 수 있다.In addition, in the present invention, a structure composed of fine polygonal ferrite and pearlite or degenerated pearlite is substantially composed of these structures, and it should be noted that the area fraction of the whole means 98% or more. have. Examples of the other tissues include low temperature tissues inevitably included (bainite, martensite, island martensite, and the like).

또한, 상기와 같은 유리한 효과를 가지는 강재의 성분계에 대하여 설명한다. 강재는 하기하는 성분과 나머지 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분계를 가진다.Moreover, the component system of the steel material which has the above advantageous effects is demonstrated. The steel has a component system composed of the following components and the remaining iron and inevitable impurities.

C : 0.03~0.18%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함)C: 0.03 to 0.18% (hereinafter, the content of each component means weight%)

본 발명에서 모재 및 용접 열영향부의 펄라이트 또는 디제너레이티드 분율을 결정하며, 그 크기와 분율에 따라 인장강도와 저온인성이 결정되는 가장 중요한 원소이다. 0.18% 를 초과하게 되면 과도한 펄라이트의 생성에 의해 인장강도는 크게 증가하나 저온인성을 현저히 저하시킨다. 또한, 0.03%이하가 되면 펄라이트의 분율이 급격히 감소하여 인장강도의 심각한 하락을 초래하여, 0.03~0.18 로 한정한다. 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 용접성을 위해 C의 범위를 0.04~0.12%로 하는 것이 바람직하다In the present invention, the pearlite or degenerated fraction of the base material and the weld heat affected zone is determined, and tensile strength and low temperature toughness are determined by the size and fraction. When the content exceeds 0.18%, the tensile strength is greatly increased due to excessive pearlite formation, but the low temperature toughness is significantly decreased. In addition, when the content is less than 0.03%, the fraction of pearlite decreases rapidly, causing a significant drop in tensile strength, and is limited to 0.03 to 0.18. In the case of a plate used as a steel structure for welding, the range of C is preferably 0.04 to 0.12% for weldability.

Si : 0.01~0.8%Si: 0.01 ~ 0.8%

Si은 강도 향상 효과가 있어 유용하지만, 0.8% 이상이 되면 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, 0.01% 이하가 되면 탈산 효과가 불충분하게 되어 0.01~0.8%로 한정한다. 또한, Si 은 용접 열영향부에서 생성되는 MA(도상 마르텐사이트) 의 안정성을 높여 많은 MA 를 형성시킴으로서 용접열영향부의 저온인성을 떨어뜨린다. 따라서, Si 의 범위를 0.01~0.8% 로 하는 것이 바람직하다.Si is useful because of its strength-improving effect, but if it is more than 0.8%, low-temperature toughness decreases and weldability deteriorates. Moreover, when it becomes 0.01% or less, the deoxidation effect will become inadequate and it will limit to 0.01 to 0.8%. In addition, Si increases the stability of the MA (image martensite) generated in the weld heat affected zone to form a large number of MA, thereby lowering the low temperature toughness of the weld heat affected zone. Therefore, it is preferable to make the range of Si into 0.01 to 0.8%.

Mn : 0.3~2.5%Mn: 0.3 ~ 2.5%

Mn 은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소로서 0.3% 이상 포함되는 것이 바람직하나, 2.5%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시킨다. 따라서 Mn은 0.3~2.5% 범위로 포함되는 것이 바람직하다. 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 강도와 용접성을 위해 Mn의 범위를 0.06~1.8%로 하는 것이 보다 바람직하다.Mn is preferably included as 0.3% or more as a useful element for improving the strength by solid solution strengthening, the addition of more than 2.5% greatly reduces the toughness of the weld due to excessive increase in the hardenability. Therefore, Mn is preferably included in the 0.3 ~ 2.5% range. In the case of a plate used as a steel structure for welding, the Mn range is more preferably 0.06 to 1.8% for strength and weldability.

P : 0.02% 이하P: 0.02% or less

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.02%로 하는 것이 바람직하다.Although P is an element that is advantageous in improving strength and corrosion resistance, it is advantageous to make it as low as possible because it is an element that greatly impairs impact toughness. Therefore, the upper limit thereof is preferably 0.02%.

S : 0.01% 이하S: 0.01% or less

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.Since S is an element which forms MnS or the like and greatly impairs the impact toughness, it is advantageous to make it as low as possible, so the upper limit thereof is preferably 0.01%.

Al : 0.005~0.5%Al: 0.005 ~ 0.5%

Al 은 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.5% 이상의 첨가는 연속주조시 노즐막힘을 야기하므로 0.005~0.5%로 한정한다. 또한, 고용된 Al 은 MA의 형성을 조장하므로, 적은 양의 Al 으로도 MA 의 안 정성을 높여 많은 MA 를 형성시킴으로서 용접열영향부의 저온인성을 떨어뜨린다. 상기 Al의 범위는 0.01~0.05%로 하는 것이 보다 바람직하다.Since Al is an element that can be deoxidized at low cost, it is preferable to add 0.005% or more, but the addition of 0.5% or more causes nozzle clogging during continuous casting, so it is limited to 0.005 to 0.5%. In addition, since the dissolved Al promotes the formation of MA, the low temperature toughness of the weld heat affected zone is reduced by increasing the stability of the MA even with a small amount of Al to form a large amount of MA. As for the range of said Al, it is more preferable to set it as 0.01 to 0.05%.

Nb : 0.005~0.1%Nb: 0.005 ~ 0.1%

Nb 는 TMCP 강의 제조에 있어서 중요한 원소로서 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 이외에도 본 발명에서는 용접 열영향부 중에 연화영역에서 용접부 페라이트로 재변태시 페라이트를 미세하게 만들어 강도하락을 방지하는 중요한 역할을 한다. 따라서 Nb를 0.01% 이상 첨가하는 것이 보다 유리하다. 반면 Nb를 과다하게 첨가하면 용접 열영향부에 저온인성에 불리한 조대한 MA 형성을 촉진시키므로 상기 Nb는 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.Nb is an important element in the production of TMCP steel and precipitates in the form of NbC or NbCN to greatly improve the strength of the base metal and the welded portion. In addition, Nb dissolved in reheating at a high temperature suppresses the recrystallization of austenite and suppresses the transformation of ferrite or bainite, thereby making it possible to refine the structure. In addition, the present invention plays an important role of preventing the drop in strength by making the ferrite fine when the transformation from the softening region to the weld ferrite in the weld heat affected zone. Therefore, it is more advantageous to add Nb 0.01% or more. On the other hand, excessive addition of Nb promotes the formation of coarse MA, which is disadvantageous to low temperature toughness in the weld heat affected zone, and therefore it is preferable to add Nb below 0.1%.

V : 0.02~0.2%V: 0.02 ~ 0.2%

V 은 다른 합금원소에 비해 고용되는 온도가 낮을 뿐만 아니라, 용접 열영향부에서 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있으므로 용접시 강의 물성확보에 효과적이다. 따라서, 상기 V는 0.02% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, V를 과다하게 첨가할 경우에는 인성이 저하되므로 0.02~0.2% 범위로 첨가하는 것이 바람직하다. V has a low solubility temperature compared with other alloying elements, and is effective in securing the properties of steel during welding because it has an effect of preventing the drop in strength by precipitation in the heat affected zone. Therefore, it is preferable to add said V 0.02% or more. However, when V is added excessively, toughness is lowered, so it is preferable to add it in the range of 0.02 to 0.2%.

Ti : 0.005~0.1%Ti: 0.005 ~ 0.1%

Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬수 있으므로 그 효과가 발현되기 위해서는 0.005% 이상이 첨가되어야 하며, 0.1% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있다. 또한, 용접 열영향부가 최고 1300도 이상 가열되었을 때 오스테나이트 결정립이 성장하는 것을 억제하여 최종적으로 페라이트를 미세화 시키는 중요한 역할을 한다. 따라서, 보다 바람직한 Ti 함량은 0.005~0.03%로 한정한다.Ti can suppress grain growth during reheating and greatly improve low-temperature toughness. Therefore, at least 0.005% must be added for the effect to be manifested. There is a problem. In addition, when the welding heat affected zone is heated up to 1300 degrees or more, it inhibits the growth of austenite grains and finally plays an important role in miniaturizing ferrite. Therefore, more preferable Ti content is limited to 0.005 to 0.03%.

N : 15~200ppmN: 15 ~ 200ppm

N은 Ti와 함께 첨가시 TiN 석출물을 형성하여 고온에서 오스테나이트의 결정립 성장을 억제시키나, 필요이상의 첨가는 과잉 질소가 기지조직에 고용되어 인장강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시킨다. 따라서, 상기 범위로 제어할 필요가 있으며, 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 용접성을 위해 N의 범위를 10~120ppm으로 하는 것이 보다 바람직하다. N forms TiN precipitates when added with Ti to inhibit grain growth of austenite at high temperatures, but addition of more than necessary significantly reduces toughness while excess nitrogen is solubilized in the matrix to increase tensile strength. Therefore, it is necessary to control in the above range, and in the case of a plate used as a steel structure for welding, it is more preferable to set the range of N to 10 to 120 ppm for weldability.

2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.52.5 <(Ti + 0.2Nb) / N <5.5

상술하였듯이 고온에서의 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키기 위해서는 상기 질소가 Ti나 Nb 등의 원소와 결합하여 TiNb(C,N)계의 탄질화물을 형성하는 것이 바람직하다. 그 비율에 따라 직육면체에서 구형의 형태를 가지며 그 크기도 수 nm에서 수백 nm 로 변화하게 된다. (Ti+0.2Nb) / N 비율이 2.5 이하가 되면 석출되 지 않는 잉여 N가 존재하게 되고 이 잉여 N은 모재 및 용접부의 저온인성을 크게 저해한다. 또한 그 값이 5.5 이상이 되면, 석출물의 크기가 수백 nm 이상으로 조대화되는 확률이 크게 높아져 부분적인 취성 파괴의 원인이 되어 저온인성이 역시 크게 떨어지게 된다. 본 발명자들에 따르면 상기 탄질화물의 형성에 적합한 조건으로는 상기 (Ti+0.2Nb)/N을 2.5~5.5의 범위로 유지하는 것이 바람직하다. 여기서 Ti, Nb, N 은 각각 해당원소의 함량(중량%)을 의미한다.As described above, in order to suppress austenite grain growth at high temperature, the nitrogen is preferably combined with an element such as Ti or Nb to form TiNb (C, N) -based carbonitride. According to the ratio, the cube has a spherical shape and its size is changed from several nm to several hundred nm. When the (Ti + 0.2Nb) / N ratio is 2.5 or less, excess N which does not precipitate is present, and this excess N greatly inhibits the low temperature toughness of the base metal and the weld. In addition, when the value is 5.5 or more, the probability of coarsening of the precipitates to several hundred nm or more is greatly increased, causing partial brittle fracture, and thus low temperature toughness is also greatly reduced. According to the present inventors, it is preferable to keep (Ti + 0.2Nb) / N in the range of 2.5-5.5 as conditions suitable for formation of the said carbonitride. Here, Ti, Nb, N means the content (% by weight) of the corresponding element, respectively.

상술한 본 발명의 유리한 강조성을 가지는 강재는 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 강재의 강도와 인성, 용접열영향부의 인성 및 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 하기의 합금원소들을 적절한 범위내로 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 하기 합금원소들은 1종만 첨가될 수도 있으며, 2종 이상 같이 첨가될 수도 있다.The above-described steel having the advantageous emphasis of the present invention can obtain a sufficient effect only by including the alloying elements in the above-described content range, but the characteristics such as the strength and toughness of the steel, the toughness and weldability of the weld heat affected zone, etc. In order to improve, it is more preferable to add the following alloying elements within an appropriate range. The following alloying elements may be added in one kind or two or more kinds together.

Cr : 0.05~1.0%Cr: 0.05 ~ 1.0%

Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 효과를 얻기위해서는 0.05% 이상의 첨가가 필요하며, 1.0% 이상의 첨가는 용접성을 크게 저하시키므로 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 비교적 낮은 냉각속도에서도 안정적인 충분한 강도를 얻기 위해서는 0.2~0.5%의 범위로 첨가하는 것이 보다 바람직하다.Since Cr has a great effect on increasing the strength by increasing the hardenability, addition of 0.05% or more is necessary to obtain the effect, and addition of 1.0% or more is preferably limited to 1.0% or less because it greatly reduces the weldability. In addition, it is more preferable to add in the range of 0.2 to 0.5% in order to obtain sufficient strength stable even at a relatively low cooling rate.

Ni : 0.01~2.0%Ni: 0.01 ~ 2.0%

Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬수 있는 거의 유일한 원소이며, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 하며, Ni은 고가의 원소이므로 2.0% 이상의 첨가는 경제성이 저하된다. 또한, 용접성도 열화된다.Ni is almost the only element that can simultaneously improve the strength and toughness of the base material, and in order to show the effect, more than 0.01% must be added. Since Ni is an expensive element, the addition of more than 2.0% lowers the economic efficiency. Also, weldability is degraded.

Cu : 0.01~1.0%Cu: 0.01 ~ 1.0%

Cu는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 하며, 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.Since Cu is an element that can increase the strength while minimizing the toughness of the base metal, 0.01% or more must be added in order to exhibit the effect. Excessive addition greatly inhibits the product surface quality, so it is desirable to limit it to 1.0% or less. Do.

따라서, 본 발명의 강재는 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하는 것을 조성상의 특징으로 하며, 필요에 따라서, Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수도 있다.Therefore, the steel of the present invention is in weight%, C: 0.03 to 0.18%, Si: 0.01 to 0.8%, Mn: 0.3 to 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.5% , Nb: 0.005 ~ 0.1%, V: 0.02 ~ 0.2%, Ti: 0.005 ~ 0.1%, N: 15 ~ 200ppm, balance Fe and inevitable impurities, 2.5 <(Ti + 0.2Nb) / N < It is characterized by the composition that satisfies the conditions of 5.5, and if necessary, further selected one or two or more selected from the group consisting of Cr: 0.05 ~ 1.0%, Ni: 0.01 ~ 2.0% and Cu: 0.01 ~ 1.0%. It may also include.

상술한 조성을 가진 강재는 내부에 미세한 조직이 형성되기 용이하여 강도와 인성을 겸비하기에 효과적이다.Steel having the above-described composition is easy to form a fine structure therein is effective to combine strength and toughness.

이하, 상술한 본 발명의 유리한 조직과 성분을 가지는 상기 강재를 제조하기 위한 바람직한 방법 중 하나를 설명한다. 본 발명의 방법은 강재를 재가열하여 조압연한 후 강재가 오스테나이트 영역에서 오스테나이트-페라이트 2상역으로 진입하는 온도의 직상에서 마무리 압연을 가하고 이후 페라이트와 펄라이트계 조직이 생성되기에 적합한 냉각조건로 냉각하는 과정으로 이루어진다. 이하 각 과정에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, one of the preferred methods for producing the steel having the above-described advantageous structure and components of the present invention will be described. According to the method of the present invention, after reheating and roughly rolling the steel, the steel is subjected to finish rolling at a temperature directly entering the austenite-ferrite two-phase zone in the austenitic region, and then to a cooling condition suitable for forming ferrite and pearlite-based structures. It consists of a process of cooling. Hereinafter, each process will be described in detail.

재가열 온도 : 1000~1300℃Reheating Temperature: 1000 ~ 1300 ℃

주편에 충분한 연성을 부여하기 위해서 주편을 재가열한다. 상기 재가열 단계에서의 온도는 1000∼1300℃가 바람직하다. 본 발명의 강판의 재가열에 있어서 가열온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1050℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도는 1300℃ 이하인 것이 바람직하다.Reheat the cast to provide sufficient ductility to the cast. The temperature in the reheating step is preferably 1000 to 1300 ℃. In reheating the steel sheet of the present invention, the heating temperature is preferably set to 1000 ° C or higher, in order to solidify the carbonitride of Ti and / or Nb formed during casting. Moreover, in order to fully solidify the carbonitride of Ti and / or Nb, it is more preferable to heat to 1050 degreeC or more. However, when reheating excessively high temperature, austenite may coarsen, so the reheating temperature is preferably 1300 ° C or lower.

조압연 단계의 압하율 : 50% 이상Rolling rate in the rough rolling stage: 50% or more

마무리 압연 전에 주편 두께를 적정한 두께 범위로 미리 압연하는 조압연 단계에서의 총 압하율은 50% 이상이 바람직하다. 상기 압하율이 충분하지 못할 경우에는 마무리 압연시 오스테나이트 평균 결정립 크기(AGS; Austenite Grain Size)을 후속되는 공정에서 세립강을 제조하기에 적합한 50㎛ 이하로 제어하기가 곤란하기 때문에 바람직하지 않다. 즉, 만일 마무리 압연 직전 AGS가 50㎛를 초과하면 후속하는 열간가공 중 변형유기 동적변태로 발생하는 페라이트 조직의 형성 속도가 현저히 저하됨과 동시에 변형유기 동적변태 페라이트의 형성장소도 매우 불균일해져서 최종적으로 혼립 페라이트가 형성되고 이로 인하여 기계적 성질의 열화가 발생할 수 있으므로 주의해야 한다. 다만, 상기 압하율의 상한은 특별히 제한하지 않는다. 물론 압하율의 상한은 100%이겠지만 조압연 단계의 압하율은 후술하는 마무리 압연단계의 압하율과 최종 재료의 두께를 고려하여 결정되어져야 하는 것이기 때문에, 본 발명에서 대상으로 하는 열연판재의 두께 범주에서 자유롭게 결정될 수 있는 것이다. As for the total rolling reduction in the rough rolling stage which rolls a slab thickness beforehand to a suitable thickness range before finishing rolling, 50% or more is preferable. If the reduction ratio is not sufficient, it is not preferable because it is difficult to control the austenite average grain size (AGS) during finishing rolling to 50 µm or less suitable for producing fine grain steel in a subsequent process. That is, if the AGS just before finishing rolling exceeds 50 µm, the formation rate of the ferrite structure caused by the strain organic dynamic transformation during the subsequent hot processing is remarkably lowered and the place where the strain organic dynamic transformation ferrite is also very unevenly formed and finally mixed. Care should be taken because ferrite is formed, which can lead to deterioration of mechanical properties. However, the upper limit of the reduction ratio is not particularly limited. Of course, the upper limit of the reduction ratio is 100%, but the reduction ratio of the rough rolling step should be determined in consideration of the reduction ratio of the finishing rolling step and the thickness of the final material, which will be described later, so that the thickness range of the hot rolled sheet material targeted in the present invention It can be freely determined from.

또한, 조압연 단계의 온도 역시 특별히 제한하지 않는다. 그 이유 상기 재가열된 슬라브가 냉각되면서 조압연되는데, 상기 조압연시의 온도는 야금학적인 고려는 특별히 수반하지 않으며, 다만 후술하는 마무리 압연에 필요한 온도 이상에서 조압연을 종료시키면 되는 것이기 때문이다.In addition, the temperature of the rough rolling step is also not particularly limited. The reason is that the reheated slab is cooled roughly, because the temperature during the rough rolling does not involve metallurgical consideration in particular, but only when the rough rolling is terminated at a temperature higher than the temperature required for finish rolling described later.

상기 조압연 이후에는 마무리 압연이 실시된다.After the rough rolling, finish rolling is performed.

마무리 압연 종료 온도 : Ae3~Ar3Finish rolling finish temperature: Ae3 ~ Ar3

상기 재가열 단계 및 조압연 단계를 거친 이후에 상기 마무리 압연 단계를 거치게 된다. 상기 마무리 압연 단계에서는 소위 '변형유기 동적변태'를 이용한다. 상기 변형유기 동적변태 현상을 이용하면 미세 페라이트를 생성시킬 수 있는데, 그 결과 오스테나이트 결정과 미세 페라이트가 혼재된 형태의 2상 조직이 마무리 압연 단계에서 얻어지는 것이다. After the reheating step and the rough rolling step, the finishing rolling step is performed. In the finishing rolling step, so-called 'strain organic dynamic transformation' is used. By using the strain organic dynamic transformation phenomenon, fine ferrite can be generated. As a result, two-phase structure in which austenite crystal and fine ferrite are mixed is obtained in the finish rolling step.

그 이유는 다음과 같다. 강재는 온도가 감소함에 따라 통상 오스테나이트 구역에서 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 2상역 구역으로 진입하게 되는데, 그 온도 경계를 통상 A3라 한다. 상기 A3는 3가지로 나누어지는데 이는 강의 냉각이나 가열시 과냉 또는 과열 현상이 존재하기 때문이다. 즉, 아주 장시간 강을 유지하는 정적 변태에서는 Ae3 온도에서 오스테나이트가 페라이트+오스테나이트로(냉각시) 또는 페라이트+오스테나이트가 오스테나이트로 변태(가열시)하게 된다. The reason for this is as follows. As the temperature decreases, the steel usually enters the two-phase zone where ferrite and austenite coexist in the austenite zone. The temperature boundary is usually referred to as A3. The A3 is divided into three types because there is a supercooling or overheating phenomenon when the steel is cooled or heated. That is, in a static transformation that maintains steel for a very long time, austenite is transformed into ferrite + austenite (when cooling) or ferrite + austenite is transformed into austenite (when heating) at Ae3 temperature.

그런데, 강의 변태는 상기와 같은 정적인 상태에서 일어나는 것이 아니라 계속적인 냉각과정 또는 계속적인 가열과정 중에 일어나게 되는데 그 과정에서는 필연적으로 과냉 또는 과열이 발생한다. 상기의 과냉 또는 과열은 강의 조성에 의존하는 것이 일반적이다. 따라서, 냉각시에 오스테나이트에서 페라이트+오스테나이트로 변태하는 온도는 Ae3보다 낮은 Ar3가 되며, 반대로 가열시에 페라이트+오스테나이트로 변태하는 온도는 Ae3 보다 높은 Ac3가 된다. 따라서, 냉각시에는 강재의 온도가 Ae3에 도달한다 하더라도 강재는 페라이트로 변태하지 않게 된다. 그런데, 상기 온도에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역이 열역학적으로 안정하게 되므로 약간의 구동력 즉, 변형을 가하면 오스테나이트가 페라이트+오스테나이트의 2상으로 변태하게 되는데, 이때, 매우 미세한 페라이트가 생성되게 된다. 본 발명의 마 무리 압연은 이러한 현상을 이용하는 것이다. 그러므로 마무리 압연은 Ar3~Ae3 사이의 온도 종료되는 것이 바람직하다 다만, 마무리 압연의 시작온도는 특별히 한정할 필요는 없으나 전체 압하율 등을 고려할 때 1000℃ 이하인 것이 바람직하다. 마무리 압연 시작 온도가 1000℃ 이상이 되면, 압연 종료온도인 Ar3 온도까지의 범위가 너무 넓어 압연 도중에 압연을 멈추고 냉각을 기다리는 시간이 길어져 생산성이 크게 악화된다. 강 성분에 따른 상기 Ae3 온도는 기초적인 실험실 연구 또는 상용 열역학 데이터베이스를 이용하여 구할 수 있으며, Ar3 온도 역시 기초적인 실험을 통하여 충분히 구할 수 있으므로 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명을 구현하기 위하여 상기 온도를 구하는데 특별한 어려움이 없을 것이다.However, the transformation of the steel does not occur in the static state as described above, but occurs during the continuous cooling process or the continuous heating process, which inevitably occurs supercooling or overheating. The above supercooling or overheating generally depends on the composition of the steel. Therefore, the temperature of transformation from austenite to ferrite + austenite upon cooling becomes Ar3 lower than Ae3, and conversely, the temperature of transformation into ferrite + austenite upon heating becomes Ac3 higher than Ae3. Therefore, during cooling, even if the temperature of the steel reaches Ae3, the steel does not transform into ferrite. However, at this temperature, the two-phase region of ferrite + austenite becomes thermodynamically stable, so if a little driving force, that is, deformation, austenite is transformed into two phases of ferrite + austenite, and very fine ferrite is produced. . The finish rolling of the present invention utilizes this phenomenon. Therefore, the finish rolling is preferably finished at a temperature between Ar3 and Ae3. However, the start temperature of the finish rolling is not particularly limited, but is preferably 1000 ° C. or less in consideration of the overall reduction ratio. When the finish rolling start temperature is 1000 ° C. or more, the range up to the Ar3 temperature, which is the end temperature of rolling, is too wide to stop rolling in the middle of the rolling and to wait for cooling, and the productivity is greatly deteriorated. The Ae 3 temperature according to the steel component can be obtained using basic laboratory research or a commercial thermodynamic database, and Ar 3 temperature can also be sufficiently obtained through basic experiments. If there is no particular difficulty in obtaining the temperature to implement the present invention.

Ar3~Ae3 에서의 압하율 : 60% 이상Rolling rate from Ar3 to Ae3: 60% or more

상술한 바와 같이 변형에 의한 페라이트 변태를 촉진시키기 위해서는 마무리 압연 중에서도 변형유기 동적변태가 일어날 수 있는 상기 온도 범위에서 압하를 충분히 하여야 할 필요가 있다. 따라서, 상기 온도범위에서의 압하율은 60% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 설비의 부하와 충분한 미세화 효과 등을 감안할 때 상기 압하율은 70~90%인 것이 보다 바람직하다.As described above, in order to promote ferrite transformation due to deformation, it is necessary to sufficiently reduce the pressure in the above temperature range where deformation organic dynamic transformation can occur during finish rolling. Therefore, it is preferable that the reduction ratio in the said temperature range is 60% or more. In addition, the reduction ratio is more preferably 70 to 90% in view of the load of equipment and sufficient miniaturization effect.

상기와 같은 과정을 겪은 후 내부 조직 중 미세 페라이트 결정립의 크 기(FGS, Ferrite Grain Size)는 5㎛ 이하, 바람직하게는 3㎛ 이하가 될 수 있다.After undergoing the above process, the size of the fine ferrite grains (FGS, Ferrite Grain Size) in the internal structure may be 5 μm or less, preferably 3 μm or less.

상술한 마무리 열간 압연의 조건이 만족되지 못하면 충분한 동적 변태 페라이트의 형성량이 생성되지 않게 되고 이후의 냉각공정에서 페라이트 변태 촉진 효과가 저하된다. If the conditions of the finish hot rolling described above are not satisfied, a sufficient amount of dynamic transformation ferrite is not produced and the effect of promoting ferrite transformation is lowered in a subsequent cooling process.

냉각속도 : 3℃/sec 이상Cooling rate: 3 ℃ / sec or more

상기 마무리 압연이 종료된 후 강재는 냉각 과정을 겪게되는데, 마무리 압연후 존재하는 페라이트+오스테나이트 중의 오스테나이트가 조대한 페라이트와 펄라이트로 변태하지 않도록 충분한 속도로 냉각하여야 할 필요가 있다. 본 발명에서 대상으로 하는 강재의 성분계에 적합한 냉각속도는 3℃/sec 이상이다. 만일 냉각속도가 상기속도 이하로 서냉되는 경우에는 잔존 오스테나이트가 조대한 페라이트와 펄라이트로 변태하게 되어 모재의 강도 및 인성이 크게 저하하게 된다. After the finish rolling is finished, the steel undergoes a cooling process, and needs to be cooled at a sufficient speed so that the austenite in the ferrite + austenite existing after the finish rolling does not transform into coarse ferrite and pearlite. The cooling rate suitable for the component system of the steel made into object by this invention is 3 degree-C / sec or more. If the cooling rate is slower than the above speed, the remaining austenite is transformed into coarse ferrite and pearlite, thereby greatly reducing the strength and toughness of the base material.

냉각정지온도(또는 권취온도) : 450℃ 이상Cooling stop temperature (or winding temperature): 450 ℃ or more

2상역에서 존재하는 오스테나이트가 충분히 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 변태되어야 하므로 상기 냉각정지온도 또는 권취온도는 450℃ 이상으로 설정되는 것이 바람직하다. 상기 온도 미만까지 냉각을 실시하면 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같이 본 발명에서 의도하지 않는 조직이 생성될 수 있어 좋지 않다. 다만, 여기서 냉각을 정지한다는 이야기는 특별히 압연된 강판에 특별히 냉매 를 공급하는 등과 같은 적극적인 의미의 냉각을 실시하지 않는다는 의미이다. 또한, 상기 페라이트 또는 펄라이트계 조직이 형성되도록 하여야 하므로 상기 냉각정지온도는 Ae1 이하의 온도로 설정하는 것이 상식적이다Since the austenite present in the two phases must be sufficiently transformed into pearlite or degenerated pearlite, the cooling stop temperature or winding temperature is preferably set to 450 ° C or higher. Cooling below this temperature is not good because it can produce tissues not intended for the present invention, such as bainite or martensite. However, in this case, the cooling is stopped, which means that the cooling is not carried out in an active sense, such as supplying a special coolant to the rolled steel sheet. In addition, since the ferrite or pearlite-based structure should be formed, it is common practice to set the cooling stop temperature to a temperature equal to or lower than Ae1.

요약하면, 본 발명의 제조방법은 상술한 조성의 강 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 50% 이상의 압하율로 조압연하는 단계; Ar3~Ae3에서 압연을 종료하되 상기 Ar3~Ae3에서의 압하율이 60% 이상이 되도록 하는 마무리 압연을 실시하는 단계; 및 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 450℃ 이상의 온도에서 냉각을 정지하는 단계;로 이루어진다.In summary, the production method of the present invention comprises the steps of heating the steel slab of the above-described composition to a temperature range of 1000 ~ 1300 ℃; Rough rolling at a rolling reduction of at least 50%; Finishing the rolling in Ar3 ~ Ae3 but performing a finish rolling so that the reduction ratio in the Ar3 ~ Ae3 is 60% or more; And cooling at a temperature of 450 ° C. or higher after cooling at a cooling rate of 3 ° C./sec or higher.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명의 일태양을 예시하여 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples. However, it should be noted that the following examples are only intended to illustrate one embodiment of the present invention and are not intended to limit the scope of the present invention. This is because the scope of the present invention is determined by the matters described in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.

(실시예)(Example)

표 1 기재한 바와 같은 성분계를 가지는 강 슬라브를 표 2에 기재된 조건으로 압연 및 냉각하여 표 2의 제품두께를 가지는 강판을 제조하였다. 하기 표 1에서 발명강A ~ 발명강F까지는 본 발명에서 규정하는 성분범위를 충족하는 강재를 나 타낸 것이며, 반면 비교강G는 C 함량이 과다한 경우이며, 비교강 H는 Nb 함량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮고, 그 결과 (Mo+Nb)/C 값이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮은 경우이고, 비교강I와 비교강J는 각각 (Ti+0.2Nb)/N이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과한 경우와 그에 미달되는 경우를 나타내는 것이다. 또한, 표 1에서 각 성분의 함량단위는 중량%이며, 다만, N의 경우에는 그 단위를 ppm으로 표시하였다.A steel slab having a component system as described in Table 1 was rolled and cooled under the conditions described in Table 2 to prepare a steel sheet having a product thickness of Table 2. In the following Table 1, the invention steel A to invention steel F represents a steel material that satisfies the component range defined by the present invention, while comparative steel G is a case where the C content is excessive, and the comparative steel H has an Nb content in the present invention. It is lower than the prescribed range, and as a result, the value of (Mo + Nb) / C is lower than the range specified in the present invention, and the comparative steel I and the comparative steel J are each defined by (Ti + 0.2Nb) / N in the present invention. It indicates the case of exceeding and falling short of the range. In addition, in Table 1, the content unit of each component is weight%, in the case of N, the unit is expressed in ppm.

[표 1]TABLE 1

Figure 112007093347490-PAT00001
Figure 112007093347490-PAT00001

하기, 표 2에서는 상술한 표 1의 발명강 또는 비교강에 대한 압연 조건을 기재하였는데, 발명강의 경우는 그 종류에 관계없이 본 발명의 조건에 해당되는 발명예1~3과 그 조건에서 벗어나는 경우인 비교예1~7에 따라 강재를 제조하였으며, 비교강의 경우는 본 발명의 조건에 해당되는 발명예1~3에 따라서만 강재를 제조하였다. 여기서 비교예1은 슬라브 가열온도가 너무 높은 경우, 비교예2는 조압연시 압하율이 너무 낮은 경우, 비교예3은 Ar3~Ae3의 누적압하량이 낮은 경우, 비교예4는 압연종료온도가 Ar3 미만인 경우, 비교예5는 압연종료온도가 Ae3를 넘어서는 경우, 비교예6은 냉각속도가 너무 느린 경우, 그리고 비교예7은 냉각종료온도가 450℃ 미만인 경우에 대한 조건을 강종에 관계없이 설정하였다. 다만, 비교예5의 경우는 Ar3~Ae3에서 압연이 실시되지 않았기 때문에 표 2에서 규정하는 Ar3~Ae3에서의 누적압하량은 본 경우에 한하여 마무리 압연시 압하율을 의미한다.Table 2 below describes rolling conditions for the inventive steels or comparative steels of Table 1 above, but the invention steels deviate from the invention examples 1 to 3 and the conditions corresponding to the conditions of the present invention irrespective of their types. Steels were manufactured according to phosphorus comparative examples 1 to 7, and in the case of comparative steel, steels were manufactured only according to inventive examples 1 to 3 corresponding to the conditions of the present invention. Here, in Comparative Example 1, when the slab heating temperature is too high, Comparative Example 2 is too low the rolling reduction rate in rough rolling, Comparative Example 3 is a low cumulative reduction of Ar3 ~ Ae3, Comparative Example 4 is the rolling end temperature Ar3 In case of less than, Comparative Example 5 was set to the conditions for the case where the rolling end temperature exceeds Ae3, Comparative Example 6 is too slow cooling rate, and Comparative Example 7 when the cooling end temperature is less than 450 ℃ irrespective of the steel type . However, in the case of Comparative Example 5, since rolling was not performed in Ar3 to Ae3, the cumulative reduction in Ar3 to Ae3 prescribed in Table 2 means a rolling reduction rate in finish rolling only in this case.

[표 2-1]TABLE 2-1

Figure 112007093347490-PAT00002
Figure 112007093347490-PAT00002

[표 2-2]Table 2-2

Figure 112007093347490-PAT00003
Figure 112007093347490-PAT00003

상기 표 1의 조성을 가지고 표 2에 기재된 조건으로 압연한 강재에 대하여 표 3에 기재된 바와 같은 조직 관찰 및 물성 평가를 실시하였다. 특히 용접부의 인장강도(TS)와 용접부 인성(DBTT)를 관찰하기 위해서 다음과 같은 용접작업을 실시하였다. 즉, 표 2에서와 같은 두께로 제조된 강재를 파이프로 성형하고 이후 이음부를 서브머지드 아크 용접(submerged arc welding) 용접에 의해 접합시켰다. 이 때 용접 입열량은 강재의 두께에 따라 증가하게 되지만, 두께에 관계없이 내면과 외면에 각 1패스만 실시하여 도 1의 사진과 같은 형태의 접합이 이루어지도록 입열량을 조절하였다. 이때, 파이프의 용접 열영향부는 용접에 의해 최고 융점까지 가열되었다가 다시 상온까지 냉각되게 된다. 하기 표 3에서 DBTT는 연성-취성 천이온도(Ductile-Brittle Transition Temperature)라 불리는 것으로서 그 값이 낮을수록 취성 영역으로 천이되기 어려우므로 인성이 우수한 것이다.Structure observation and physical property evaluation as shown in Table 3 were performed about the steel material which has the composition of Table 1, and was rolled on the conditions of Table 2. In particular, the following welding operations were performed to observe the tensile strength (TS) and weld toughness (DBTT) of the weld. That is, the steel produced to the thickness as shown in Table 2 was formed into a pipe and then the joints were joined by submerged arc welding. At this time, the heat input of the welding is increased according to the thickness of the steel, but the heat input is adjusted so that the bonding of the shape as shown in the photograph of FIG. At this time, the weld heat affected zone of the pipe is heated to the highest melting point by welding and then cooled to room temperature again. In Table 3 below, DBTT is called a Ductile-Brittle Transition Temperature, and the lower the value, the better the toughness of the DBTT.

[표 3-1]Table 3-1

Figure 112007093347490-PAT00004
Figure 112007093347490-PAT00004

[표 3-2]Table 3-2

Figure 112007093347490-PAT00005
Figure 112007093347490-PAT00005

상기 표 3의 페라이트의 입도라 함은 본원에서 규정하는 평균입도를 의미하며 펄라이트라 함은 펄라이트와 디제너레이티드 펄라이트를 함께 측정한 것을 의미한다. 상기 표 3에서 볼 수 있듯이 본 발명에서 규정하는 성분계를 가지고 본 발명에서 규정하는 조건으로 압연된 강재는 미세 페라이트와 펄라이트가 적절한 비율로 포함되어 있으며, 저온조직의 분율도 과다하게 높지 않다는 것을 알 수 있다. 그 결과, 모재의 인장강도가 570MPa 이상이면서 30% 이상의 연신율을 가질 뿐만 아니라, 모재와 용접부의 연성-취성 천이온도 역시 우수한 결과를 나타내고 있었으며, 용접부 강도도 충분함을 확인할 수 있었다. 그러나, 슬라브 가열온도가 너무 높았던 비교예1의 경우는 페라이트의 입도가 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하여 모재의 인성이 급격히 감소하는 결과를 나타내었으며, 조압연시 압하율이 너무 낮았던 비교예2의 결과 역시 펄라이트의 입도가 커서 충분한 모재 인성을 확보할 수 없었다. 또한, 비교예3은 Ar3~Ae3의 누적압하량이 낮은 경우로서 페라이트의 입도가 본 발명에서 규정하는 범위보다 크게 나타났으며 그 결과 모재인성이 열화됨을 확인할 수 있었다. 비교예4는 압연이 Ar3 이하의 온도에서도 실시된 경우로서 이러할 경우에는 페라이트의 입도나 분율, 펄라이트의 입도 등은 본 발명에서 규정하는 범위에 속하게 되나 미가공 폴리고날 페라이트가 아닌 가공경화된 페라이트가 다량 생성되게 되어 연신율이 급격히 저하되는 결과가 초래되었다. 또한, 비교예5는 마무리 압연이 Ar3 이상에서 실시된 경우로서 페라이트 입도가 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하며 모재의 강도와 인성이 현저히 저하되는 결과가 나타났다. 비교예6은 압연후 냉각속도가 느리기 때문에 페라이트가 상당히 조대화 되었으며 그 결과 연신율과 모재의 인성이 저하되었다. 또한, 비교예7은 냉각종료온도가 450℃ 미만인 경우인데 그에 따라 베이나이트와 마르텐사이트와 같은 저온조직의 분율이 과도하게 증가하여 다른 발명예에 비하여 인성이 비교적 감소하는 결과를 나타내었다. The particle size of the ferrite in Table 3 means the average particle size defined in the present application and the pearlite means that the pearlite and the degenerated pearlite are measured together. As can be seen in Table 3, the steel rolled under the conditions defined by the present invention with the component system defined in the present invention contains fine ferrite and pearlite in an appropriate ratio, and it can be seen that the fraction of the low-temperature structure is not excessively high. have. As a result, the tensile strength of the base material was 570 MPa or more and not only has an elongation of 30% or more, but also the ductile-brittle transition temperature of the base material and the welded part showed excellent results, and the strength of the welded part was also confirmed. However, in the case of Comparative Example 1 in which the slab heating temperature was too high, the toughness of the base material was drastically decreased because the particle size of the ferrite exceeded the range defined by the present invention, and Comparative Example 2 in which the rolling reduction rate was too low during rough rolling As a result, the grain size of pearlite was large and sufficient base material toughness could not be secured. In addition, Comparative Example 3 was a case where the cumulative pressure drop of Ar3 ~ Ae3 is low, the particle size of the ferrite appeared larger than the range specified in the present invention, and as a result, the base material toughness was deteriorated. In Comparative Example 4, the rolling was carried out at a temperature below Ar3. In this case, the particle size, fraction, and size of the ferrite fall within the range defined by the present invention. This resulted in a sharp drop in elongation. In Comparative Example 5, when the finish rolling was carried out at Ar3 or more, the ferrite grain size exceeded the range defined by the present invention, and the strength and toughness of the base material were significantly reduced. In Comparative Example 6, the ferrite was considerably coarsened because the cooling rate was slow after rolling, and as a result, the elongation and toughness of the base material were lowered. In addition, Comparative Example 7 is the case where the cooling end temperature is less than 450 ℃ according to the excessively increased fraction of low-temperature structure, such as bainite and martensite showed a result that the toughness is relatively reduced compared to other invention examples.

또한, 비교강G는 제조방법은 본 발명에서 규정하는 조건을 충족하나 성분 중 C 함량이 과다한 경우로서 펄라이트 분율이 과다하여 저온인성이 급격히 저하하는 현상을 나타내었으며, 비교강H는 V 함량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮은 경우로서 용접부 강도가 감소하는 현상을 나타내었다. 비교강I는 (Ti+0.2Nb)/N이 본 발명에서 규정하는 범위를 넘어선 경우에 해당되는 것인데, 모재와 용접부 인성이 열악하였으며, 비교강K은 반대로 (Ti+0.2Nb)/N이 본 발명에서 규정하는 범위 미만 인 경우에 해당되는 것으로서, 모재의 인성이 열악한 현상을 나타내었다.In addition, Comparative steel G is a case where the manufacturing method meets the conditions specified in the present invention, but the C content of the component is excessive, the pearlite fraction is excessive, and thus the low temperature toughness is sharply decreased. As the case is lower than the range specified in the invention, the weld strength is reduced. Comparative steel I corresponds to the case where (Ti + 0.2 Nb) / N exceeds the range specified in the present invention, the toughness of the base material and the welded portion was poor, and the comparative steel K is in contrast to (Ti + 0.2 Nb) / N As it falls below the range defined by the invention, the toughness of the base material was poor.

도 2에 상기 발명강A 에 의해 제조된 강판의 용접열영향부 조직 사진을 나타내었다. 사진에서 볼 수 있듯이, 용접에 의해 가열 및 냉각을 겪은 부분이지만, 본 발명에서 제공하는 유리한 성분계에 의해 내부조직이 상당히 미세화 된 채로 형성될 수 있다는 것을 확인할 수 있었다.Figure 2 shows the structure of the weld heat affected zone of the steel sheet produced by the invention steel A. As can be seen in the photo, it was confirmed that the heating and cooling by welding, but the internal structure can be formed with a significantly finer by the advantageous component system provided in the present invention.

따라서, 본 발명의 효과를 확인할 수 있었다.Therefore, the effect of this invention was confirmed.

도 1은 본 발명에서 제공하는 강재의 용접연결부 모습을 광학현미경으로 관찰한 사진, 그리고1 is a photograph observing the appearance of the weld connection of the steel provided by the present invention with an optical microscope, and

도 2는 본 발명에서 제공하는 강재의 용접 열영향부 내부 조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.Figure 2 is a photograph of the internal structure of the weld heat affected zone of the steel provided by the present invention observed with an optical microscope.

Claims (5)

중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하고, 평균결정립 크기가 5㎛ 이하인 페라이트와 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재.By weight%, C: 0.03 to 0.18%, Si: 0.01 to 0.8%, Mn: 0.3 to 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.5%, Nb: 0.005 to 0.1% , V: 0.02 to 0.2%, Ti: 0.005 to 0.1%, N: 15 to 200 ppm, having a component consisting of balance Fe and unavoidable impurities, satisfying the condition of 2.5 <(Ti + 0.2 Nb) / N <5.5, A high strength structural steel having excellent low temperature toughness and tensile strength, characterized in that it has an internal structure consisting of ferrite having an average grain size of 5 μm or less and pearlite or degenerated pearlite having an average grain size of 10 μm or less. 제 1 항에 있어서, 상기 폴리고날 페라이트의 면적분율은 70~95%이며 상기 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 면적분율은 5~30%인 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재.The low temperature toughness and tensile strength of the weld heat affected zone according to claim 1, wherein an area fraction of the polygonal ferrite is 70 to 95% and an area fraction of the pearlite or degenerated pearlite is 5 to 30%. Excellent high strength structural steels. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재.The welding according to claim 1 or 2, further comprising one or two or more selected from the group consisting of Cr: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, and Cu: 0.01 to 1.0%. High strength structural steel with excellent low temperature toughness and tensile strength. 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하는 조성의 강 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; By weight%, C: 0.03 to 0.18%, Si: 0.01 to 0.8%, Mn: 0.3 to 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.5%, Nb: 0.005 to 0.1% , V: 0.02 ~ 0.2%, Ti: 0.005 ~ 0.1%, N: 15 ~ 200ppm, balance Fe and inevitable impurities, and satisfy the conditions of 2.5 <(Ti + 0.2Nb) / N <5.5 Heating the steel slab to a temperature range of 1000 to 1300 ° C .; 50% 이상의 압하율로 조압연하는 단계; Rough rolling at a rolling reduction of at least 50%; Ar3~Ae3에서 압연을 종료하되 상기 Ar3~Ae3에서의 압하율이 60% 이상이 되도록 하는 마무리 압연을 실시하는 단계; 및 Finishing the rolling in Ar3 ~ Ae3 but performing a finish rolling so that the reduction ratio in the Ar3 ~ Ae3 is 60% or more; And 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 450℃ 이상의 온도에서 냉각을 정지하는 단계;Cooling at a temperature of at least 450 ° C. after cooling at a cooling rate of at least 3 ° C./sec; 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.Method for producing a high strength structural steel material excellent in low temperature toughness and tensile strength of the weld heat affected zone. 제 4 항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.The welding method of claim 4, wherein the steel slab further comprises one or two or more selected from the group consisting of 0.05% to 0.05% of Ni, 0.01% to 2.0% of Ni, and 0.01% to 1.0% of Cu. Method for producing high strength structural steel with excellent low temperature toughness and tensile strength of heat affected zone.
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102471851A (en) * 2009-08-04 2012-05-23 Posco公司 Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same
WO2018117646A1 (en) * 2016-12-22 2018-06-28 주식회사 포스코 Thick steel sheet having excellent cryogenic impact toughness and manufacturing method therefor
CN109321838A (en) * 2018-08-30 2019-02-12 南京钢铁股份有限公司 High silicon content 440MPa grade low-temp ductile structure steel plate and manufacturing method
KR20190077198A (en) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR20200064511A (en) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 High-strength steel sheet having excellent ductility and low-temperature toughness and method for manufacturing thereof
EP3889294A4 (en) * 2018-11-30 2022-04-20 Posco Structural steel having excellent low-yield ratio and low-temperature toughness properties and method for manufacturing same
WO2022124599A1 (en) * 2020-12-11 2022-06-16 주식회사 포스코 High strength steel sheet having excellent ductility, and method for manufacturing same

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3039862B1 (en) * 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 Hot-rolled steel sheet for processing with ultra-fine grains
KR100431851B1 (en) * 1999-12-28 2004-05-20 주식회사 포스코 structural steel having High strength and method for menufactreing it
KR100611541B1 (en) 2000-05-31 2006-08-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102471851A (en) * 2009-08-04 2012-05-23 Posco公司 Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same
CN110088334B (en) * 2016-12-22 2021-06-11 株式会社Posco Thick steel plate having excellent low-temperature impact toughness and method for manufacturing same
WO2018117646A1 (en) * 2016-12-22 2018-06-28 주식회사 포스코 Thick steel sheet having excellent cryogenic impact toughness and manufacturing method therefor
CN110088334A (en) * 2016-12-22 2019-08-02 株式会社Posco Thick steel plate and its manufacturing method with excellent low-temperature impact toughness
JP2020509189A (en) * 2016-12-22 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ Thick steel plate excellent in cryogenic impact toughness and method for producing the same
US11649515B2 (en) 2016-12-22 2023-05-16 Posco Co., Ltd Thick steel plate having excellent cryogenic impact toughness and manufacturing method therefor
KR20190077198A (en) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN109321838A (en) * 2018-08-30 2019-02-12 南京钢铁股份有限公司 High silicon content 440MPa grade low-temp ductile structure steel plate and manufacturing method
KR20200064511A (en) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 High-strength steel sheet having excellent ductility and low-temperature toughness and method for manufacturing thereof
CN113166885A (en) * 2018-11-29 2021-07-23 株式会社Posco High-strength steel material having excellent ductility and low-temperature toughness, and method for producing same
CN113166885B (en) * 2018-11-29 2022-10-14 株式会社Posco High-strength steel material having excellent ductility and low-temperature toughness, and method for producing same
WO2020111856A3 (en) * 2018-11-29 2020-08-13 주식회사 포스코 High-strength steel sheet having excellent ductility and low-temperature toughness and method for manufacturing thereof
EP3889294A4 (en) * 2018-11-30 2022-04-20 Posco Structural steel having excellent low-yield ratio and low-temperature toughness properties and method for manufacturing same
WO2022124599A1 (en) * 2020-12-11 2022-06-16 주식회사 포스코 High strength steel sheet having excellent ductility, and method for manufacturing same

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