KR20230089770A - Steel plate having excellent toughness at center of thickness and method for manufacturing the same - Google Patents

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Abstract

본 발명은 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 두께 중심부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a steel sheet with excellent toughness and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a steel sheet with excellent toughness in the center of thickness and a method for manufacturing the same.

Description

두께 중심부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법 {STEEL PLATE HAVING EXCELLENT TOUGHNESS AT CENTER OF THICKNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}Steel plate with excellent toughness in the center of thickness and its manufacturing method {STEEL PLATE HAVING EXCELLENT TOUGHNESS AT CENTER OF THICKNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 두께 중심부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a steel sheet with excellent toughness and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a steel sheet with excellent toughness in the center of thickness and a method for manufacturing the same.

구조물의 효율성을 높이기 위해 빌딩, 교량, 해양 플랜트, 풍력 구조물 등 구조물의 대형화가 빠르게 진행되고 있으며, 이에 따라 고강도의 극후강재에 대한 요구가 증가하고 있다. In order to increase the efficiency of structures, structures such as buildings, bridges, offshore plants, and wind power structures are rapidly becoming larger, and accordingly, the demand for high-strength ultra-thick steel materials is increasing.

극후강재의 제조에 있어 두께 중심부 인성은 가장 취약한 물성 중 하나이다. 특히, TMCP 제조법으로 제조할 경우 극후강재에서는 압연과 냉각에 의한 조직 미세화가 불충분하여 두께 중심부 인성 확보가 매우 어렵다. 보다 상세히는 극후강재의 경우 압연에 의한 조직 미세화가 주로 표면부에 집중되고 두께 중심부의 미세화는 충분히 이루어지지 않으며, 냉각에서도 냉각속도가 충분치 않아 냉각에 의한 조직 미세화도 어려운 편이다. 또한, 연속주조로 만들어진 강 주편을 활용할 경우 강판의 두께 중심부 편석으로 인해 인성에 취약한 저온 미세조직이 생성되어 우수한 인성 확보가 더욱 곤란하다. 따라서, 극후강재에서 두께 중심부 인성을 향상시키기 위한 여러 노력들이 진행되어 왔다. Thickness center toughness is one of the most vulnerable physical properties in the manufacture of ultra-thick steel. In particular, in the case of manufacturing by the TMCP manufacturing method, it is very difficult to secure the toughness of the center of the thickness due to insufficient microstructure by rolling and cooling in the case of ultra-thick steel. More specifically, in the case of ultra-thick steel, microstructure by rolling is mainly concentrated on the surface, and micronization in the center of the thickness is not sufficiently achieved, and even in cooling, the cooling rate is not sufficient, so it is difficult to refine the microstructure by cooling. In addition, when using a steel cast made by continuous casting, segregation in the center of the thickness of the steel sheet creates a low-temperature microstructure vulnerable to toughness, making it more difficult to secure excellent toughness. Therefore, various efforts have been made to improve the toughness of the center of the thickness in the ultra-thick steel.

특허문헌 1에서는 강판 두께 100mm 이상에서 두께 중심부 인성 확보를 위해 연속주조 주편을 재가열한 후 열간 압연실시 전에 열간 단조를 통해 두께 중심부에 많은 변형을 가하여 두께 중심부 미세화를 통해 저온인성을 확보하고자 하였다.In Patent Document 1, in order to secure toughness in the thickness center at a steel plate thickness of 100 mm or more, after reheating a continuously cast cast piece, a lot of deformation is applied to the center thickness through hot forging before hot rolling to secure low-temperature toughness through refinement of the thickness center.

또한, 특허문헌 2는 두께 중심부 인성을 향상시키기 위해 미재결정 압연 시 25% 이상의 총압하율을 가한 후 700~550℃ 온도 영역에서 2,500 x t-1.7 ℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하여 목표로 하는 물성을 확보하고자 하였다. In addition, Patent Document 2 applies a total reduction of 25% or more during non-recrystallization rolling to improve the toughness of the thickness center, and then cools at a cooling rate of 2,500 xt -1.7 ℃ / s or more in the temperature range of 700 to 550 ℃ to target physical properties wanted to secure.

그러나, 특허문헌 1의 경우, 열간압연 전에 열간 단조 작업이 필요하므로 생산성이 낮고 제조비용이 높다는 단점이 있다.However, in the case of Patent Document 1, since a hot forging operation is required before hot rolling, there is a disadvantage in that productivity is low and manufacturing cost is high.

또한, 특허문헌 2는 연속주조로 제조된 강 주편을 사용 시 두께 중심부에 발생하는 편석에 의해 취성이 강한 미세조직이 생성될 수 있다는 점을 고려하지 않았고, 두께 중심부 미세화를 위해 재결정 압연에 대한 제한 없이 미재결정 압연만을 고려하여 -40℃ 보다 더욱 엄격한 인성 보증 조건을 만족하기 어려운 단점이 있다.In addition, Patent Document 2 does not consider that a highly brittle microstructure can be generated by segregation occurring in the thickness center when using a steel slab manufactured by continuous casting, and restrictions on recrystallization rolling for refinement of the thickness center There is a disadvantage in that it is difficult to satisfy toughness guarantee conditions more stringent than -40 ° C by considering only non-recrystallization rolling without

한국 등록특허공보 제10-1838424호(2018.03.13. 공고)Korean Registered Patent Publication No. 10-1838424 (Announced on March 13, 2018) 국제공개특허 제2021-054344호(2021.03.25. 공개)International Patent Publication No. 2021-054344 (published on March 25, 2021)

본 발명의 일 측면에 따르는 두께 중심부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.It is an object of the present invention to provide a steel sheet having excellent toughness in the thickness center and a manufacturing method thereof according to an aspect of the present invention.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.The object of the present invention is not limited to the above. A person skilled in the art will have no difficulty understanding the further subject matter of the present invention from the general content of this specification.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.03~0.08%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.4~1.8%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.01~0.06%, Ni: 0.2~1.0%, Nb: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.007%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,One aspect of the present invention, in weight%, C: 0.03 ~ 0.08%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.4 ~ 1.8%, P: 0.012% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 ~ 0.06% , Ni: 0.2 to 1.0%, Nb: 0.01 to 0.04%, Ti: 0.005 to 0.02%, N: 0.002 to 0.007%, Ca: 0.0005 to 0.003%, the balance Fe and other unavoidable impurities,

두께 1/2 지점에서 편석대의 망간(Mn) 함량 최대값의 상한이 2.0%이고,The upper limit of the maximum manganese (Mn) content in the segregation zone at the thickness 1/2 point is 2.0%,

두께 1/2 지점에서 미세조직으로 페라이트를 80~95면적%, 베이나이트를 10면적% 이하, 펄라이트를 10면적% 이하로 포함하며,Contains 80 to 95 area% of ferrite, less than 10 area% of bainite, and less than 10 area% of pearlite as a microstructure at 1/2 of the thickness,

두께 1/2 지점에서 미세조직의 결정간의 방위 차가 15도 이상인 경계로 구성된 유효 결정립 크기가 25㎛ 이하인 강판을 제공할 수 있다.It is possible to provide a steel sheet having an effective grain size of 25 μm or less, which is composed of boundaries having an orientation difference of 15 degrees or more between crystals of a microstructure at a thickness of 1/2.

상기 강판은 두께 1/2 지점에서 미세조직으로 베이나이트와 펄라이트를 합으로 5면적% 이상 포함할 수 있다.The steel sheet may include at least 5 area% of bainite and pearlite as a microstructure at a thickness of 1/2.

상기 강판은 두께 1/2 지점에서 미세조직의 결정간의 방위 차가 15도 이상인 경계로 구성된 유효 결정립 크기가 15~25㎛일 수 있다.The steel sheet may have an effective grain size of 15 to 25 μm composed of a boundary having an orientation difference of 15 degrees or more between crystals of the microstructure at a point of 1/2 thickness.

상기 강판은 두께 1/2 지점의 항복강도가 350MPa 이상이고, 인장강도가 450MPa 이상이며, -50℃에서의 충격인성이 100J 이상일 수 있다.The steel sheet may have a yield strength of 350 MPa or more at a thickness of 1/2, a tensile strength of 450 MPa or more, and an impact toughness of 100 J or more at -50 ° C.

상기 강판은 두께가 120mm 이상일 수 있다.The steel sheet may have a thickness of 120 mm or more.

본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.03~0.08%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.4~1.8%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.01~0.06%, Ni: 0.2~1.0%, Nb: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.007%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 주편을 제조하는 단계;Another aspect of the present invention, in weight%, C: 0.03 ~ 0.08%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.4 ~ 1.8%, P: 0.012% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 ~ 0.06 Continuous casting of molten steel containing %, Ni: 0.2~1.0%, Nb: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.007%, Ca: 0.0005~0.003%, balance Fe and other unavoidable impurities To prepare a cast steel;

상기 주편을 재가열하는 단계;Reheating the slab;

상기 재가열된 강을 패스당 압하율 7% 이상으로 패스 수가 3회 이상이 되도록 재결정역 압연하는 단계;recrystallization reverse rolling of the reheated steel so that the number of passes is three or more at a reduction ratio of 7% or more per pass;

상기 재결정역 압연된 강을 두께 1/2 지점의 온도 기준으로 Ar3~820℃의 압연종료온도와 30% 이상의 누적 압하율로 미재결정역 압연하는 단계;Non-recrystallization rolling of the rolled steel at a rolling end temperature of Ar3 to 820 ° C. and a cumulative reduction ratio of 30% or more based on the temperature of the 1/2 thickness point;

상기 미재결정역 압연된 강을 1.0~3.0℃/s의 냉각속도로 500~650℃의 온도범위까지 냉각하는 단계를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.It is possible to provide a steel sheet manufacturing method comprising the step of cooling the non-recrystallization station rolled steel to a temperature range of 500 ~ 650 ℃ at a cooling rate of 1.0 ~ 3.0 ℃ / s.

상기 주편 제조 시, 경압하 또는 전자기 교반을 행할 수 있다.At the time of manufacturing the cast steel, under light pressure or electromagnetic stirring may be performed.

상기 재가열은 1000~1100℃의 온도범위에서 행할 수 있다.The reheating may be performed in a temperature range of 1000 to 1100 °C.

상기 냉각은 두께 1/2 지점의 온도 기준으로 Ar3 이상에서 냉각 개시할 수 있다.The cooling may be initiated at Ar3 or higher based on the temperature of the 1/2 thickness point.

상기 미재결정역 압연 시, 누적 압하율은 50% 이하일 수 있다.During the rolling of the non-recrystallization zone, the cumulative reduction ratio may be 50% or less.

상기 냉각속도는 1.0~2.5℃/s일 수 있다.The cooling rate may be 1.0 ~ 2.5 ℃ / s.

상기 미재결정역 압연 시, 강판의 두께가 120mm 이상이 되도록 행할 수 있다.During the non-recrystallization station rolling, the thickness of the steel sheet may be 120 mm or more.

본 발명의 일 측면에 따르면 두께 중심부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, it is possible to provide a steel sheet having excellent center-thickness toughness and a manufacturing method thereof.

본 발명의 일 측면에 따르면 -50℃와 같은 저온에서 두께 중심부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, it is possible to provide a steel sheet excellent in thickness center toughness at a low temperature such as -50 ° C and a manufacturing method thereof.

이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. These embodiments are provided to explain the present invention in more detail to those skilled in the art.

두께가 120mm 이상인 극후강재에서 두께 중심부의 인성을 확보하는 것은 매우 어렵다. 특히, 제조비용과 용접부 성능에 있어 타제조법 대비 우수한 TMCP 제조법을 활용할 경우에는 더욱 어렵다. 극후강재의 경우, 제어압연에서는 두께 중심부까지 충분한 변형을 도입하지 못하므로 미세화가 어렵고, 냉각 시에는 냉각속도를 높이는데 한계가 있어 과냉에 의한 미세조직 미세화에도 한계가 있기 때문이다. It is very difficult to secure the toughness of the center of the thickness in an ultra-thick steel with a thickness of 120 mm or more. In particular, it is more difficult when using the TMCP manufacturing method, which is superior to other manufacturing methods in terms of manufacturing cost and welding performance. In the case of ultra-thick steel, it is difficult to refine because control rolling does not introduce sufficient strain to the center of the thickness, and there is a limit to increasing the cooling rate during cooling, so there is a limit to microstructure refinement by supercooling.

또한, 강판은 일반적으로 연속주조 강 주편을 사용하여 제조되는데, 연속주조 주편은 연속주조 과정에서 두께 중심부에 어느 정도의 편석을 포함할 수 있다. 이러한 두께 중심부 편석은 취성이 강한 저온조직의 생성을 도와 두께 중심부 인성을 저하시키는데 기여하므로 적절히 제어할 필요가 있다. In addition, steel sheets are generally manufactured using continuously cast steel slabs, which may include segregation to some extent in the center of the thickness during the continuous casting process. This thickness center segregation helps to create a brittle low-temperature structure and contributes to lowering the thickness center toughness, so it is necessary to properly control it.

본 발명자들은 두께 중심부 편석이 인성에 미치는 영향에 대하여 연구한 결과, 두께 중심부에서 측정된 편석의 Mn 함량이 일정 수준 이하가 될 필요가 있음을 발견하였으며, 두께 중심부의 미세조직을 제어함으로써 두께 중심부의 인성을 확보할 수 있음을 확인하였다. 그 결과, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.As a result of studying the effect of segregation in the thickness center on toughness, the present inventors have found that the Mn content of the segregation measured in the thickness center needs to be below a certain level, and by controlling the microstructure of the thickness center, It was confirmed that toughness could be secured. As a result, it came to complete this invention.

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

이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the steel composition of the present invention will be described in detail.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.In the present invention, unless otherwise specified, % indicating the content of each element is based on weight.

본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, C: 0.03~0.08%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.4~1.8%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.01~0.06%, Ni: 0.2~1.0%, Nb: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.007%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.Steel according to one aspect of the present invention, by weight%, C: 0.03 ~ 0.08%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.4 ~ 1.8%, P: 0.012% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 ~ 0.06%, Ni: 0.2-1.0%, Nb: 0.01-0.04%, Ti: 0.005-0.02%, N: 0.002-0.007%, Ca: 0.0005-0.003%, the balance Fe and other unavoidable impurities.

탄소(C): 0.03~0.08%Carbon (C): 0.03 to 0.08%

탄소(C)는 강도와 인성에 큰 영향을 미치는 원소이다. 탄소(C)의 함량이 0.03% 미만이면 페라이트 분율이 지나치게 증가하고 이로 인해 2차상 분율이 감소하여 강도 확보가 곤란할 수 있다. 보다 바람직하게는 0.04% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.08%를 초과하면 펄라이트 분율이 증가하여 인성을 저하시킬 수 있다. 보다 바람직하게는 0.07% 이하로 포함할 수 있다.Carbon (C) is an element that greatly affects strength and toughness. If the content of carbon (C) is less than 0.03%, the ferrite fraction excessively increases, and as a result, the secondary phase fraction decreases, making it difficult to secure strength. More preferably, it may contain 0.04% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.08%, the pearlite fraction may increase and the toughness may be deteriorated. More preferably, it may contain 0.07% or less.

실리콘(Si): 0.1~0.4%Silicon (Si): 0.1 to 0.4%

실리콘(Si)은 탈산에 기여하는 원소로서 탈산과 강도 확보를 위해 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 지나치게 많이 첨가하여 0.4%를 초과하면 미세조직의 경도 상승으로 인해 저온인성이 저하될 수 있으므로 그 상한을 0.4%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은 0.15%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.3%일 수 있다.Silicon (Si) is an element that contributes to deoxidation, and it is desirable to add 0.1% or more to secure deoxidation and strength. It is preferable to make an upper limit into 0.4 %. A more preferred lower limit may be 0.15%, and a more preferred upper limit may be 0.3%.

망간(Mn): 1.4~1.8%Manganese (Mn): 1.4 to 1.8%

망간(Mn)은 강도를 향상시키고 변태온도를 낮추어 조직의 미세화에도 기여하므로 강도를 향상시키면서도 인성 저하가 크지 않은 원소이다. 따라서, 본 발명에서 목표로 하는 강도와 인성을 달성하기 위해 1.4% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.5% 이상 포함할 수 있다. 그러나, 망간(Mn)이 지나치게 높으면 두께 중심부 편석을 조장하여 베이나이트 분율을 높이며 이로 인해 인성이 저하되므로 그 함량을 1.8% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.7% 이하로 포함할 수 있다.Manganese (Mn) is an element that improves strength and lowers the transformation temperature, thereby contributing to micronization of the structure, so that the toughness is not significantly reduced while improving strength. Therefore, it is preferable to add 1.4% or more to achieve the strength and toughness targeted in the present invention. More preferably, it may contain 1.5% or more. However, if manganese (Mn) is too high, it promotes segregation in the center of the thickness to increase the bainite fraction, which lowers toughness, so it is preferable to limit the content to 1.8% or less. More preferably, it may contain 1.7% or less.

인(P): 0.012% 이하Phosphorus (P): 0.012% or less

인(P)는 강 중에 불가피하게 포함되는 원소로서, 충격인성에 나쁜 영향을 미치므로 그 함량을 줄일수록 바람직하나, 인(P) 제거를 위해 제강공정 상 발생하는 비용을 고려하여 그 함량을 0.012% 이하로 제한할 수 있다.Phosphorus (P) is an element inevitably included in steel, and it has a bad effect on impact toughness, so it is preferable to reduce its content. % or less.

황(S): 0.003% 이하Sulfur (S): 0.003% or less

황(S)은 강 중에 불가피하게 포함되는 원소로서, 충격인성에 나쁜 영향을 미치므로 그 함량을 0.003% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 그러나, 황(S) 제거를 위해 제강공정 상 발생하는 비용을 고려하여 그 함량을 0.003% 이하로 제한할 수 있다.Sulfur (S) is an element inevitably included in steel, and since it has a bad effect on impact toughness, it is preferable to limit its content to 0.003% or less. However, considering costs incurred in the steelmaking process for removing sulfur (S), the content may be limited to 0.003% or less.

알루미늄(Al): 0.01~0.06%Aluminum (Al): 0.01 to 0.06%

알루미늄(Al)은 Si과 함께 탈산에 기여하는 원소로서, 그 효과를 발휘하기 위해 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 알루미늄(Al)이 0.06%를 초과하면 연속주조 과정에서 미세한 AlN이 형성되어 강판의 표면품질을 저하시킬 우려가 있다.Aluminum (Al) is an element that contributes to deoxidation along with Si, and is preferably added in an amount of 0.01% or more to exert its effect. However, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.06%, fine AlN is formed during the continuous casting process, which may degrade the surface quality of the steel sheet.

니켈(Ni): 0.2~1.0%Nickel (Ni): 0.2 to 1.0%

니켈(Ni)은 고용강화를 통해 강도를 높이고, 오스테나이트 변태온도를 낮추어 조직을 미세화하므로 인성 저하가 비교적 적은 원소이다. 이와 같은 효과를 발휘하기 위해서는 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 고가의 원소로서 지나치게 많이 첨가하면 강도 상승에 의해 인성이 저하될 수 있으므로 1.0% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은 0.35%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.8%일 수 있다.Nickel (Ni) is an element with relatively little decrease in toughness because it increases strength through solid solution strengthening and refines the structure by lowering the austenite transformation temperature. In order to exert such an effect, it is preferable to add 0.2% or more, but it is preferable to add 1.0% or less because too much addition as an expensive element may cause a decrease in toughness due to an increase in strength. A more preferred lower limit may be 0.35%, and a more preferred upper limit may be 0.8%.

니오븀(Nb): 0.01~0.04%Niobium (Nb): 0.01 to 0.04%

니오븀(Nb)은 석출물에 의한 pinning 효과로 미재결정 영역을 확대시켜 미재결정 압연을 통해 조직 미세화에 기여하므로 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015% 이상 포함할 수 있다. 그러나, 지나치게 많이 첨가하면 석출되지 않은 Nb에 의해 경화능이 지나치게 높아져 인성을 저하시키므로 0.04% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03% 이하로 포함할 수 있다.Since niobium (Nb) contributes to microstructure through non-recrystallized rolling by expanding the non-recrystallized region due to the pinning effect of precipitates, it is preferable to add 0.01% or more. More preferably, it may contain 0.015% or more. However, if too much is added, the hardenability is too high due to non-precipitated Nb and the toughness is lowered, so it is preferable to add 0.04% or less. More preferably, it may contain 0.03% or less.

티타늄(Ti): 0.005~0.02%Titanium (Ti): 0.005 to 0.02%

티타늄(Ti)은 N과 결합하여 TiN을 형성함으로써 재가열 중 또는 재결정 압연 과정에서 오스테나이트가 지나치게 성장하는 것을 막아 인성 향상에 기여하므로 그 효과를 발휘하기 위해 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.008% 이상 포함할 수 있다. 그러나, 그 함량이 0.02%를 초과하면 TiN이 조대하게 석출되어 오스테나이트 미세화 효과가 사라지고 조대한 TiN이 파괴기점으로 작용하여 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.016% 이하로 포함할 수 있다.Titanium (Ti) is combined with N to form TiN, thereby preventing excessive growth of austenite during reheating or recrystallization rolling and contributing to the improvement of toughness. More preferably, it may contain 0.008% or more. However, if the content exceeds 0.02%, TiN is coarsely precipitated and the austenite refinement effect disappears, and coarse TiN acts as a fracture starting point to lower toughness, so it is preferable to limit the upper limit to 0.02%. More preferably, it may contain 0.016% or less.

질소(N): 0.002~0.007%Nitrogen (N): 0.002 to 0.007%

질소(N)는 Ti와 결합하여 오스테나이트 입도 미세화에 기여하므로 0.002% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 지나치게 많이 첨가하면 강판의 표면품질을 떨어뜨리고 Ti와 결합하지 않고 남아 용질 상태로 존재하는 질소(N)에 의해 충격인성을 저해할 수 있으므로 0.007% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.Since nitrogen (N) combines with Ti and contributes to refining the austenite grain size, it is preferable to add 0.002% or more. However, if it is added too much, the surface quality of the steel sheet may be deteriorated and the impact toughness may be impaired by nitrogen (N) remaining in a solute state without being combined with Ti, so it is preferable to add 0.007% or less.

칼슘(Ca): 0.0005~0.003%Calcium (Ca): 0.0005 to 0.003%

칼슘(Ca)은 연신되는 MnS의 형성을 막아 충격인성 개선에 도움을 주는 원소로서, 그 효과를 발휘하기 위해서는 0.0005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.003%를 초과하여 첨가하면 Ca 복합개재물이 많아져 충격인성을 저해할 수 있다.Calcium (Ca) is an element that helps improve impact toughness by preventing the formation of elongated MnS, and is preferably added in an amount of 0.0005% or more to exert its effect. However, if the content is added in excess of 0.003%, the Ca composite inclusions increase and the impact toughness may be impaired.

본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.The steel of the present invention may include remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in addition to the above-described composition. Since unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the steel manufacturing field, not all of them are specifically mentioned in this specification.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 두께 1/2 지점에서 편석대의 망간(Mn) 함량 최대값의 상한이 2.0%일 수 있다. In the steel sheet according to one aspect of the present invention, the upper limit of the maximum manganese (Mn) content in the segregation zone at the thickness 1/2 point may be 2.0%.

연속주조로 만들어진 주편을 이용하여 강판을 만드는 경우, 두께 중심부에 편석대가 발생하기 쉽다. 편석이 발생한 부위는 Fe 외 합금 원소가 농화되어 편석이 발생하지 않은 영역에 비해 경화능이 높다. 대표적인 편석 원소로는 Mn이 있으며, 이러한 편석은 주로 전자탐침미량분석기(Electron Probe Micro-Analyzer, EPMA)를 활용하여 분석한다. 이때 EPMA로 두께 중심부를 분석했을 때 관찰되는 Mn 함량 최대값의 상한은 2.0%가 바람직하다. 여기서, Mn 함량 최대값은 편석대의 Mn 최대 농도를 의미할 수 있으며, Mn 함량의 최대값이 2.0% 이하임을 의미할 수 있다. 편석대의 Mn 함량 최대값이 2.0%를 초과하면 베이나이트 분율이 증가하여 인성이 저하될 수 있으므로 그 상한을 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 통상 편석대는 정편석이므로 편석대의 Mn 함량의 최소값은 1.4%일 수 있다.In the case of making a steel plate using a cast steel made by continuous casting, a segregation zone is likely to occur in the center of the thickness. The region where segregation occurs has higher hardenability than the region where segregation does not occur because alloying elements other than Fe are concentrated. A typical segregation element is Mn, and such segregation is mainly analyzed using an Electron Probe Micro-Analyzer (EPMA). At this time, the upper limit of the maximum Mn content observed when the thickness center is analyzed by EPMA is preferably 2.0%. Here, the maximum value of the Mn content may mean the maximum concentration of Mn in the segregation zone, and may mean that the maximum value of the Mn content is 2.0% or less. If the maximum Mn content in the segregation zone exceeds 2.0%, the bainite fraction may increase and the toughness may deteriorate. Therefore, it is preferable to limit the upper limit to 2.0%. In addition, since the normal segregation zone is positive segregation, the minimum value of the Mn content in the segregation zone may be 1.4%.

이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the steel microstructure of the present invention will be described in detail.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.In the present invention, % representing the fraction of the microstructure is based on the area unless otherwise specified.

본 발명의 일 측면에 따르는 강은 두께 1/2 지점에서 미세조직으로 페라이트를 80~95면적%, 베이나이트를 10면적% 이하, 펄라이트를 10면적% 이하를 포함할 수 있다.Steel according to one aspect of the present invention may include 80 to 95 area% of ferrite, 10 area% or less of bainite, and 10 area% or less of pearlite as a microstructure at 1/2 of the thickness.

본 발명에서는 두께 중심부 충격인성을 확보하기 위하여 페라이트를 80% 이상 포함할 수 있으며, 동일한 이유로, 베이나이트 및 펄라이트를 각각 10% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 페라이트가 95%를 초과하면 강도 확보가 곤란하므로, 페라이트 분율의 상한을 95%로 제한할 수 있다. 본 발명에서는 베이나이트와 펄라이트를 합으로 5% 이상 포함할 수 있다.In the present invention, 80% or more of ferrite may be included in order to secure impact toughness at the center of the thickness, and for the same reason, bainite and pearlite may be limited to 10% or less, respectively. However, since it is difficult to secure strength when the ferrite content exceeds 95%, the upper limit of the ferrite fraction may be limited to 95%. In the present invention, bainite and pearlite may be included in an amount of 5% or more in total.

본 발명의 일 측면에 따르는 강은 두께 1/2 지점에서 미세조직의 결정간의 방위 차가 15도 이상인 경계로 구성된 유효 결정립 크기가 25㎛ 이하일 수 있다.The steel according to one aspect of the present invention may have an effective grain size of 25 μm or less, which is composed of a boundary having an orientation difference of 15 degrees or more between crystals of a microstructure at a thickness of 1/2.

유효 결정립 크기가 25㎛를 초과하면 충격인성을 확보하지 못할 우려가 있다. 한편, 본원발명에서 목적하는 120mm 이상의 극후강판의 특성상 미세화에 한계가 있으므로 유효 결정립 크기의 하한을 15㎛로 제한할 수 있다. 여기서, 유효 결정립 크기는 전자 후방산란 회절(Electron Backscatter Diffraction) 패턴 분석기를 활용하여 측정될 수 있다.If the effective grain size exceeds 25 μm, there is a risk that impact toughness may not be secured. On the other hand, since there is a limit to miniaturization due to the characteristics of the ultra-thick steel sheet of 120 mm or more, which is the purpose of the present invention, the lower limit of the effective grain size can be limited to 15 μm. Here, the effective grain size may be measured using an electron backscatter diffraction pattern analyzer.

이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the steel manufacturing method of the present invention will be described in detail.

본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 용강을 연속주조하여 주편을 제조한 후, 상기 주편을 재가열, 재결정역 압연, 미재결정역 압연 및 냉각하여 제조될 수 있다.Steel according to one aspect of the present invention may be produced by continuously casting molten steel satisfying the above-described alloy composition to produce a cast steel, and then reheating, recrystallization rolling, non-recrystallizing rolling, and cooling the cast steel.

연속주조continuous casting

본 발명의 합금조성을 만족하는 용강을 연속주조하여 주편을 제조할 수 있다.A cast steel can be manufactured by continuously casting molten steel that satisfies the alloy composition of the present invention.

연속주조 과정에서 주편의 두께 중심부에 형성되는 편석은 이후 공정인 재가열, 압연 및 냉각 공정에서 제거하기 어렵기 때문에 연속주조 공정에서 이를 최소화할 필요가 있다. 본 발명에서는 편석 제거를 위해 경압하, 전자기 교반 등을 활용할 수 있다.Since the segregation formed in the center of the thickness of the cast steel during the continuous casting process is difficult to remove in the subsequent process of reheating, rolling, and cooling, it is necessary to minimize it in the continuous casting process. In the present invention, electromagnetic agitation or the like can be utilized under light pressure to remove segregation.

재가열reheat

상기 제조된 주편을 1000~1100℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.The prepared cast steel may be reheated in a temperature range of 1000 to 1100 ° C.

재가열 온도가 1100℃를 초과하면 재가열 직후 초기 오스테나이트 입도가 지나치게 크기 때문에 재결정역 압연, 미재결정역 압연, 이후 냉각 과정을 통해서도 충분한 미세조직 미세화가 곤란할 수 있다. 그러나, 재가열 온도가 1000℃ 미만일 경우에는 본 발명에서 필수적으로 첨가되는 Nb가 충분히 용해되지 못해 Nb에 의한 오스테나이트 미세화 및 강도를 확보할 수 없을 수 있다.If the reheating temperature exceeds 1100 ° C., since the initial austenite grain size immediately after reheating is too large, it may be difficult to achieve sufficient microstructure refinement even through recrystallization reverse rolling, non-recrystallization reverse rolling, and subsequent cooling processes. However, when the reheating temperature is less than 1000° C., Nb, which is essentially added in the present invention, may not be sufficiently dissolved, and thus austenite refinement and strength may not be secured by Nb.

재결정역 압연recrystallization station rolling

상기 재가열된 강을 패스당 압하율 7% 이상으로 패스 수가 3회 이상이 되도록 재결정역 압연할 수 있다.The reheated steel may be recrystallized station rolling so that the number of passes is 3 or more at a reduction ratio of 7% or more per pass.

일반적으로 미세조직의 미세화는 미재결정역 압연을 제어함으로써 이루어지는데, 극후강재에서는 미재결정역 압연뿐 아니라, 재결정역 압연의 중요성도 간과할 수 없다. 재가열된 강 주편은 재결정역 압연 및 미재결정역 압연을 진행하는데, 이 때 재결정 온도와 미재결정 온도는 재결정정지온도(Tnr)로 결정될 수 있다. 재결정역 압연은 Tnr 보다 높은 온도에서 압연하는 것을 말하며, 미재결정 압연은 Tnr보다 낮은 온도에서 압연하는 것을 의미한다. 여기서, Tnr은 아래의 식으로 나타낼 수 있다.In general, refinement of the microstructure is achieved by controlling non-recrystallization rolling, and the importance of not only non-recrystallizing rolling but also recrystallizing rolling cannot be overlooked in ultra-thick steel. The reheated steel cast steel undergoes recrystallization station rolling and non-recrystallization station rolling. At this time, the recrystallization temperature and the non-recrystallization temperature may be determined as the recrystallization stop temperature (Tnr). Recrystallization rolling means rolling at a temperature higher than Tnr, and non-recrystallization rolling means rolling at a temperature lower than Tnr. Here, Tnr can be expressed by the following formula.

[식][ceremony]

Tnr = 887 + 464[C] + 6445[Nb] - 644√([Nb]) + 732[V] - 230√([V]) + 890[Ti] + 363[Al] - 357[Si]Tnr = 887 + 464[C] + 6445[Nb] - 644√([Nb]) + 732[V] - 230√([V]) + 890[Ti] + 363[Al] - 357[Si]

(여기서, [C], [Nb], [Nb], [V], [V], [Ti], [Al] 및 [Si]은 각 원소의 중량%이다.)(Where [C], [Nb], [Nb], [V], [V], [Ti], [Al] and [Si] are the weight percent of each element.)

주편을 재가열한 직후 재결정역 압연을 진행하는데, 재결정역 압연에서는 누적 압하율보다 패스당 압하율이 중요하다. Recrystallization rolling is performed immediately after reheating the slab, and in recrystallization rolling, the rolling reduction per pass is more important than the cumulative rolling reduction.

본 발명의 연구자들은 두께중심부에서 완전 재결정을 달성하기 위해서는 패스당 압하율이 7% 이상으로 압연이 이루어져야 하며, 패스당 압하율이 7% 이상인 패스가 3회 이상일 때 재결정으로 인해 충분한 미세조직 미세화를 달성할 수 있음을 발견하였다. 패스당 압하율이 7% 이상인 압연 패스수가 3회 미만이면 재결정으로 인한 두께 중심부 미세조직 미세화가 불충분하여 저온인성 확보가 곤란할 수 있다.Researchers of the present invention have found that in order to achieve complete recrystallization in the thickness center, rolling must be performed with a reduction ratio of 7% or more per pass, and sufficient microstructure refinement can be obtained by recrystallization when there are three or more passes with a reduction ratio of 7% or more per pass. found to be achievable. If the number of rolling passes with a reduction ratio of 7% or more per pass is less than three, it may be difficult to secure low-temperature toughness due to insufficient refinement of the microstructure in the center of the thickness due to recrystallization.

미재결정역 압연Unrecrystallized area rolling

상기 재결정역 압연된 강을 두께 1/2 지점의 온도 기준으로 Ar3~820℃의 압연종료온도와 30% 이상의 누적 압하율로 미재결정역 압연할 수 있다.The steel rolled in the recrystallization region may be rolled in the non-recrystallization region at a rolling end temperature of Ar3 to 820 ° C. and a cumulative reduction ratio of 30% or more based on the temperature of the thickness 1/2 point.

여기서, Ar3 온도는 오스테나이트에서 페라이트 변태가 시작되는 온도로서 아래의 식으로 나타낼 수 있다.Here, the Ar3 temperature is the temperature at which ferrite transformation starts in austenite and can be expressed by the following equation.

[식][ceremony]

Ar3 = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 55[Ni] - 15[Cr] - 80[Mo]Ar3 = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 55[Ni] - 15[Cr] - 80[Mo]

(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)(Where [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] and [Mo] are the weight percent of each element.)

압연종료온도가 820℃를 초과할 경우, 미재결정 오스테나이트의 유효 입도 미세화가 충분치 않아 충격인성 확보가 곤란하다. 반면, 압연종료온도가 Ar3 온도 미만이면 미재결정 압연 중에 오스테나이트 일부가 페라이트로 변태되고, 변태된 페라이트가 가공경화되어 충격인성을 저해하므로 압연종료온도는 Ar3 이상이 바람직하다. When the rolling end temperature exceeds 820 ° C, it is difficult to secure impact toughness because the effective grain size of non-recrystallized austenite is not sufficiently refined. On the other hand, if the rolling end temperature is lower than the Ar3 temperature, a portion of austenite is transformed into ferrite during non-recrystallization rolling, and the transformed ferrite is work hardened to impair impact toughness, so the rolling end temperature is preferably Ar3 or higher.

미재결정역 압연에는 누적 압하율이 중요하다. 미재결정 압연의 누적 압하율이 30% 미만이면 오스테나이트 내에 전위 밴드와 같은 페라이트 핵생성 장소가 충분히 형성되지 못해 최종 조직의 미세화가 부족해지므로 누적 압하율은 30% 이상이 바람직하다. 다만, 생산성을 고려했을 때 누적 압하율의 상한은 50%일 수 있다.In non-recrystallization rolling, the cumulative reduction is important. If the cumulative reduction ratio of non-recrystallization rolling is less than 30%, ferrite nucleation sites such as dislocation bands in austenite cannot be sufficiently formed, resulting in insufficient refinement of the final structure, so the cumulative reduction ratio is preferably 30% or more. However, when considering productivity, the upper limit of the cumulative reduction ratio may be 50%.

냉각Cooling

상기 미재결정역 압연된 강을 두께 1/2 지점의 온도 기준으로 Ar3 이상에서 냉각 개시하여 1.0~3.0℃/s의 냉각속도로 500~650℃의 온도범위까지 냉각할 수 있다. The non-recrystallization station rolled steel may be cooled to a temperature range of 500 to 650 ° C. at a cooling rate of 1.0 to 3.0 ° C. / s by starting cooling at Ar3 or higher based on the temperature of the half-thickness point.

냉각시작온도는 Ar3 이상이 바람직한데, 그 온도가 Ar3 미만일 경우 오스테나이트로부터 조대한 페라이트가 형성되어 강도 및 인성을 감소시킬 수 있다.The cooling start temperature is preferably Ar3 or higher. If the temperature is lower than Ar3, coarse ferrite is formed from austenite, which can reduce strength and toughness.

냉각종료온도가 650℃를 초과할 경우 페라이트가 조대하게 형성되어 강도와 인성 확보가 곤란할 수 있다. 반면, 냉각종료온도가 500℃ 미만이면 베이나이트 분율이 증가하여 인성을 저해할 우려가 있다.When the cooling end temperature exceeds 650° C., ferrite is coarsely formed, making it difficult to secure strength and toughness. On the other hand, if the cooling end temperature is less than 500 ° C., the bainite fraction increases and there is a possibility of impairing toughness.

냉각속도가 1.0℃/s 미만이면 페라이트 입도가 증가하여 본 발명에서 목표로 하는 강도와 인성 확보가 곤란할 수 있다. 반면, 냉각속도가 3.0℃/s를 초과하면 베이나이트 분율이 증가하여 충격인성을 저하시키는 문제점이 있을 수 있다. 보다 바람직하게는 냉각속도의 상한이 2.5℃/s일 수 있다.If the cooling rate is less than 1.0 ° C / s, the grain size of ferrite increases, making it difficult to secure the strength and toughness targeted in the present invention. On the other hand, if the cooling rate exceeds 3.0 ° C / s, the bainite fraction may increase and there may be a problem of lowering the impact toughness. More preferably, the upper limit of the cooling rate may be 2.5°C/s.

이와 같이 제조된 본 발명의 강은 두께가 120mm 이상이고, 두께 1/2 지점의 항복강도가 350MPa 이상이고, 인장강도가 450MPa 이상이며, -50℃에서의 충격인성이 100J 이상으로, 두께 중심부 인성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.The steel of the present invention thus manufactured has a thickness of 120 mm or more, a yield strength of 350 MPa or more at the half-thickness point, a tensile strength of 450 MPa or more, an impact toughness at -50 ° C of 100 J or more, and a thickness center toughness This excellent characteristic can be provided.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail through examples. However, it should be noted that the following examples are only for illustrating the present invention in more detail and are not intended to limit the scope of the present invention.

(실시예)(Example)

하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 용강을 제조한 후 전자기 교반 또는 경합하를 이용한 연속주조를 행하여 주편을 제작하였다. 연속주조된 강 주편을 이용하여 하기 표 2의 조건으로 재가열, 재결정역 압연, 미재결정역 압연, 냉각을 통해 강판을 제조하였다. 이때, 재결정역은 Tnr 온도 이상에서 행하였다. After manufacturing molten steel having the alloy composition shown in Table 1, continuous casting was performed using electromagnetic stirring or competition to produce a cast steel. Using the continuously cast steel cast steel, steel sheets were manufactured through reheating, recrystallization rolling, non-recrystallizing rolling, and cooling under the conditions shown in Table 2 below. At this time, the recrystallization station was carried out at the Tnr temperature or higher.

강종steel grade 합금조성(wt%)Alloy composition (wt%) Ar3
(℃)Ar3
(℃) CC SiSi MnMn PP SS AlAl NiNi NbNb TiTi NN CaCa AA 0.0720.072 0.360.36 1.421.42 0.0110.011 0.0030.003 0.0270.027 0.680.68 0.0160.016 0.0110.011 0.00330.0033 0.00080.0008 737737 BB 0.0680.068 0.150.15 1.591.59 0.0070.007 0.0010.001 0.0390.039 0.550.55 0.0180.018 0.0120.012 0.00290.0029 0.00090.0009 731731 CC 0.0470.047 0.330.33 1.611.61 0.0060.006 0.0030.003 0.0360.036 0.210.21 0.0260.026 0.0070.007 0.00370.0037 0.00240.0024 755755 DD 0.0380.038 0.280.28 1.751.75 0.0040.004 0.0020.002 0.0250.025 0.270.27 0.0270.027 0.0090.009 0.00430.0043 0.00120.0012 743743 EE 0.0610.061 0.250.25 1.571.57 0.0090.009 0.0020.002 0.0190.019 0.330.33 0.0250.025 0.0150.015 0.00410.0041 0.00160.0016 747747 FF 0.0970.097 0.280.28 1.581.58 0.0060.006 0.0010.001 0.0350.035 0.430.43 0.0240.024 0.0130.013 0.00440.0044 0.00250.0025 730730 GG 0.0230.023 0.260.26 1.491.49 0.0100.010 0.0030.003 0.0270.027 0.380.38 0.0180.018 0.0110.011 0.00370.0037 0.00120.0012 763763 HH 0.0710.071 0.320.32 1.311.31 0.0080.008 0.0020.002 0.0320.032 0.290.29 0.0210.021 0.0100.010 0.00540.0054 0.00190.0019 767767 II 0.0640.064 0.360.36 1.951.95 0.0100.010 0.0030.003 0.0250.025 0.210.21 0.0180.018 0.0080.008 0.00390.0039 0.00140.0014 723723 JJ 0.0530.053 0.210.21 1.601.60 0.0070.007 0.0020.002 0.0290.029 0.540.54 0.0030.003 0.0130.013 0.00400.0040 0.00150.0015 736736 KK 0.0600.060 0.250.25 1.641.64 0.0060.006 0.0020.002 0.0310.031 0.220.22 0.0490.049 0.0110.011 0.00360.0036 0.00090.0009 748748

[식][ceremony]

Ar3 = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 55[Ni] - 15[Cr] - 80[Mo]Ar3 = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 55[Ni] - 15[Cr] - 80[Mo]

(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)(Where [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] and [Mo] are the weight percent of each element.)

시편
번호Psalter
number 강종steel grade 재가열reheat 재결정역 압연recrystallization station rolling 미재결정역 압연Unrecrystallized area rolling 냉각Cooling 온도
(℃)temperature
(℃) 패스당 압하율
7% 이상 패스 수Reduction rate per pass
7% or more passes 온도
(℃)temperature
(℃) 누적
압하율(%)accumulate
Reduction rate (%) 시작온도
(℃)start temperature
(℃) 종료온도
(℃)end temperature
(℃) 속도
(℃/s)speed
(℃/s) 1One AA 10671067 44 763763 3737 759759 613613 1.41.4 22 BB 10421042 33 755755 3434 748748 573573 1.11.1 33 CC 10811081 33 781781 3838 770770 591591 1.31.3 44 DD 10771077 55 777777 3535 755755 636636 1.71.7 55 EE 10521052 33 796796 3232 785785 597597 1.01.0 66 FF 10641064 44 766766 3838 750750 577577 1.11.1 77 GG 10881088 44 780780 3737 769769 588588 1.21.2 88 HH 10711071 55 795795 4040 772772 611611 1.51.5 99 II 10781078 33 753753 3333 746746 572572 1.11.1 1010 JJ 10651065 44 804804 3636 792792 589589 1.21.2 1111 KK 10811081 44 780780 3939 772772 606606 1.41.4 1212 AA 10441044 22 795795 3434 787787 573573 1.21.2 1313 BB 10741074 1One 774774 3838 762762 618618 1.21.2 1414 CC 10571057 33 833833 3939 818818 603603 1.31.3 1515 DD 10761076 33 798798 2626 784784 614614 1.21.2 1616 DD 10731073 55 782782 3636 760760 687687 1.51.5 1717 EE 10951095 44 804804 3535 782782 461461 1.71.7 1818 EE 10731073 33 772772 3434 756756 584584 0.80.8 1919 DD 10851085 33 796796 3333 760760 521521 3.33.3

하기 표 3에는 제조된 강판의 미세조직 및 물성을 나타내었다. 두께 중심부(두께 1/2 지점)에 발생한 편석의 정도를 평가하기 위해 전자탐침미량분석기(Electron Probe Micro-Analyzer, EPMA)을 활용하였다. 두께 중심부를 포함하는 80mm x 40mm 크기의 시편을 절단한 후 50mm 길이로 일정 간격으로 line scan 하여 측정된 line 중 최대 농도를 두께 중심부 Mn 함량 최대값으로 정하였고, 그 값을 표 3에 나타내었다.Table 3 below shows the microstructure and physical properties of the manufactured steel sheet. An Electron Probe Micro-Analyzer (EPMA) was used to evaluate the degree of segregation occurring at the center of the thickness (1/2 thickness point). After cutting a specimen of 80 mm x 40 mm size including the thickness center, line scan at regular intervals with a length of 50 mm, the maximum concentration of the measured lines was set as the maximum Mn content in the thickness center, and the values are shown in Table 3.

또한, 강판의 미세조직을 분석하기 위해 강판 두께의 1/2 지점에서 미세조직 시편을 절단한 후 연마, Nital 에칭 후 이미지 분석기를 통해 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 조직의 면적분율을 측정하였다. 두께 중심부는 다른 두께 영역에 비해 편석으로 인해 조직이 불균일하므로 100배 배율의 광학현미경 사진을 최소 20장씩 이상 촬영한 후 이미지 분석을 실시하였다. 이후 각각의 이미지에서 측정된 상들의 면적분율의 평균을 각 상의 분율로 정하고 표 3에 나타내었다. 두께 중심부 미세조직의 유효 결정입도를 측정하기 위해 전자 후방산란 회절(Electron Backscatter Diffraction) 패턴 분석기를 이용하였다. 강판 두께의 1/2 지점에서 측정된 미세조직의 결정간의 방위차가 15도 이상인 경계로 구성된 결정립의 경계로 구성된 유효 결정입도로 정하였다. 두께 중심부 미세조직의 분균일을 고려하여 최소 10회 이상 측정한 결과의 평균을 표 3에 나타내었다.In addition, to analyze the microstructure of the steel sheet, the microstructure specimen was cut at 1/2 of the thickness of the steel sheet, polished and Nital etched, and then the area fractions of the ferrite, bainite, and pearlite structures were measured through an image analyzer. Since the structure of the thickness center is uneven due to segregation compared to other thickness areas, image analysis was performed after taking at least 20 optical micrographs at 100x magnification. Then, the average of the area fractions of the phases measured in each image was determined as the fraction of each phase and shown in Table 3. An electron backscatter diffraction pattern analyzer was used to measure the effective grain size of the microstructure in the thickness center. The effective grain size consisting of the grain boundaries consisting of boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more between the crystals of the microstructure measured at 1/2 of the steel plate thickness was determined. Table 3 shows the average of the results of measuring at least 10 times in consideration of the distribution of microstructure in the thickness center.

더하여, 강판의 두께 1/2 지점에서 JIS 14A호 규격에 따라 시편의 길이가 압연방향에 수직이 되도록 인장 시편을 가공한 후 상온에서 인장시험을 실시하였다. 또한 강판 두께의 1/2 지점에서 시편의 길이가 압연방향에 평행하도록 충격시편을 채취한 후 -50℃에서 샤르피 충격시험을 실시하였다. 3개의 충격시편으로부터 얻어진 흡수 에너지 값의 평균을 충격인성으로 정하였다. 인장 및 충격시험 결과를 표 3에 나타내었다.In addition, a tensile test was performed at room temperature after processing a tensile specimen so that the length of the specimen was perpendicular to the rolling direction according to JIS 14A at a point of 1/2 the thickness of the steel plate. In addition, impact specimens were taken so that the length of the specimen was parallel to the rolling direction at 1/2 of the steel sheet thickness, and then a Charpy impact test was performed at -50 ° C. The average of the absorbed energy values obtained from the three impact specimens was determined as the impact toughness. The tensile and impact test results are shown in Table 3.

시
편
번
호city
side
th
like 강
종river
bell 편석대 Mn
함량 최대값
(%) segregation zone Mn
content maximum
(%) 두께
(mm)thickness
(mm) 미세조직microstructure 물성Properties 구분division 페라이트
(%)ferrite
(%) 유효 결정입도
(μm)effective grain size
(μm) 베이나이트
(%)bainite
(%) 펄라이트
(%)perlite
(%) 항복강도
(MPa)yield strength
(MPa) 인장강도
(MPa)tensile strength
(MPa) 충격인성
(J)impact toughness
(J) 1One AA 1.791.79 140140 84.784.7 19.719.7 7.27.2 8.18.1 384384 491491 179179 발명예1Invention example 1 22 BB 1.821.82 150150 84.984.9 22.922.9 8.68.6 6.56.5 361361 479479 168168 발명예2Invention example 2 33 CC 1.791.79 145145 88.388.3 20.320.3 6.96.9 4.84.8 389389 503503 287287 발명예3Invention Example 3 44 DD 1.911.91 130130 87.287.2 22.322.3 9.29.2 3.63.6 414414 516516 204204 발명예4Invention Example 4 55 EE 1.711.71 150150 90.490.4 24.224.2 4.14.1 5.55.5 355355 463463 153153 발명예5Invention Example 5 66 FF 1.881.88 155155 81.881.8 23.123.1 6.76.7 11.511.5 379379 495495 9393 비교예1Comparative Example 1 77 GG 1.751.75 145145 96.996.9 22.922.9 1.81.8 1.31.3 345345 439439 278278 비교예2Comparative Example 2 88 HH 1.591.59 150150 90.090.0 27.927.9 1.51.5 8.58.5 337337 431431 6868 비교예3Comparative Example 3 99 II 2.082.08 155155 76.376.3 21.921.9 16.816.8 6.96.9 396396 513513 5454 비교예4Comparative Example 4 1010 JJ 1.781.78 150150 92.692.6 29.529.5 2.22.2 5.25.2 329329 427427 4949 비교예5Comparative Example 5 1111 KK 1.871.87 140140 81.481.4 21.421.4 13.413.4 5.25.2 395395 494494 6060 비교예6Comparative Example 6 1212 AA 1.861.86 155155 78.678.6 22.822.8 13.513.5 7.97.9 387387 491491 8181 비교예7Comparative Example 7 1313 BB 1.841.84 150150 76.476.4 24.324.3 17.417.4 6.26.2 391391 508508 3333 비교예8Comparative Example 8 1414 CC 1.891.89 145145 89.989.9 27.827.8 5.45.4 4.74.7 366366 478478 7474 비교예9Comparative Example 9 1515 DD 1.981.98 140140 88.488.4 25.625.6 7.87.8 3.83.8 372372 481481 8686 비교예10Comparative Example 10 1616 DD 1.861.86 150150 90.590.5 28.128.1 5.55.5 4.04.0 346346 464464 5555 비교예11Comparative Example 11 1717 EE 1.811.81 140140 81.581.5 23.023.0 14.614.6 3.93.9 409409 517517 8383 비교예12Comparative Example 12 1818 EE 1.711.71 150150 90.590.5 27.227.2 3.83.8 5.75.7 338338 447447 4141 비교예13Comparative Example 13 1919 DD 1.881.88 120120 73.573.5 22.622.6 24.924.9 1.61.6 431431 535535 3737 비교예14Comparative Example 14

표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.As shown in Table 3, in the case of the inventive example satisfying the alloy composition and manufacturing conditions of the present invention, the microstructure characteristics proposed in the present invention were satisfied, and the desired physical properties were secured in the present invention.

반면, 비교예 1 및 2는 C 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로, 비교예 1은 C 함량이 과도하여 펄라이트 분율이 10%를 초과하였고, 그 결과 충격인성이 열위하였다. 비교예 2는 C 함량이 부족하여, 페라이트가 과도하게 형성되어 강도를 충분히 확보하지 못하였다.On the other hand, in Comparative Examples 1 and 2, the C content was outside the scope of the present invention, and in Comparative Example 1, the C content was excessive and the pearlite fraction exceeded 10%, resulting in poor impact toughness. In Comparative Example 2, due to insufficient C content, ferrite was excessively formed, and strength was not sufficiently secured.

비교예 3 및 4는 Mn 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 비교예 3은 Mn 함량이 미달되어 경화능이 낮고 유효 결정입도가 제안하는 범위를 초과하여 강도와 인성이 부족하였다. 비교예 4의 경우, Mn 함량이 과도하여 두께 중심부 편석대의 Mn 최대 함량이 2.0%를 초과하여 인성이 저하되었다.In Comparative Examples 3 and 4, the Mn content was outside the range of the present invention, and Comparative Example 3 had low hardenability due to an insufficient Mn content and poor strength and toughness because the effective grain size exceeded the suggested range. In the case of Comparative Example 4, the Mn content was excessive and the maximum Mn content in the thickness center segregation zone exceeded 2.0%, resulting in a decrease in toughness.

비교예 5 및 6은 Nb 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 비교예 5는 Nb 함량이 낮아 경화능이 부족하여 강도와 인성이 열위하였다. 비교예 6은 Nb 함량이 과도한 경우로, 유효 결정입도는 목적하는 수준이었으나, 베이나이트 분율이 과도하여 충격인성이 본 발명의 목표에 미치지 못하였다.In Comparative Examples 5 and 6, the Nb content was outside the range of the present invention, and Comparative Example 5 had low Nb content and insufficient hardenability, resulting in inferior strength and toughness. In Comparative Example 6, the Nb content was excessive, and the effective grain size was at the desired level, but the impact toughness did not reach the target of the present invention due to the excessive bainite fraction.

비교예 7 및 8은 재결정역 압연에서 패스당 압하율이 7% 이상인 압연 패스 수가 3회 미만인 경우로, 두께 중심부 인성이 본 발명에서 목적하는 수준에 이르지 못하였다.In Comparative Examples 7 and 8, the number of rolling passes having a reduction ratio of 7% or more per pass in recrystallization rolling was less than 3, and the toughness of the thick center did not reach the desired level in the present invention.

비교예 9는 미재결정역 압연종료온도가 본 발명에서 목적하는 온도범위를 초과한 경우로, 유효 결정입도가 제안하는 범위를 초과하여 충격인성이 저하되었다.In Comparative Example 9, the non-recrystallization zone rolling end temperature exceeded the temperature range desired in the present invention, and the effective grain size exceeded the suggested range, resulting in reduced impact toughness.

비교예 10은 미재결정역 압연 시, 누적 압하율이 본 발명에서 제안하는 범위에 미치지 못한 경우로, 유효 결정입도가 조대하여 충격인성이 열위하였다.In Comparative Example 10, the cumulative reduction ratio did not fall within the range proposed in the present invention during non-recrystallization station rolling, and the effective grain size was coarse, resulting in poor impact toughness.

비교예 11 및 12는 냉각종료온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우로, 비교예 11은 냉각종료온도가 초과하여 목적하는 수준의 유효 결정입도 범위를 벗어나 강도 및 충격인성이 열위하였다. 비교예 12는 냉각종료온도가 미달되어 베이나이트가 과도하게 형성되었으며, 이로 인해 목적하는 충격인성을 확보하지 못하였다.In Comparative Examples 11 and 12, the cooling end temperature was outside the range suggested by the present invention. In Comparative Example 11, the cooling end temperature exceeded the desired effective crystal grain size range, and strength and impact toughness were inferior. In Comparative Example 12, bainite was excessively formed because the cooling end temperature was not reached, and as a result, the desired impact toughness was not secured.

비교예 13 및 14는 냉각속도가 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 13은 냉각속도가 본 발명에서 제안하는 범위에 미치지 못한 경우로, 유효 결정입도가 조대하였으며 목적하는 강도와 충격인성을 확보하지 못하였다. 비교예 14는 냉각속도가 과도하여 베이나이트 형성이 과도하였으며, 그 결과, 충격인성이 열위하였다.In Comparative Examples 13 and 14, the cooling rate was out of the scope of the present invention. In Comparative Example 13, the cooling rate did not reach the range proposed in the present invention, and the effective grain size was coarse, and the desired strength and impact toughness were not secured. In Comparative Example 14, the formation of bainite was excessive due to the excessive cooling rate, and as a result, the impact toughness was inferior.

이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.Although the present invention has been described in detail through examples above, other types of embodiments are also possible. Therefore, the spirit and scope of the claims set forth below are not limited to the embodiments.

Claims (12)

중량%로, C: 0.03~0.08%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.4~1.8%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.01~0.06%, Ni: 0.2~1.0%, Nb: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.007%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
두께 1/2 지점에서 편석대의 망간(Mn) 함량 최대값의 상한이 2.0%이고,
두께 1/2 지점에서 미세조직으로 페라이트를 80~95면적%, 베이나이트를 10면적% 이하, 펄라이트를 10면적% 이하로 포함하며,
두께 1/2 지점에서 미세조직의 결정간의 방위 차가 15도 이상인 경계로 구성된 유효 결정립 크기가 25㎛ 이하인 강판.
In % by weight, C: 0.03 to 0.08%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 1.4 to 1.8%, P: 0.012% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 to 0.06%, Ni: 0.2 to 1.0% , Nb: 0.01 to 0.04%, Ti: 0.005 to 0.02%, N: 0.002 to 0.007%, Ca: 0.0005 to 0.003%, the balance including Fe and other unavoidable impurities,
The upper limit of the maximum manganese (Mn) content in the segregation zone at the thickness 1/2 point is 2.0%,
Contains 80 to 95 area% of ferrite, less than 10 area% of bainite, and less than 10 area% of pearlite as a microstructure at 1/2 of the thickness,
A steel sheet with an effective grain size of 25㎛ or less, consisting of a boundary with an orientation difference of 15 degrees or more between the crystals of the microstructure at the 1/2 thickness point.
 제1항에 있어서,
상기 강판은 두께 1/2 지점에서 미세조직으로 베이나이트와 펄라이트를 합으로 5면적% 이상 포함하는 강판.
According to claim 1,
The steel sheet is a steel sheet containing at least 5 area% of bainite and pearlite as a microstructure at the thickness 1/2 point.
 제1항에 있어서,
상기 강판은 두께 1/2 지점에서 미세조직의 결정간의 방위 차가 15도 이상인 경계로 구성된 유효 결정립 크기가 15~25㎛인 강판.
According to claim 1,
The steel sheet is a steel sheet having an effective grain size of 15 to 25 μm composed of a boundary having an orientation difference of 15 degrees or more between crystals of the microstructure at a point of 1/2 thickness.
 제1항에 있어서,
상기 강판은 두께 1/2 지점의 항복강도가 350MPa 이상이고, 인장강도가 450MPa 이상이며, -50℃에서의 충격인성이 100J 이상인 강판.
According to claim 1,
The steel sheet has a yield strength of 350 MPa or more at a thickness of 1/2, a tensile strength of 450 MPa or more, and an impact toughness at -50 ° C of 100 J or more.
 제1항에 있어서,
상기 강판은 두께가 120mm 이상인 강판.
According to claim 1,
The steel plate is a steel plate having a thickness of 120 mm or more.
 중량%로, C: 0.03~0.08%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.4~1.8%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.01~0.06%, Ni: 0.2~1.0%, Nb: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.007%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 주편을 제조하는 단계;
상기 주편을 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강을 패스당 압하율 7% 이상으로 패스 수가 3회 이상이 되도록 재결정역 압연하는 단계;
상기 재결정역 압연된 강을 두께 1/2 지점의 온도 기준으로 Ar3~820℃의 압연종료온도와 30% 이상의 누적 압하율로 미재결정역 압연하는 단계;
상기 미재결정역 압연된 강을 1.0~3.0℃/s의 냉각속도로 500~650℃의 온도범위까지 냉각하는 단계를 포함하는 강판 제조방법.
In % by weight, C: 0.03 to 0.08%, Si: 0.1 to 0.4%, Mn: 1.4 to 1.8%, P: 0.012% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 to 0.06%, Ni: 0.2 to 1.0% , Nb: 0.01 ~ 0.04%, Ti: 0.005 ~ 0.02%, N: 0.002 ~ 0.007%, Ca: 0.0005 ~ 0.003%, the balance of Fe and other unavoidable impurities by continuously casting molten steel to prepare a cast steel;
Reheating the slab;
recrystallization reverse rolling of the reheated steel so that the number of passes is three or more at a reduction ratio of 7% or more per pass;
Non-recrystallization rolling of the rolled steel at a rolling end temperature of Ar3 to 820° C. and a cumulative reduction ratio of 30% or more based on the temperature of the 1/2 thickness point;
Steel sheet manufacturing method comprising the step of cooling the non-recrystallization station rolled steel to a temperature range of 500 ~ 650 ℃ at a cooling rate of 1.0 ~ 3.0 ℃ / s.
 제6항에 있어서,
상기 주편 제조 시, 경압하 또는 전자기 교반을 행하는 강판 제조방법.
According to claim 6,
A method for producing a steel plate in which the cast steel is manufactured under light pressure or by electromagnetic stirring.
 제6항에 있어서,
상기 재가열은 1000~1100℃의 온도범위에서 행하는 강판 제조방법.
According to claim 6,
The reheating is a steel plate manufacturing method performed in the temperature range of 1000 ~ 1100 ℃.
 제6항에 있어서,
상기 냉각은 두께 1/2 지점의 온도 기준으로 Ar3 이상에서 냉각 개시하는 강판 제조방법.
According to claim 6,
The cooling is a method of manufacturing a steel sheet in which cooling is initiated at Ar3 or higher based on the temperature of the 1/2 thickness point.
 제6항에 있어서,
상기 미재결정역 압연 시, 누적 압하율은 50% 이하인 강판 제조방법.
According to claim 6,
Steel sheet manufacturing method in which the cumulative reduction ratio is 50% or less during the non-recrystallization station rolling.
 제6항에 있어서,
상기 냉각속도는 1.0~2.5℃/s인 강판 제조방법.
According to claim 6,
The cooling rate is 1.0 ~ 2.5 ℃ / s steel plate manufacturing method.
 제6항에 있어서,
상기 미재결정역 압연 시, 강판의 두께가 120mm 이상이 되도록 행하는 강판 제조방법.

According to claim 6,
Steel sheet manufacturing method performed so that the thickness of the steel sheet is 120 mm or more during the non-recrystallization station rolling.
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