KR101377791B1 - Steel and method of manufacturing the same - Google Patents

Steel and method of manufacturing the same Download PDF

Info

Publication number
KR101377791B1
KR101377791B1 KR1020120057783A KR20120057783A KR101377791B1 KR 101377791 B1 KR101377791 B1 KR 101377791B1 KR 1020120057783 A KR1020120057783 A KR 1020120057783A KR 20120057783 A KR20120057783 A KR 20120057783A KR 101377791 B1 KR101377791 B1 KR 101377791B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
weight
steel
less
slab
cooling
Prior art date
Application number
KR1020120057783A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR20130134338A (en
Inventor
김민경
김규태
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020120057783A priority Critical patent/KR101377791B1/en
Publication of KR20130134338A publication Critical patent/KR20130134338A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101377791B1 publication Critical patent/KR101377791B1/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

제강 기준을 엄격히 적용함으로써 내수소 유기균열에 대한 저항을 보증할 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재는 탄소(C) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.3 ~ 1.6 중량%, 구리(Cu) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 니켈(Ni) : 0.2 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.3 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 질소(N) : 0.006 중량% 이하, 수소(H) : 2.0ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 연신율(EL) : 27% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.Disclosed is a steel material and a method for manufacturing the same, which can guarantee resistance to organic cracking of hydrogen by strictly applying steelmaking standards.
Steel according to the present invention is carbon (C): 0.01 ~ 0.10% by weight, silicon (Si): 0.1 ~ 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.3 ~ 1.6% by weight, copper (Cu): 0.1 ~ 0.4% by weight, Nickel (Ni): 0.2-0.4 wt%, Calcium (Ca): 0.001-0.003%, Chromium (Cr): 0.1-0.3 wt%, Niobium (Nb): 0.01-0.04 wt%, Molybdenum (Mo): 0.05- 0.15% by weight, nitrogen (N): 0.006% by weight or less, hydrogen (H): 2.0 ppm or less, and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities, tensile strength (TS): 550 ~ 750MPa, yield point (YP) : 450 ~ 600MPa and elongation (EL): characterized by having more than 27%.

Description

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

본 발명은 강재 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 제강 기준을 엄격히 적용함으로써 내수소 유기균열에 대한 저항을 보증할 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a steel manufacturing method, and more particularly, to a steel material and a method for manufacturing the same, which can guarantee resistance to organic cracking of hydrogen by strictly applying steelmaking standards.

황화수소(H2S) 가스를 일정량 이상 함유하고 있는 가스나, 원유 수송에 사용되는 라인파이프용 강판은 수소유기균열에 취약하여 스위트 가스(Sweet gas), 오일(oil) 수송용 강판보다 청정도 관리가 엄격하게 적용되어야 한다.Gas containing more than a certain amount of hydrogen sulfide (H 2 S) gas or steel pipe for line pipes used for transporting crude oil is more susceptible to hydrogen organic cracking, thus managing cleanliness than sweet gas and oil transporting steel sheets. Should be strictly applied.

황화수소(H2S) 가스에 포함되어 있는 수소성분들은 강 내부로 침투하여 수소분자로 압력이 증가하고 산화물이나 MnS 등 개재물의 끝단을 기점으로 크랙을 발생시켜 파이프의 파단을 야기한다.Hydrogen sulfide contained in hydrogen sulfide (H 2 S) gas penetrates into the steel and increases the pressure with hydrogen molecules, causing cracks at the end of inclusions such as oxides and MnS, causing the pipe to break.

특히, MnS와 같은 연신된 개재물들은 상대적으로 낮은 수소압력에서도 크랙을 유발시키는 주요 결함들로 작용하므로, 제강 시 편석과 개재물을 발생시키는 인(P), 황(S)과 같은 불순물들을 최소화시키고, 칼슘(Ca) 첨가를 통해 CaS를 형성시킴으로써 개재물의 형상을 조절하는 공정이 필수적이다.In particular, elongated inclusions, such as MnS, act as major defects that cause cracking at relatively low hydrogen pressures, thereby minimizing impurities such as phosphorus (P) and sulfur (S), which cause segregation and inclusions during steelmaking, It is essential to control the shape of the inclusions by forming CaS through addition of Ca (Ca).

특히, TMCP(Thermo Mechanical control process)로 제조되는 고강도 강재의 경우 수소가 빠져나갈 시간이 더욱 더 적기 때문에 성분과 청정도 관리가 더욱 더 엄격해야 한다.In particular, high-strength steel manufactured by the Thermo Mechanical Control Process (TMCP) requires more stringent control of composition and cleanliness because hydrogen has less time to escape.

본 발명에 관련된 선행기술로는 대한민국 공개특허 제10-2010-0021273호(2010.02.04 공개)가 있으며, 상기 선행기술에는 고탄소 열연강판 및 그 제조방법이 기재되어 있다.
Prior art related to the present invention is Republic of Korea Patent Publication No. 10-2010-0021273 (2010.02.04 publication), the prior art describes a high-carbon hot-rolled steel sheet and a method of manufacturing the same.

본 발명의 목적은 진공탈처리시 2 torr 이하의 진공도에서 10 ~ 30분 동안 실시함과 더불어, 100 ~ 140N㎥/hr의 유량으로 아르곤 가스를 취입함으로써, 제강시 용강의 교반 활동이 활발하게 일어나도록 유도하여 용강의 청정도를 향상시킬 수 있는 강재 제조 방법을 제공하는 것이다.An object of the present invention is carried out for 10 to 30 minutes at a vacuum degree of less than 2 torr during vacuum de-treatment, and by injecting argon gas at a flow rate of 100 ~ 140 N ㎥ / hr, stirring activity of molten steel occurs actively during steelmaking It is to provide a steel manufacturing method that can be induced to improve the cleanliness of molten steel.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 연신율(EL) : 27% 이상을 만족하는 강재를 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a steel that is produced by the above method, the tensile strength (TS): 550 ~ 750MPa, yield point (YP): 450 ~ 600MPa and elongation (EL): 27% or more.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 선철을 정련하여, 탄소(C) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.3 ~ 1.6 중량%, 구리(Cu) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 니켈(Ni) : 0.2 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.3 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 질소(N) : 0.006 중량% 이하, 수소(H) : 2.0ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용강을 형성하는 제강 단계; 상기 용강을 연속주조하여 강 슬라브를 형성하는 연주 단계; 상기 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 슬라브 재가열 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 860 ~ 880℃ 조건으로 열간 압연하는 열간압연 단계; 및 상기 열간 압연된 강을 560 ~ 580℃까지 냉각하는 냉각 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
Steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention for achieving the above object by refining pig iron, carbon (C): 0.01 ~ 0.10% by weight, silicon (Si): 0.1 ~ 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.3 ~ 1.6% by weight, copper (Cu): 0.1-0.4% by weight, nickel (Ni): 0.2-0.4% by weight, calcium (Ca): 0.001-0.003%, chromium (Cr): 0.1-0.3% by weight, niobium ( Nb): 0.01 to 0.04% by weight, molybdenum (Mo): 0.05 to 0.15% by weight, nitrogen (N): 0.006% by weight or less, hydrogen (H): 2.0 ppm or less and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities Steelmaking step of forming molten steel; A continuous step of casting the molten steel to form a steel slab; Slab reheating step of reheating the steel slab at SRT (Slab Reheating Temperature): 1100 ~ 1200 ℃; A hot rolling step of hot rolling the reheated steel slab at a FRT (Finish Rolling Temperature): 860 to 880 ° C; And a cooling step of cooling the hot rolled steel to 560 to 580 ° C.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 탄소(C) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.3 ~ 1.6 중량%, 구리(Cu) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 니켈(Ni) : 0.2 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.3 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 질소(N) : 0.006 중량% 이하, 수소(H) : 2.0ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 연신율(EL) : 27% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.
Steel according to an embodiment of the present invention for achieving the above another object is carbon (C): 0.01 ~ 0.10% by weight, silicon (Si): 0.1 ~ 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.3 to 1.6% by weight, copper (Cu): 0.1 to 0.4% by weight, nickel (Ni): 0.2 to 0.4% by weight, calcium (Ca): 0.001 to 0.003%, chromium (Cr): 0.1 to 0.3% by weight, niobium (Nb): 0.01 to 0.04 Weight%, Molybdenum (Mo): 0.05 ~ 0.15% by weight, Nitrogen (N): 0.006% by weight or less, hydrogen (H): 2.0ppm or less and the rest of iron (Fe) and other unavoidable impurities, tensile strength (TS) ): 550 ~ 750MPa, yield point (YP): 450 ~ 600MPa and elongation (EL): characterized by having more than 27%.

본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 진공탈처리시 2 torr 이하의 진공도에서 10 ~ 30분 동안 실시함과 더불어, 100 ~ 140N㎥/hr의 유량으로 아르곤 가스를 취입함으로써, 제강시 용강의 교반 활동이 활발하게 일어나도록 유도하여 용강의 청정도를 향상시킬 수 있다.Steel according to the present invention and the manufacturing method thereof is carried out for 10 to 30 minutes at a vacuum degree of less than 2 torr during vacuum de-treatment, blowing the argon gas at a flow rate of 100 ~ 140N ㎥ / hr, stirring the molten steel during steelmaking It is possible to improve the cleanliness of molten steel by inducing the active activity.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 연신율(EL) : 27% 이상을 가지면서, CLR(Crack Length Ratio) : 13% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 4% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 만족할 수 있다.
Through this, the steel produced by the method according to the present invention has a tensile strength (TS): 550 ~ 750MPa, yield point (YP): 450 ~ 600MPa and elongation (EL): 27% or more, CLR (Crack Length Ratio) : 13% or less, CTR (Crack Thickness Ratio): 4% or less and CSR (Crack Sensitivity Ratio): 2% or less.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.1 is a flow chart showing a steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention.

본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.The features of the present invention and the method for achieving the same will be apparent from the accompanying drawings and the embodiments described below. However, the present invention is not limited to the embodiments described below, but may be embodied in various forms. The present embodiments are provided so that the disclosure of the present invention is complete and that those skilled in the art will fully understand the scope of the present invention. The invention is only defined by the description of the claims.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Hereinafter, a steel material according to a preferred embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings.

강재Steel

본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 연신율(EL) : 27% 이상을 만족하는 것을 목표로 한다. 또한, 상기 강재는 CLR(Crack Length Ratio) : 13% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 4% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 갖는 것을 목표로 한다.Steel according to the present invention aims to satisfy the tensile strength (TS): 550 ~ 750MPa, yield point (YP): 450 ~ 600MPa and elongation (EL): 27% or more. In addition, the steel is aimed at having a crack length ratio (CLR) of 13% or less, a crack thickness ratio (CTR) of 4% or less, and a crack sensitivity ratio (CSR) of 2% or less.

이를 위해, 본 발명에 따른 강재는 탄소(C) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.3 ~ 1.6 중량%, 구리(Cu) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 니켈(Ni) : 0.2 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.3 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 질소(N) : 0.006 중량% 이하, 수소(H) : 2.0ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.To this end, the steel according to the present invention is carbon (C): 0.01 ~ 0.10% by weight, silicon (Si): 0.1 ~ 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.3 ~ 1.6% by weight, copper (Cu): 0.1 ~ 0.4 Weight%, nickel (Ni): 0.2-0.4 weight%, calcium (Ca): 0.001-0.003%, chromium (Cr): 0.1-0.3 weight%, niobium (Nb): 0.01-0.04 weight%, molybdenum (Mo) : 0.05 to 0.15 wt%, nitrogen (N): 0.006 wt% or less, hydrogen (H): 2.0 ppm or less, and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.

또한, 상기 강재는 인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.001 중량% 이하가 포함되어 있을 수 있다.
In addition, the steel may include phosphorus (P): 0.01% by weight or less and sulfur (S): 0.001% by weight or less.

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

탄소(C)Carbon (C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가되며, 용접성에 가장 큰 영향을 미치는 원소이다.Carbon (C) is added to secure strength and is the most influential element in weldability.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 탄소(C)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있으며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added in a content ratio of 0.01 to 0.10% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of the carbon (C) is less than 0.01% by weight, it may be difficult to secure sufficient strength. On the contrary, when the content of carbon (C) exceeds 0.10% by weight, it may cause a decrease in toughness, and there is a problem of lowering weldability during electric resistance welding (ERW).

실리콘(Si)Silicon (Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.Silicon (Si) acts as a deoxidizer in the steel and contributes to securing strength.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강재의 인성 및 용접성이 열화되는 문제가 있다.
The silicon (Si) is preferably added in a content ratio of 0.1 to 0.4% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of the silicon (Si) is less than 0.1% by weight, the addition effect may not be properly exhibited. On the contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.4% by weight, the toughness and weldability of the steel are deteriorated.

망간(Mn)Manganese (Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. Manganese (Mn) is an element useful for improving strength without deteriorating toughness.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.3 ~ 1.6 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 망간(Mn)의 함량이 1.3 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.6 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.
The manganese (Mn) is preferably added in a content ratio of 1.3 to 1.6% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of the manganese (Mn) is less than 1.3% by weight, the addition effect may not be properly exhibited. On the contrary, when the content of manganese (Mn) exceeds 1.6% by weight, the sensitivity to temper embrittlement increases.

구리(Cu)Copper (Cu)

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다.Copper (Cu) contributes to solid solution strengthening and enhances strength.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제점이 있다.
The copper (Cu) is preferably added in a content ratio of 0.1 to 0.4% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of copper (Cu) is less than 0.1% by weight, the addition effect may not be properly exhibited. On the contrary, when the content of copper (Cu) exceeds 0.4% by weight, there is a problem of lowering hot workability of steel and increasing susceptibility to stress relief cracking after welding.

니켈(Ni)Nickel (Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다.Nickel (Ni) is effective for improvement in toughness while improving incineration.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.2 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 니켈(Ni)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강재의 냉간가공성을 저하시킨다. 또한 과다한 니켈(Ni)의 첨가는 강재의 제조 비용을 크게 상승시킨다.
The nickel (Ni) is preferably added in an amount of 0.2 to 0.4% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of nickel (Ni) is less than 0.2% by weight, the addition effect may not be properly exhibited. On the contrary, when the content of nickel (Ni) exceeds 0.4% by weight, the cold workability of the steel is lowered. Also, the addition of excessive nickel (Ni) greatly increases the manufacturing cost of the steel.

칼슘(Ca)Calcium (Ca)

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

상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.001 ~ 0.003중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 상기 칼슘(Ca)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우, 그 첨가효과가 불충분하다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.003 중량%를 초과할 경우 과도한 CaS가 생성되거나, 또는 원하지 않는 CaO가 생성되는 문제점이 있다.
The calcium (Ca) is preferably added in an amount ratio of 0.001 to 0.003% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of calcium (Ca) is less than 0.001% by weight, the effect of addition is insufficient. On the contrary, when the content of calcium (Ca) exceeds 0.003% by weight, excessive CaS is generated or unwanted CaO is generated.

크롬(Cr)Chromium (Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 강도 향상에 기여한다. 또한 크롬은 δ페라이트영역을 확대하고, 아포정(hypo-peritectic)역을 고탄소 측으로 이행시켜 슬라브 표면품질을 개선하는 역할을 한다.Chromium (Cr) is a ferrite stabilizing element and contributes to strength improvement. In addition, chromium expands the delta ferrite region and transitions the hypo-peritectic region to the high carbon side to improve the slab surface quality.

상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우에는 용접 열영향부(HAZ) 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다.
The chromium (Cr) is preferably added in a content ratio of 0.1 to 0.3% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of chromium (Cr) is less than 0.1% by weight, the addition effect may not be properly exhibited. On the contrary, when the content of chromium (Cr) is more than 0.3% by weight, there is a problem that the weld heat affected zone (HAZ) toughness is deteriorated.

니오븀(Nb)Niobium (Nb)

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

니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 강재의 용접성을 저하시키며, 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
Niobium (Nb) is preferably added in a content ratio of 0.01 to 0.04% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.01% by weight, the effect of the addition can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.04% by weight, the weldability of the steel is lowered, and the strength and low temperature toughness are not improved any more, and are present in solid solution in the ferrite. have.

몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)

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

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.05 ~ 0.15 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가에 따른 강도 및 인성의 향상 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.15 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 용접성을 저하시킴과 동시에 탄화물의 석출에 의하여 항복비를 상승시키는 문제점이 있다.
The molybdenum (Mo) is preferably added in a content ratio of 0.05 to 0.15% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of the molybdenum (Mo) is less than 0.05% by weight it can not properly exhibit the effect of improving the strength and toughness due to the addition of molybdenum. On the contrary, when the content of molybdenum (Mo) is added in excess of 0.15% by weight, there is a problem of lowering the weldability and increasing the yield ratio by precipitation of carbide.

질소(N)Nitrogen (N)

질소(N)는 불가피한 불순물로써, 0.006 중량%를 초과하여 다량 함유될 경우 고용 질소가 증가하여 강판의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부의 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 강재 전체 중량의 0.006 중량% 이하로 제한하였다.
Nitrogen (N) is an inevitable impurity. If it is contained in an amount exceeding 0.006% by weight, the amount of dissolved nitrogen is increased to deteriorate the impact properties and elongation of the steel sheet, thereby significantly deteriorating the toughness of the welded portion. Therefore, in the present invention, the content of nitrogen (N) was limited to 0.006% by weight or less of the total weight of the steel.

수소(H)Hydrogen (H)

수소(H)는 불가피한 불순물로써, 슬라브 재가열전에 실시되는 진공탈가스 처리를 통하여 그 첨가량을 극소량으로 제한하는 것이 바람직하다. 이때, 수소(H)의 함량이 2.0ppm을 초과하여 다량 함유될 경우에는 황과의 반응으로 H2S를 다량 생성하여 수소유기균열(hydrogen induced crack : HIC)을 일으켜 강재를 파단시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 수소(H)의 함량을 강재 전체 중량의 2.0ppm 이하로 제한하였다.
Hydrogen (H) is an unavoidable impurity, and the amount of hydrogen (H) is preferably limited to a very small amount through vacuum degassing treatment before reheating the slab. In this case, when the content of hydrogen (H) exceeds 2.0ppm, a large amount of H 2 S is generated by reaction with sulfur, causing a hydrogen induced crack (HIC) to break the steel. . Therefore, in the present invention, the content of hydrogen (H) was limited to 2.0 ppm or less of the total weight of the steel.

인(P)In (P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.Phosphorous (P) is added to inhibit cementite formation and increase strength.

그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.
However, phosphorus (P) may cause weldability to deteriorate and cause final material deviation by slab center segregation. Therefore, in the present invention, the content of phosphorus (P) was limited to 0.01% by weight or less of the total weight of the steel.

황(S)Sulfur (S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해한다. 특히, 상기 황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 응력부식균열에 대한 저항성을 악화시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있다.Sulfur (S) inhibits the toughness and weldability of steel. In particular, the sulfur (S) bonds with manganese (Mn) to form MnS nonmetallic inclusions, thereby deteriorating the resistance against stress corrosion cracking, thereby causing cracks during steel processing.

따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.001 중량% 이하로 제한하였다.
Therefore, in the present invention, the content of sulfur (S) was limited to 0.001% by weight or less of the total weight of the steel.

강재 제조 방법Steel manufacturing method

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.1 is a flow chart showing a steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention.

도 1을 참조하면, 도시된 강재 제조 방법은 제강 단계(S110), 연주 단계(S120), 슬라브 재가열 단계(S130), 열간압연 단계(S140) 및 냉각 단계(S150)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S130)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 슬라브 재가열 단계(S130)를 실시하는 것이 더 바람직하다.
Referring to FIG. 1, the illustrated steel manufacturing method includes a steelmaking step S110, a playing step S120, a slab reheating step S130, a hot rolling step S140, and a cooling step S150. At this time, the slab reheating step (S130) is not necessarily to be performed, it is more preferable to perform the slab reheating step (S130) in order to derive the effect, such as re-use of the precipitate.

제강Steelmaking

제강 단계(S110)에서는 선철을 정련하여, 탄소(C) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.3 ~ 1.6 중량%, 구리(Cu) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 니켈(Ni) : 0.2 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.3 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 질소(N) : 0.006 중량% 이하, 수소(H) : 2.0ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용강을 형성한다.In the steelmaking step (S110) to refine the pig iron, carbon (C): 0.01 ~ 0.10% by weight, silicon (Si): 0.1 ~ 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.3 to 1.6% by weight, copper (Cu): 0.1 ~ 0.4% by weight, nickel (Ni): 0.2-0.4% by weight, calcium (Ca): 0.001-0.003%, chromium (Cr): 0.1-0.3% by weight, niobium (Nb): 0.01-0.04% by weight, molybdenum ( Mo): 0.05 to 0.15% by weight, nitrogen (N): 0.006% by weight or less, hydrogen (H): 2.0 ppm or less and molten steel formed of the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.

이때, 상기 용강에는 인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.001 중량% 이하가 포함되어 있을 수 있다.
In this case, the molten steel may include phosphorus (P): 0.01% by weight or less and sulfur (S): 0.001% by weight or less.

상기 제강 단계(S110)에서, 진공탈처리는 2 torr 이하의 진공도에서 10 ~ 30분 동안 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 2 torr를 초과하는 진공도에서 10분 미만으로 진공탈처리가 실시될 경우에는 수소 함량을 극소로 제어하는 것이 어려워 잔류 수소로 인한 기공이 다량 생성되는 문제를 야기할 수 있다. 반대로, 2 torr 이하의 진공도에서 30분을 초과하여 진공탈처리가 실시될 경우에는 더 이상의 효과 없이 공정비용 및 시간만을 증가시키므로 경제적이지 못하다.In the steelmaking step (S110), vacuum de-treatment is preferably performed for 10 to 30 minutes at a vacuum degree of 2 torr or less. At this time, when the vacuum de-treatment is carried out in less than 10 minutes at a vacuum degree of more than 2 torr, it is difficult to control the hydrogen content to a minimum, which may cause a problem that a large amount of pores due to residual hydrogen is generated. On the contrary, when the vacuum de-treatment is performed for more than 30 minutes at a vacuum degree of 2 torr or less, it is not economical because only the process cost and time are increased without any further effect.

여기서, 상기의 합금 원소 중 실리콘(Si)을 탈산제로 이용하여 용강의 온도저하를 막고 산화성 개재물을 일시에 발생시킨 후, 응집 및 합체시켜 상기 개재물의 크기를 조대화시켜 부상 속도가 증가되도록 하는 것이 바람직하다.Here, using the silicon (Si) of the alloying element as a deoxidizer to prevent the temperature drop of the molten steel to generate an oxidative inclusion at a time, and then coagulation and coalescence to coarse the size of the inclusion to increase the speed of injury. desirable.

또한, 상기 제강 단계에서, 100 ~ 140N㎥/hr의 유량으로 아르곤 가스를 취입하는 것이 바람직하다. 이러한 아르곤 가스는 제강시 교반 활동이 활발하게 일어나도록 유도하기 위한 목적으로 취입하게 된다. 이때, 아르곤 가스의 취입량이 100N㎥/hr 미만일 경우에는 아르곤 가스의 취입량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 아르곤 가스의 취입량이 140N㎥/hr를 초과할 경우에는 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용만을 상승시키므로 경제적이지 못하다.
In addition, in the steelmaking step, it is preferable to blow the argon gas at a flow rate of 100 ~ 140Nm 3 / hr. Such argon gas is blown for the purpose of inducing stirring activity actively during steelmaking. At this time, when the blowing amount of argon gas is less than 100 Nm 3 / hr, the above-described effects cannot be properly exhibited because the blowing amount of argon gas is insignificant. On the contrary, when the blowing amount of argon gas exceeds 140 Nm 3 / hr, it is not economical because only the manufacturing cost is increased without any additional effect.

한편, 탈산제로 실리콘(Si)과 더불어 알루미늄(Al)을 이용할 경우, AlN, Al2O3 등이 피닝 효과(pinning effect)를 일으키는 데 기인하여 오스테나이트 입자 사이즈가 미세화되어 크립(creep) 저항성, 즉 일정한 응력이 주기적으로 가해졌을 때 강도 파괴 인성 등이 저하되는 현상이 감소되는 문제가 있다.On the other hand, when using aluminum (Al) together with silicon (Si) as the deoxidizer, AlN, Al 2 O 3 and the like causes a pinning effect (fine austenite grain size is reduced to creep resistance, That is, there is a problem that the phenomenon that the strength fracture toughness is lowered when a constant stress is periodically applied is reduced.

따라서, 본 발명에서는 실리콘(Si)을 단독 탈산제로 이용함으로써, 오스테나이트 입자 사이즈(austesnite grane size)의 평균 직경을 100㎛ 이상으로 확보하는 것을 통하여 개재물의 부상속도를 증가시켜 부유물인 슬래그만을 제거할 수 있다.
Therefore, in the present invention, by using the silicon (Si) as a single deoxidizer, by increasing the floating speed of the inclusions to ensure that the average diameter of the austenite grain size (austesnite grane size) to 100㎛ or more to remove only the slag as a float Can be.

연주play

연주 단계(S120)에서는 제강 단계(S110)를 거친 상기의 조성으로 정련된 용강을 주형에 주입하여 일정한 모양으로 만들고 연속주조기를 통과하면서 냉각 및 응고시켜 연속적으로 일정한 크기로 절단하여 플레이트 형상의 강 슬라브를 형성한다.
In the playing step (S120) is injected into the mold molten steel refined to the above composition through the steelmaking step (S110) to make a uniform shape, while cooling and solidifying while passing through a continuous casting machine to cut continuously to a constant size plate-shaped steel slab To form.

슬라브 재가열Reheating slabs

슬라브 재가열 단계(S130)에서는 연속주조에 의하여 형성된 강 슬라브를 재가열한다. 이때, 슬라브 재가열 통하여, 연속주조시 편석된 성분을 재고용할 수 있다.In the slab reheating step (S130), the steel slab formed by continuous casting is reheated. At this time, through the slab reheating, it is possible to re-use segregated components during continuous casting.

이때, 슬라브 재가열 단계(S130)에서 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature: SRT)는 1100 ~ 1200℃로 실시하는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1100℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 그레인 사이즈가 증가하여 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
At this time, the slab reheating temperature (SRT) in the slab reheating step (S130) is preferably carried out at 1100 ~ 1200 ℃. When the slab reheating temperature (SRT) is less than 1100 ° C., there is a problem in that the segregated components are not reusable sufficiently during casting. On the contrary, when the slab reheating temperature (SRT) exceeds 1200 ° C., the austenite grain size may increase, making it difficult to secure the strength, and the manufacturing cost of the steel sheet may increase due to the excessive heating process.

열간압연Hot rolling

열간압연 단계(S140)에서는 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 860 ~ 880℃ 조건으로 열간 압연한다.In the hot rolling step (S140), the reheated steel slab is hot rolled under a FRT (Finish Rolling Temperature): 860 to 880 ° C.

이때, 마무리 열간압연온도(Finish Rolling Temperature : FRT)가 860℃ 미만으로 실시될 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다. 반대로, 마무리 열간압연온도(FRT)가 880℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다.At this time, when the finish rolling temperature (Finish Rolling Temperature: FRT) is carried out below 860 ℃ may cause problems such as a mixed structure caused by the abnormal reverse rolling. On the contrary, when the finish hot rolling temperature (FRT) exceeds 880 ° C, the austenite grains are coarsened and ferrite grains are not sufficiently refined after transformation, thereby making it difficult to secure the strength.

이때, 열간압연은 누적압하율이 40 ~ 50%가 되도록 실시될 수 있다. 상기 누적압하율이 40% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 누적압하율이 50%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.
At this time, the hot rolling may be carried out so that the cumulative reduction ratio is 40 to 50%. If the cumulative rolling reduction is less than 40%, it is difficult to obtain a uniform but fine structure, and the deviation of the strength and impact toughness may be severely generated. On the contrary, when the cumulative rolling reduction exceeds 50%, there is a problem that the rolling process time is prolonged and the fishy property is deteriorated.

냉각Cooling

냉각 단계(S150)에서는 열간 압연된 강을 560 ~ 580℃까지 냉각한다.In the cooling step (S150) the hot rolled steel is cooled to 560 ~ 580 ℃.

본 발명에서 냉각 과정은 열간 압연된 강을 수냉 등의 강제 냉각 방식으로 560 ~ 580℃까지 냉각함으로써, 강판의 결정립 성장을 억제하여 미세한 페라이트 결정립을 가지는 기지 조직을 형성시키면서 저온상 조직을 확보하기 위한 목적으로 실시된다.In the present invention, the cooling process by cooling the hot-rolled steel to 560 ~ 580 ℃ by a forced cooling method such as water cooling, to suppress the grain growth of the steel sheet to form a matrix structure having fine ferrite grains to secure the low-temperature structure It is carried out for the purpose.

본 단계에서, 냉각종료온도가 560℃ 미만일 경우에는 강의 제조비용이 증가하며, 충분한 강도를 확보할 수 있으나, 연성을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각종료온도가 580℃를 초과할 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.In this step, when the cooling end temperature is less than 560 ℃ to increase the manufacturing cost of the steel, it is possible to secure sufficient strength, but it may be difficult to secure ductility. On the contrary, when the cooling end temperature exceeds 580 ° C, it may be difficult to secure sufficient strength.

또한, 본 단계에서, 냉각 속도는 7 ~ 12℃/sec로 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각 속도가 7℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 냉각 속도가 12℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 경제성이 저하될 수 있다.
In this step, the cooling rate is preferably carried out at 7 ~ 12 ℃ / sec. At this time, when the cooling rate is less than 7 ℃ / sec it is difficult to secure sufficient strength and toughness. On the contrary, when the cooling rate exceeds 12 ° C./sec, cooling control is difficult, and economics may be reduced due to excessive cooling.

전술한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 진공탈처리시 2 torr 이하의 진공도에서 10 ~ 30분 동안 실시함과 더불어, 100 ~ 140N㎥/hr의 유량으로 아르곤 가스를 취입함으로써, 제강시 용강의 교반 활동이 활발하게 일어나도록 유도하여 용강의 청정도를 향상시킬 수 있다.The steel manufacturing method according to the embodiment of the present invention described above is carried out for 10 to 30 minutes at a vacuum degree of 2 torr or less during vacuum de-treatment, and blows argon gas at a flow rate of 100 to 140 Nm 3 / hr, It is possible to improve the cleanliness of the molten steel by inducing the stirring activity of the molten steel to occur actively.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 항복비(YR) : 90% 이하를 가지면서, CLR(Crack Length Ratio) : 13% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 4% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 만족할 수 있다.
Through this, the steel produced by the method according to the present invention has a tensile strength (TS): 550 ~ 750MPa, yield point (YP): 450 ~ 600MPa and yield ratio (YR): 90% or less, CLR (Crack Length Ratio) ): 13% or less, CTR (Crack Thickness Ratio): 4% or less and CSR (Crack Sensitivity Ratio): 2% or less.

실시예Example

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.Hereinafter, the configuration and operation of the present invention through the preferred embodiment of the present invention will be described in more detail. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
Details that are not described herein will be omitted since those skilled in the art can sufficiently infer technically.

1. 시편의 제조1. Preparation of specimens

표 1의 조성과 표 2의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다. 이후, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 수행하였다.
Specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 2 were prepared under the composition of Table 1 and the process conditions of Table 2. Thereafter, tensile tests were performed on the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 2.

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

Figure 112012043474997-pat00001

Figure 112012043474997-pat00001

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

Figure 112012043474997-pat00002

Figure 112012043474997-pat00002

[표 3] [Table 3]

Figure 112012043474997-pat00003

Figure 112012043474997-pat00003

2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties

표 4는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.Table 4 shows the mechanical property evaluation results for the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 2.

[표 4] [Table 4]

Figure 112012043474997-pat00004
Figure 112012043474997-pat00004

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 연신율(EL) : 27% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다. 또한, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 CLR(Crack Length Ratio) : 13% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 4% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.
Referring to Tables 1 to 4, for the specimens prepared according to Examples 1 to 3, the tensile strength (TS) corresponding to the target value (TS): 550 ~ 750MPa, yield point (YP): 450 ~ 600MPa and elongation (EL) : All 27% or more are satisfied. In addition, in the case of specimens prepared according to Examples 1 to 3, a crack length ratio (CLR) of 13% or less, a crack thickness ratio (CTR) of 4% or less, and a crack sensitivity ratio (CSR) of 2 corresponding to a target value: 2 It can be seen that all of the contents are satisfied.

반면, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 칼슘(Ca), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)이 첨가되지 않으며, 망간(Mn)의 함량이 과도하게 첨가되며, 알루미늄(Al)이 더 첨가되고, 진공탈처리 시간, 아르곤가스 취입량, 마무리 열간압연온도, 냉각종료온도 및 냉각 속도가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어하는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복점(YP) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, CLR(Crack Length Ratio), CTR(Crack Thickness Ratio) 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio)이 목표값을 벗어나는 것을 알 수 있다.On the other hand, compared with Example 1, most of the alloying components are added in a similar content, but calcium (Ca), chromium (Cr) and molybdenum (Mo) are not added, and the content of manganese (Mn) is excessively added, In the case of a specimen prepared according to Comparative Example 1, in which aluminum (Al) is further added, vacuum de-treatment time, argon gas blowing amount, finishing hot rolling temperature, cooling end temperature, and cooling rate are outside the ranges suggested by the present invention. The tensile strength (TS), yield point (YP) and elongation (EL) met the target values, but it was found that the crack length ratio (CLR), crack thickness ratio (CTR) and crack sensitivity ratio (CSR) were out of the target values. Can be.

또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 칼슘(Ca), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo)이 첨가되지 않으며, 망간(Mn)의 함량이 과도하게 첨가되며, 알루미늄(Al)이 더 첨가되고, 진공탈처리 시간, 아르곤가스 취입량, 마무리 열간압연온도, 냉각종료온도 및 냉각 속도가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어하는 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우 역시, 인장강도(TS), 항복점(YP) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, CLR(Crack Length Ratio), CTR(Crack Thickness Ratio) 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio)이 목표값을 벗어나는 것을 알 수 있다.
In addition, most alloying components are added in a similar content as compared to Example 1, but calcium (Ca), niobium (Nb), and molybdenum (Mo) are not added, and the content of manganese (Mn) is excessively added. In the case of a specimen prepared according to Comparative Example 2, in which aluminum (Al) is further added, vacuum de-treatment time, argon gas blowing amount, finishing hot rolling temperature, cooling end temperature, and cooling rate are outside the ranges suggested by the present invention. Again, tensile strength (TS), yield point (YP) and elongation (EL) met the target values, but the crack length ratio (CLR), crack thickness ratio (CTR) and crack sensitivity ratio (CSR) were outside the target values. Able to know.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
While the invention has been described in connection with what is presently considered to be the most practical and preferred embodiment, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments. Such changes and modifications are intended to fall within the scope of the present invention unless they depart from the scope of the present invention. Accordingly, the scope of the present invention should be determined by the following claims.

S110 : 제강 단계
S120 : 연주 단계
S130 : 슬라브 재가열 단계
S140 : 열간압연 단계
S150 : 냉각 단계S110: Steelmaking step
S120: Play Step
S130: Slab reheating step
S140: Hot Rolling Step
S150: cooling step

Claims (8)

선철을 정련하여, 탄소(C) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.3 ~ 1.6 중량%, 구리(Cu) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 니켈(Ni) : 0.2 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.3 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 질소(N) : 0.006 중량% 이하, 수소(H) : 2.0ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용강을 형성하는 제강 단계;
상기 용강을 연속주조하여 강 슬라브를 형성하는 연주 단계;
상기 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1100 ~ 1200℃에서 재가열하는 슬라브 재가열 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 860 ~ 880℃ 조건으로 열간 압연하는 열간압연 단계; 및
상기 열간 압연된 강을 560 ~ 580℃까지 냉각하는 냉각 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
Refining pig iron, carbon (C): 0.01 to 0.10% by weight, silicon (Si): 0.1 to 0.4% by weight, manganese (Mn): 1.3 to 1.6% by weight, copper (Cu): 0.1 to 0.4% by weight, nickel (Ni): 0.2 to 0.4 wt%, calcium (Ca): 0.001 to 0.003%, chromium (Cr): 0.1 to 0.3 wt%, niobium (Nb): 0.01 to 0.04 wt%, molybdenum (Mo): 0.05 to 0.15 A steelmaking step of forming molten steel which is composed of weight%, nitrogen (N): 0.006% by weight or less, hydrogen (H): 2.0 ppm or less and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities;
A continuous step of casting the molten steel to form a steel slab;
Slab reheating step of reheating the steel slab at SRT (Slab Reheating Temperature): 1100 ~ 1200 ℃;
A hot rolling step of hot rolling the reheated steel slab at a FRT (Finish Rolling Temperature): 860 to 880 ° C; And
Cooling step of cooling the hot-rolled steel to 560 ~ 580 ℃.
제1항에 있어서,
상기 용강에는
인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.001 중량% 이하가 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
The molten steel
Phosphorus (P): 0.01% by weight or less and sulfur (S): 0.001% by weight or less, characterized in that the steel production method.
제1항에 있어서,
상기 제강 단계시,
진공탈처리는 2 torr 이하의 진공도에서 15 ~ 30분 동안 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
During the steelmaking step,
Vacuum de-treatment is a steel manufacturing method, characterized in that carried out for 15 to 30 minutes at a vacuum degree of less than 2 torr.
제3항에 있어서,
상기 제강 단계시,
100 ~ 140N㎥/hr의 유량으로 아르곤 가스를 취입하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method of claim 3,
During the steelmaking step,
Steel production method characterized by blowing the argon gas at a flow rate of 100 ~ 140Nm 3 / hr.
제1항에 있어서,
상기 냉각 단계에서,
상기 냉각은 7 ~ 12℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
In the cooling step,
The cooling is a steel manufacturing method, characterized in that carried out at a rate of 7 ~ 12 ℃ / sec.
탄소(C) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.3 ~ 1.6 중량%, 구리(Cu) : 0.1 ~ 0.4 중량%, 니켈(Ni) : 0.2 ~ 0.4 중량%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 크롬(Cr) : 0.1 ~ 0.3 중량%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.04 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.05 ~ 0.15 중량%, 질소(N) : 0.006 중량% 이하, 수소(H) : 2.0ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
인장강도(TS) : 550 ~ 750MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 연신율(EL) : 27% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
Carbon (C): 0.01 to 0.10 wt%, Silicon (Si): 0.1 to 0.4 wt%, Manganese (Mn): 1.3 to 1.6 wt%, Copper (Cu): 0.1 to 0.4 wt%, Nickel (Ni): 0.2 ~ 0.4% by weight, calcium (Ca): 0.001-0.003%, chromium (Cr): 0.1-0.3% by weight, niobium (Nb): 0.01-0.04% by weight, molybdenum (Mo): 0.05-0.15% by weight, nitrogen ( N): 0.006% by weight or less, hydrogen (H): 2.0 ppm or less, and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities,
Tensile strength (TS): 550 ~ 750MPa, Yield point (YP): 450 ~ 600MPa and Elongation (EL): steel characterized by having more than 27%.
제6항에 있어서,
상기 강재는
인(P) : 0.01 중량% 이하 및 황(S) : 0.001 중량% 이하가 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재.
The method according to claim 6,
The steel
Phosphorus (P): 0.01% by weight or less and sulfur (S): 0.001% by weight or less, characterized in that the steel.
제6항에 있어서,
상기 강재는
CLR(Crack Length Ratio) : 13% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 4% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.The method according to claim 6,
The steel
Steel length characterized by having a crack length ratio (CLR): 13% or less, a crack thickness ratio (CTR): 4% or less and a CSR (Crack Sensitivity Ratio): 2% or less.
KR1020120057783A 2012-05-30 2012-05-30 Steel and method of manufacturing the same KR101377791B1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020120057783A KR101377791B1 (en) 2012-05-30 2012-05-30 Steel and method of manufacturing the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020120057783A KR101377791B1 (en) 2012-05-30 2012-05-30 Steel and method of manufacturing the same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20130134338A KR20130134338A (en) 2013-12-10
KR101377791B1 true KR101377791B1 (en) 2014-03-25

Family

ID=49981969

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020120057783A KR101377791B1 (en) 2012-05-30 2012-05-30 Steel and method of manufacturing the same

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101377791B1 (en)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101639907B1 (en) * 2014-12-22 2016-07-15 주식회사 포스코 Pressure vessel steel plate with excellent hydrogen induced cracking resistance and low temperature toughness and manufacturing method thereof
KR101867701B1 (en) 2016-11-11 2018-06-15 주식회사 포스코 Pressure vessel steel plate with excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100256347B1 (en) 1995-12-11 2000-05-15 이구택 The manufacturing method for pipe steelsheet with excellent anti hydrogen cracking property

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100256347B1 (en) 1995-12-11 2000-05-15 이구택 The manufacturing method for pipe steelsheet with excellent anti hydrogen cracking property

Also Published As

Publication number Publication date
KR20130134338A (en) 2013-12-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101467049B1 (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR20150101734A (en) Steel for pressure vessel and method of manufacturing the steel
KR20140056760A (en) Steel for pressure vessel and method of manufacturing the same
KR101377791B1 (en) Steel and method of manufacturing the same
JP6625657B2 (en) Component having bainite structure having high strength characteristics and manufacturing method
KR101299361B1 (en) Steel and manufacturing method of steel pipe using the steel
KR101412432B1 (en) Method of manufacturing steel
KR101412295B1 (en) High strength steel and method for manufacturing the same
KR101505299B1 (en) Steel and method of manufacturing the same
KR101546139B1 (en) Steel and method of manufacturing the same
KR101435320B1 (en) Method of manufacturing steel
KR101290389B1 (en) Shape steel and method of manufacturing the shape steel
KR20150124811A (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR101615029B1 (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR101435258B1 (en) Method for manufacturing of steel plate
KR101467030B1 (en) Method for manufacturing high strength steel plate
KR101443445B1 (en) Non-heated type high strength hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR101412445B1 (en) Method for manufacturing high strength steel
KR101290429B1 (en) Steel and method of manufacturing the steel
KR101400516B1 (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR101377909B1 (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR101726134B1 (en) Wire rod having excellent weldability and method for manufacturing the same
KR101412261B1 (en) Non-heat treated steel and method of manufacturing the same
KR101586920B1 (en) Steel and method of manufacturing the same
KR101443446B1 (en) Non-heated type hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180309

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200220

Year of fee payment: 7