KR101406600B1 - ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET OF 1000MPa GRADE HAVING EXCELLENT WELDED ZONE TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME - Google Patents
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Abstract
본 발명은 구조물 설계 등에 사용되는 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 강재의 합금성분 및 제조조건을 정밀하게 제어함으로써 모재 및 용접부의 인성이 모두 우수한 1000MPa 급 초고강도 강판을 제조할 수 있다.The present invention relates to an ultra-high strength steel sheet used for designing structures and the like, and a method of manufacturing the same. Precisely controlling the alloy components and the manufacturing conditions of the steel, it is possible to manufacture a 1000 MPa grade super high strength steel sheet excellent in both toughness and weldability.
Description
본 발명은 구조물 설계 등에 사용되는 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급의 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
The present invention relates to an ultra-high strength steel sheet used for designing a structure and the like, and more particularly, to an ultra high strength steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa and excellent in the toughness of a welded portion, and a method for manufacturing the same.
최근, 국내외 선박, 해양, 건축, 토목 분야에서 사용되는 구조물을 설계하는데에 있어서, 고강도 특성을 갖는 극후물 강의 개발이 요구되고 있다. 구조물을 설계할 시 고강도 강을 사용할 경우, 구조물의 형태를 경량화할 수 있어 경제적인 이득을 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 강판의 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보 가능하다.
Recently, in designing structures used in domestic and overseas ship, marine, building, and civil engineering fields, development of ultra high strength steel having high strength characteristics is required. When a high-strength steel is used for designing a structure, the shape of the structure can be reduced in weight and economical gain can be obtained. In addition, since the thickness of the steel sheet can be reduced, ease of processing and welding work can be secured at the same time.
그러나, 초고강도 강의 경우에는 용접시 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)의 미세조직이 강도가 높은 저온변태상들로 이루어짐에 따라 용접 열영향부(HAZ)의 물성, 특히 인성이 매우 취약해지는 단점이 있다. 이러한 이유로, 구조재의 특성상 용접부 인성을 확보하는 것이 매우 중요하지만, 1000MPa급 이상의 초고강도 강에 있어서는 모재의 물성과 용접부의 물성을 동시에 확보하는 것이 기술적으로 매우 어려운 상황이다.
However, in the case of ultra high strength steels, the microstructure of the heat affected zone (HAZ) at the time of welding is composed of low-temperature transformation phases having high strength, so that the properties of the weld heat affected zone (HAZ) There is a drawback. For this reason, it is very important to secure the toughness of the welded portion due to the characteristics of the structural material. However, in the ultra-high strength steel of 1000 MPa or more, it is technically very difficult to secure both the physical properties of the base material and the properties of the welded portion.
한편, 종래 600MPa 이상의 고강도 강의 경우에는 용접부 물성을 확보하기 위해 TiN 석출물을 이용한 용접 열영향부(HAZ)의 미세조직을 미세화시키거나 또는 Oxide Metallurgy 기술을 이용하여 용접 열영향부(HAZ)에 상부 베이나이트 생성을 억제하는 입내 페라이트 생성을 촉진시켜 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 개선하고자 하였다.
Meanwhile, in the case of high strength steel of 600 MPa or more in the past, in order to secure the physical properties of the welded portion, it is necessary to refine the microstructure of the weld heat affected zone (HAZ) using TiN precipitate, And to improve the toughness of the weld heat affected zone (HAZ) by promoting generation of ferrite in the ingot which inhibits nit production.
그러나, 1000MPa급 이상의 초고강도 강을 용접할 시 용접 열영향부(HAZ)는 일반적으로 침상형 페라이트나 베이나이트 조직이 아닌 인성이 매우 낮은 마르텐사이트와 같은 조직으로 이루어져 있고, 이러한 마르텐사이트 조직이 형성되는 경우 TiN 석출물 형성에 따른 결정립 미세화 효과만으로는 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 확보하는데 어려움이 있으며, Oxide Metallurgy 기술의 경우에는 그 효용성에 대한 의문이 제기되고 있는 실정이어서 적용 가능성이 낮다고 볼 수 있다.
However, when welding an ultra-high strength steel of 1000 MPa or more, the weld heat affected zone (HAZ) generally consists of a structure such as martensite which is not an acicular ferrite or a bainite structure but a very low toughness, , It is difficult to secure the toughness of the weld heat affected zone (HAZ) only by the grain refinement effect due to the formation of TiN precipitates. In the case of the oxide metallurgy technique, there is a question about its usefulness. have.
본 발명의 일 측면은, 합금원소의 종류 및 함량과 제조조건을 적절히 제어함으로써, 용접부의 인성을 향상시킨 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
An aspect of the present invention is to provide an ultrahigh strength steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa in which the toughness of a welded portion is improved by appropriately controlling the type and content of the alloy element and the manufacturing conditions and a method for manufacturing the steel sheet.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.06~0.10%, Mn: 2.5~4.0%, Al: 0.5~1.5%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.10%, N: 0.0015~0.0150%, B: 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 미세조직은 면적분율로 85~90%의 마르텐사이트(Martensite) 및 10~15%의 페라이트(Ferrite)를 포함하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판을 제공한다.
An aspect of the present invention provides a steel sheet comprising, by weight%, 0.06 to 0.10% of C, 2.5 to 4.0% of Mn, 0.5 to 1.5% of Al, 0.005 to 0.10% of Nb, 0.005 to 0.10% 0.01 to 0.50% by mass of ferrite, 0.01 to 50% of B, 0.001 to 0.004% of B, the balance Fe and other unavoidable impurities, and the microstructure is composed of 85 to 90% martensite and 10 to 15% Strength steel sheet having excellent toughness and high tensile strength of 1000 MPa.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분계로 조성되는 강 슬라브를 1050~1200℃의 범위로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 1250℃~Tnr의 온도 범위에서 조압연 하는 단계; 상기 조압연된 강 슬라브를 Ar3(페라이트 변태 개시 온도)~850℃의 온도 범위에서 강판으로 마무리 압연하는 단계; 및 상기 열간압연된 강판을 10~20℃/s의 속도로 상온~Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)의 온도까지 냉각한 후 냉각을 종료하는 단계를 포함하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판의 제조방법.
According to another aspect of the present invention, there is provided a method for manufacturing a steel slab, comprising the steps of: reheating a steel slab composed of the above-described component system to a temperature in the range of 1050 to 1200 ° C; Subjecting the reheated steel slab to a rough rolling in a temperature range of 1250 ° C to Tnr; Rolling the rough-rolled steel slab to a steel sheet in a temperature range of Ar 3 (ferrite transformation start temperature) to 850 ° C; And cooling the hot-rolled steel sheet at a temperature of 10 to 20 占 폚 / s to a temperature of room temperature to Mf (martensitic transformation end temperature), and then finishing the cooling of the weld zone. A method of manufacturing a steel sheet.
본 발명에 따라, 강재의 합금성분의 제어와 제조조건을 제어함으로써 인장강도 1000MPa 이상이며, 용접시 용접 열영향부(HAZ)의 충격인성이 -5℃에서 45J 이상을 가지는 용접부의 인성이 우수한 초고강도 강재를 제공할 수 있다.
According to the present invention, by controlling the alloy composition of the steel and controlling the manufacturing conditions, it is possible to control the welding conditions of the welding part having a tensile strength of 1000 MPa or more and the impact toughness of the weld heat affected zone (HAZ) A high strength steel material can be provided.
도 1은 발명예 2의 모재의 조직을 광학현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 발명예 2의 용접 열영향부(HAZ)의 조직을 광학현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명에서 제안하는 용접 모사 공정을 나타낸 것이다.Fig. 1 shows the result of observing the structure of the base material of Inventive Example 2 with an optical microscope.
Fig. 2 shows the result of observing the structure of the weld heat affected zone (HAZ) of Inventive Example 2 with an optical microscope.
3 shows the welding simulation process proposed in the present invention.
본 발명자들은 종래의 초고강도 강재에 있어서, 모재의 물성과 함께 용접부의 물성을 동시에 확보하기 어려웠던 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 합금원소의 함량과 제조조건을 정밀하게 제어함으로써 용접부의 인성을 향상시킨 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판을 제조할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.
The inventors of the present invention have conducted intensive studies to solve the problem that it is difficult to simultaneously secure the physical properties of the base material and the physical properties of the welded part in the conventional ultrahigh strength steel, and as a result, they have found that by controlling the content of the alloy element and the manufacturing conditions precisely, It is possible to produce an ultra high strength steel sheet having an improved tensile strength of 1000 MPa and completed the present invention.
이하, 본 발명의 일 측면으로서, 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판에 대해 설명한다.
Hereinafter, as an aspect of the present invention, an ultrahigh strength steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa and excellent in weld portion toughness will be described.
상기 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판은 중량%로, C: 0.06~0.10%, Mn: 2.5~4.0%, Al: 0.5~1.5%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.10%, N: 0.0015~0.0150%, B: 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
Wherein the super strength steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa contains 0.06 to 0.10% of C, 2.5 to 4.0% of Mn, 0.5 to 1.5% of Al, 0.005 to 0.10% of Nb, 0.005 to 0.10% of Ti, 0.005 to 0.10% 0.0015 to 0.0150%, B: 0.001 to 0.004%, and the balance Fe and other unavoidable impurities.
이하, 본 발명의 초고강도 강판에 있어서, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때 성분원소의 함량은 모두 중량%를 의미한다.
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Hereinafter, the reason for restricting the above-described components in the ultra high strength steel sheet of the present invention will be described in detail. At this time, the content of the elemental elements means% by weight.
C: 0.06~0.10%C: 0.06 to 0.10%
탄소(C)는 강판 기지(matrix)에 마르텐사이트 조직을 생성시키는 가장 중요한 원소이다. 따라서, 적절한 범위 내에서 강중에 함유될 필요가 있으나, 다만 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 미세조직 내 페라이트의 분율이 10% 미만으로 형성되고, 반면 그 함량이 0.06% 이하일 경우에는 오히려 마르텐사이트의 생성을 방해하고, 베이니틱 페라이트(BF)의 형성을 촉진하여 결과적으로 강판의 강도가 하락되는 결과를 초래한다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량 범위는 0.06~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
Carbon (C) is the most important element in the formation of martensite structure in the steel matrix. However, when the content exceeds 0.10%, the low-temperature toughness is lowered and the fraction of the ferrite in the microstructure is less than 10%, while the content is less than 0.06% , The formation of martensite is interrupted and the formation of bainitic ferrite (BF) is promoted, resulting in a decrease in the strength of the steel sheet. Therefore, in the present invention, the content range of C is preferably controlled to 0.06 to 1.0%.
Mn: 2.5~4.0%Mn: 2.5 to 4.0%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 2.5% 이상으로 함유될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 4.0%를 초과하게 되면 과도한 경화능의 증가로 인해 페라이트의 생성을 저해하고, 마르텐사이트의 생성만을 촉진하여 용접부의 인성을 크게 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량 범위는 2.5~4.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
Manganese (Mn) is a useful element for enhancing the strength by solid solution strengthening. In order to obtain the above-mentioned effect, Mn should be contained in an amount of 2.5% or more. However, when the content exceeds 4.0%, the excess hardening ability is increased, which inhibits the formation of ferrite and promotes only the formation of martensite, thereby greatly reducing the toughness of the welded portion. Therefore, it is preferable to control the content of Mn in the present invention to 2.5 to 4.0%.
Al: 0.5~1.5%Al: 0.5 to 1.5%
알루미늄(Al)은 페라이트 안정화 원소로서, 초고강도 강재에서 용접부의 인성을 확보하는데 핵심이 되는 페라이트의 분율을 확보하기 위해서는 Al이 0.5% 이상으로 함유될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 페라이트의 분율이 과다하게 형성되어 모재의 강도가 하락하여 초고강도에 적합한 강도의 확보가 어려워지는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량 범위는 0.5~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다.
Aluminum (Al) is a ferrite stabilizing element. In order to secure the fraction of ferrite that is essential for securing toughness of a welded portion in an ultra-high strength steel, it is necessary that Al is contained in an amount of 0.5% or more. However, if the content exceeds 1.5%, the ferrite fraction is excessively formed, so that the strength of the base material is lowered, which makes it difficult to obtain a suitable strength for ultra-high strength. Therefore, in the present invention, the content of Al is preferably controlled to 0.5 to 1.5%.
Nb: 0.005~0.10%Nb: 0.005 to 0.10%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 또한, 고온으로 재가열할 시 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 Nb의 첨가량이 0.005% 이상으로 될 필요가 있으나, 다만 그 함량이 0.10%를 초과하여 너무 과도하게 첨가되면 강재의 모서리에 취성 크랙을 야기할 가능성이 있다. 따라서, 본 발명에서 Nb의 함량 범위는 0.005~0.10%로 제어하는 것이 바람직하다.
Niobium (Nb) precipitates in the form of NbC or NbCN, and plays a role in greatly improving the strength of the base material and the welded portion. Further, Nb dissolved in reheating at a high temperature has an effect of suppressing recrystallization of austenite and making the structure finer. In order to obtain the above-mentioned effect, the addition amount of Nb needs to be 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.10%, excessive addition of Nb may cause a brittle crack at the edge of the steel. Therefore, in the present invention, the content range of Nb is preferably controlled to 0.005 to 0.10%.
Ti: 0.005~0.10%Ti: 0.005 to 0.10%
티타늄(Ti)은 고온으로 재가열할 시 TiN으로 석출하여 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 원소로서, TiN의 효과적인 석출을 위해서는 0.005% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.10%를 초과하여 너무 과도하게 첨가되면 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 Ti의 함량 범위는 0.005~0.10%로 제어하는 것이 바람직하다.
Titanium (Ti) is an element that precipitates as TiN upon reheating at a high temperature to suppress the growth of crystal grains and greatly improves low-temperature toughness. In order to effectively precipitate TiN, it is required to be added in an amount of 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.10% and it is added too much, there is a problem that the performance nozzle is clogged or the low-temperature toughness due to the center portion is reduced. Therefore, the content of Ti in the present invention is preferably controlled to 0.005 to 0.10%.
B: 0.0005~0.0040%(5~40ppm)B: 0.0005 to 0.0040% (5 to 40 ppm)
보론(B)은 저가의 원소이지만 강력한 경화능을 나타내는 원소이다. B는 소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시킬 수 있으므로, 0.0005% 이상으로 첨가시킬 필요가 있으나, 다만 너무 과도하게 첨가하게 되면 저온인성이 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 B의 함량 범위는 0.0005~0.0040%로 제어하는 것이 바람직하다.
Boron (B) is a low-cost element but an element that exhibits strong hardenability. B may be added at a level of 0.0005% or more because the strength can be greatly improved by only adding a small amount. However, if B is added excessively, the low temperature toughness is significantly lowered. Therefore, in the present invention, the content range of B is preferably controlled to 0.0005 to 0.0040%.
N: 0.0015~0.0150%(15~150ppm)N: 0.0015 to 0.0150% (15 to 150 ppm)
질소(N)는 강재의 강도를 증가시키는 반면, 인성을 크게 감소시키는 원소이므로, 그 함량을 0.0150% 이하로 제한할 필요가 있다. 다만, TiN 석출물의 효과적인 생성 및 제강부하를 감소를 위해서는 0.0015% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서 N의 함량 범위는 0.0015~0.0150%로 제어하는 것이 바람직하다.
Nitrogen (N) is an element that greatly increases the strength of the steel, while greatly reducing toughness. Therefore, it is necessary to limit the content to 0.0150% or less. However, in order to effectively produce TiN precipitates and to reduce the steelmaking load, it is preferable that the TiN precipitates are added in an amount of 0.0015% or more. Therefore, in the present invention, the N content range is preferably controlled to 0.0015 to 0.0150%.
상술한 성분계를 가지는 강판으로서, 용접부 인성이 우수한 초고강도 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 내부조직의 종류에 대해 추가적으로 한정할 필요가 있다.
As a steel sheet having the above-mentioned component system, it is necessary to further restrict the kind of internal structure as a preferable condition for obtaining an ultra-high strength steel sheet excellent in weld toughness.
즉, 본 발명에 따른 초고강도 강판 모재의 미세조직은 85~90%의 마르텐사이트(Martensite) 및 10~15%의 페라이트(Ferrite)를 포함하는 것이 바람직하다.That is, the microstructure of the ultrahigh-strength steel plate preform according to the present invention preferably includes 85 to 90% of martensite and 10 to 15% of ferrite.
본 발명의 초고강도 강판에 있어서, 모재의 미세조직 중 마르텐사이트의 분율이 90% 이상이고, 페라이트의 분율이 10% 이하로 형성될 경우, 높은 강도로 인하여 모재의 충격인성이 저하되는 문제점이 있으므로, 페라이트 분율을 10% 이상으로 유지하는 것이 필요하다. 다만, 페라이트 분율이 15% 이상으로 너무 많이 형성되고, 마르텐사이트의 분율이 85% 이하로 생성될 경우에는 강도 저하로 인해, 본 발명에서 목표로 하는 강도, 즉 1000MPa 이상의 인장강도를 확보하는데 어려움이 있을 수 있다.
In the ultra high strength steel sheet of the present invention, when the fraction of martensite in the microstructure of the base material is 90% or more and the fraction of ferrite is 10% or less, impact strength of the base material is deteriorated due to high strength , It is necessary to keep the ferrite fraction at 10% or more. However, when the ferrite fraction is excessively increased to 15% or more and the fraction of martensite is 85% or less, it is difficult to ensure the desired strength in the present invention, that is, a tensile strength of 1000 MPa or more Can be.
상기 성분계 및 미세조직을 만족하는 초고강도 강판을 용접할 시, 용접 열영향부(HAZ)는 미세조직으로 5~20%의 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 한다. When welding an ultrahigh strength steel sheet satisfying the composition and microstructure, the weld heat affected zone (HAZ) is characterized by containing 5 to 20% of ferrite as a microstructure.
본 발명에서는 모재의 용접부의 인성향상을 목적으로 Al을 첨가하고, 용접부가 매우 빠른 냉각속도로 냉각되더라도 용접 열영향부(HAZ)에서 페라이트의 형성을 유도함으로써 용접부 인성이 향상되도록 설계하였다. In the present invention, Al is added for the purpose of improving the toughness of the welded portion of the base material, and even if the welded portion is cooled at a very rapid cooling rate, the formation of ferrite is induced in the weld heat affected zone (HAZ).
이때, 용접 열영향부(HAZ)에서 페라이트의 분율은 용접 방법에 따라 달라지는데, 본 발명은 빠른 냉각속도를 적용시킬 경우에도 5% 이상의 페라이트를 얻을 수 있으며, 만일 용접부의 냉각속도가 느려질 경우에는 용접 열영향부(HAZ)의 페라이트 분율이 더욱 증가할 수 있으며, 최대 20%의 페라이트가 생성될 수 있다.
At this time, the fraction of ferrite in the weld heat affected zone (HAZ) varies depending on the welding method. However, according to the present invention, ferrite having a rate of 5% or more can be obtained even when a fast cooling rate is applied. The ferrite fraction of the heat affected zone (HAZ) can be further increased, and up to 20% of the ferrite can be produced.
상술한 바와 같이, 본 발명의 목적을 충족하는 초고강도 강판을 제조하기 위하여, 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 일례에 대하여 하기에 구체적으로 설명한다. 다만, 이에 한정되는 것은 아니다.
As described above, in order to produce an ultra-high strength steel sheet satisfying the object of the present invention, the most preferable example derived by the present inventors will be specifically described below. However, the present invention is not limited thereto.
본 발명에 따른 초고강도 강판의 제조방법은 개략적으로 상술한 성분계 및 미세조직을 만족하는 강 슬라브를 재가열한 후, 상기 재가열된 슬라브를 열간압연한 후, 이를 냉각하는 과정으로 이루어진다.
The method for manufacturing an ultrahigh strength steel sheet according to the present invention roughly comprises reheating a steel slab satisfying the above-described composition and microstructure, hot rolling the reheated slab, and cooling the slab.
이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.
Hereinafter, detailed conditions for each step will be described.
재가열 단계: 1050~1250℃Reheating step: 1050 to 1250 ° C
강 슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 가열공정 시, 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하되, 너무 높은 가열온도에 의해 결정립이 과다하게 조대화 되는 것을 방지하여야 한다.Since the heating process of the steel slab is a process of smoothly performing the subsequent rolling process and heating the steel so as to sufficiently obtain the physical properties of the target steel sheet, the heating process should be performed within an appropriate temperature range in accordance with the purpose. During the heating process, the precipitation-type elements in the steel sheet must be uniformly heated to such an extent that they can be sufficiently employed, but the crystal grains should be prevented from being excessively coarsened by too high a heating temperature.
본 발명에서는 슬라브 재가열 시, 주조 중에 형성된 Ti 및 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위해 가열온도를 1050℃ 이상으로 설정할 필요가 있다. 다만, 재가열 온도가 과다하게 높은 경우 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 재가열 온도 범위는 1050~1250℃로 설정하는 것이 바람직하다.
In the present invention, it is necessary to set the heating temperature to 1050 DEG C or more in order to solidify the carbonitride of Ti and Nb formed during casting at the time of reheating the slab. However, if the reheating temperature is excessively high, the austenite may be coarsened, so that the reheating temperature range is preferably set to 1050 to 1250 ° C.
압연단계Rolling step
강판의 저온인성을 향상시키기 위하여 오스테나이트 결정립을 미세한 크기로 제어하는 것이 바람직하며, 이는 열간압연 시 압연온도를 제어함으로써 가능하다.In order to improve the low temperature toughness of the steel sheet, it is preferable to control the austenite grains to a fine size, which can be achieved by controlling the rolling temperature during hot rolling.
본 발명에서는 열간압연 공정을 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직하며, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.
In the present invention, it is preferable to perform the hot rolling step in two temperature ranges, and since the recrystallization behavior differs in the two temperature ranges, it is preferable to set the respective conditions.
(1) 조압연 단계: 1250℃~Tnr(1) Step of rough rolling: 1250 ° C to Tnr
상기 재가열된 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 조압연을 실시한다. 이때, 압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 설정하여 실시하는 것이 바람직하다. 상기 온도범위에서 조압연을 실시하게 되면, 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조 조직을 파괴시킬 수 있고, 오스테나이트의 크기를 미세화하는 효과도 얻을 수 있다.
The reheated slab is rough-rolled to adjust its shape. At this time, it is preferable that the rolling temperature is set to be equal to or higher than the temperature (Tnr) at which the austenite recrystallization stops. If the rough rolling is carried out in the above-mentioned temperature range, the cast structure such as dendrites formed during casting can be destroyed, and the effect of miniaturizing the austenite size can also be obtained.
(2) 사상 압연 단계: Ar3~850℃ (2) Finishing step: Ar3 ~ 850C
상기 조압연 후, 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위한 방법으로 사상 압연을 실시한다. 이때, 사상 압연 온도는 페라이트 변태 개시 온도(Ar3) 이상에서 수행하는 것이 바람직하다. 다만, 사상 압연 온도가 850℃를 초과하면, grain의 조대화로 인하여 모재의 충격인성이 저하되는 현상이 발생할 수 있다.
After the rough rolling, entrainment rolling is performed as a method for introducing non-uniform microstructure into the austenite structure. At this time, it is preferable that the finishing rolling temperature is performed at a ferrite transformation start temperature (Ar3) or higher. However, if the finishing rolling temperature exceeds 850 ° C, impact toughness of the base material may be lowered due to grain coarsening.
냉각 단계Cooling step
상기 열간압연된 강판을 10~20℃/s의 속도로 냉각한 후, 상온~Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)에서 냉각을 종료한다.After cooling the hot-rolled steel sheet at a rate of 10 to 20 ° C / s, cooling is terminated at room temperature to Mf (martensite transformation end temperature).
냉각 시 냉각속도를 10℃/s 미만으로 느리게하거나, Mf를 초과하는 온도에서 냉각을 종료하게 되면 마르텐사이트 상이 85% 이상으로 적절하게 형성되지 않게 되어, 제조되는 강판의 인장강도가 1000MPa 이하로 될 가능성이 있다. When the cooling rate is lowered to less than 10 ° C / s during cooling or when the cooling is terminated at a temperature exceeding Mf, the martensite phase is not properly formed at 85% or more, and the tensile strength of the steel sheet to be produced becomes 1000 MPa or less There is a possibility.
반면, 냉각속도가 20℃/s를 초과하여 너무 빠르면 모재의 페라이트의 분율이 10% 이하로 너무 낮게 생성되고, 동시에 마르텐사이트의 분율이 증가하게 되어 모재의 인성이 감소하거나 연성을 크게 저하시킬 수 있으므로, 냉각속도의 상한은 20℃/s로 제한하는 것이 바람직하다.
On the other hand, if the cooling rate exceeds 20 ° C / s, the ferrite content of the base material is too low to be less than 10%, and at the same time, the fraction of martensite increases and the toughness of the base material decreases, Therefore, the upper limit of the cooling rate is preferably limited to 20 ° C / s.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are only illustrative of the present invention in more detail and do not limit the scope of the present invention.
(( 실시예Example ))
본 발명에 따른 강판의 조성과 제조방법의 효과를 관찰하기 위해, 하기 표 1에 기재된 조성으로 이루어진 강 슬라브를 본 발명에서 제안하는 조건에 적합하도록 압연 및 냉각을 실시하였다. In order to observe the effects of the composition and the manufacturing method of the steel sheet according to the present invention, steel slabs having the compositions shown in the following Table 1 were rolled and cooled to meet the conditions proposed in the present invention.
강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열한 후, 1250℃~Tnr에서 조압연한 후, Ar3~850℃에서 사상압연하고, 하기 표 2에 나타낸 각각의 냉각속도로 냉각하였다.이때, 냉각속도는 하기 표 2에 나타낸 바에 따라 각각 달리 수행하였으며, 제조된 강판의 물성을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.The steel slab was reheated at 1050 to 1200 DEG C and then subjected to rough rolling at 1250 DEG C to Tnr, followed by finish rolling at Ar3 to 850 DEG C and cooling at the respective cooling rates shown in Table 2. At this time, The properties of the prepared steel sheet were measured and shown in Table 2 below.
이후, 냉각을 완료한 강판을 도 3에 나타낸 바에 따라 용접을 모사하였다. 도 3은 용접 열영향부(HAZ)를 모사할 경우 FCAW 용접법을 이용하여 20kJ/cm의 입열량으로 40mmt 두께를 가지는 강재를 용접할 경우의 CG(Coarse Grain) HAZ부의 열 사이클(cycle)에 대하여 모사한 것이다.Thereafter, the cooled steel sheet was subjected to welding as shown in Fig. FIG. 3 is a graph showing the relationship between the thermal cycle of the CG (Coarse Grain) HAZ portion when a steel material having a thickness of 40 mm is welded at a heat input of 20 kJ / cm by using the FCAW welding method when welding heat affected portion (HAZ) It is simulated.
이후, 용접 열영향부(HAZ)의 미세조직과 충격인성을 관찰하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
The microstructure and impact toughness of the weld heat affected zone (HAZ) were observed and the results are shown in Table 2 below.
(℃/s)Cooling rate
(° C / s)
(MPa)Yield strength
(MPa)
(MPa)The tensile strength
(MPa)
마르텐사이트 분율(%)Base material
Martensite fraction (%)
페라이트 분율(%)HAZ
Ferrite fraction (%)
충격인성
(-5℃)HAZ
Impact toughness
(-5 ° C)
상기 표 2에 나타낸 바와 같이, Al을 과도하게 첨가한 비교강 1(표 1)을 이용한 비교예 2 및 3의 경우, 모재 미세조직 내에 마르텐사이트의 분율이 85% 이상으로 형성되지 못하고, 용접 열영향부(HAZ)에서 15% 이상의 과도한 페라이트가 생성됨으로써 인장강도가 1000MPa에 미달되는 결과가 발생하였다. As shown in Table 2, in Comparative Examples 2 and 3 using Comparative Steel 1 (Table 1) in which Al was excessively added, the fraction of martensite in the base material microstructure was not formed to be 85% or more, Excessive tensile strength exceeded 1000 MPa due to excessive ferrite formation in the affected part (HAZ) of 15% or more.
또한, 발명강 2(표 1)를 이용한 비교예 1은 성분계가 본 발명에서 제안하는 범위를 모두 만족하지만 냉각속도가 10℃/s 이하로 느리게 설정된 경우로서, 모재의 미세조직 내에 마르텐사이트의 분율이 85% 이상으로 형성되지 못하여 인장강도가 1000MPa에 미달되었다.Comparative Example 1 using Inventive Steel 2 (Table 1) is a case where the component system satisfies all of the ranges proposed by the present invention, but the cooling rate is set slower than 10 ° C / s, and the fraction of martensite in the microstructure of the base metal Was not formed over 85% and the tensile strength was below 1000 MPa.
그리고, 비교강 2(표 1)를 이용한 비교예 4 및 5는 C를 과도하게 첨가(0.1% 초과)한 경우로서, C의 과도한 첨가에 의해 경화능이 증가하여 모재 강도는 1200MPa 이상으로 상승하였으나, 용접 열영향부(HAZ)에 페라이트 상이 형성되지 못함으로써 HAZ의 충격인성이 -5℃에서 45J 이하로 측정되었다.
In Comparative Examples 4 and 5 using the comparative steel 2 (Table 1), C was excessively added (exceeding 0.1%). When C was excessively added, the hardenability increased and the base metal strength increased to more than 1200 MPa. Impact toughness of HAZ was measured to be less than 45J at -5 ℃ due to failure of ferrite phase formation in weld heat affected zone (HAZ).
이에 반면, 발명예 1 내지 5는 본 발명에서 제안하는 성분범위 및 제조조건을 모두 만족하는 경우로서, 모재의 인장강도가 1000MPa 이상이고, 용접 열영향부(HAZ)의 인성도 우수함을 확인할 수 있다.On the other hand, Inventive Examples 1 to 5 show that the tensile strength of the base material is 1000 MPa or more, and the toughness of the weld heat affected zone (HAZ) is also excellent, in the case where both of the composition range and the manufacturing conditions proposed in the present invention are satisfied .
도 1 및 2에 나타낸 바와 같이 발명예 2의 모재와 용접 열영향부(HAZ)의 조직을 살펴본 결과, 모재에서는 85% 이상의 마르텐사이트와 10% 이상의 페라이트를 포함함을 확인할 수 있으며, 용접 열영향부(HAZ)에서도 5% 이상의 페라이트를 포함함을 확인할 수 있다.As shown in FIGS. 1 and 2, the base material of Inventive Example 2 and the structure of the weld heat affected zone (HAZ) were examined. As a result, it can be confirmed that the base material contains more than 85% of martensite and more than 10% of ferrite, (HAZ) contains ferrite of 5% or more.
Claims (5)
미세조직은 면적분율로 85~90%의 마르텐사이트(Martensite) 및 10~15%의 페라이트(Ferrite)를 포함하고,
강판을 용접시, 용접 열영향부(HAZ)는 미세조직으로 5~20%의 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판.
0.005 to 0.10% of N, 0.0015 to 0.0150% of N, 0.0015 to 0.0150% of N, 0.001 to 0.10% of Al, 0.5 to 1.5% of Al, 0.004%, the balance Fe and other unavoidable impurities,
The microstructure contains 85 to 90% of martensite and 10 to 15% of ferrite in an area fraction,
A welded heat affected zone (HAZ) is a microstructure containing 5 to 20% of ferrite at the time of welding the steel sheet. The weld zone has an excellent ultimate tensile strength of 1000 MPa.
상기 용접 열영향부(HAZ)는 -5℃에서 45J 이상의 충격인성을 갖는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판.
The method according to claim 1,
Wherein the weld heat affected zone (HAZ) has an impact toughness of 45 J or more at -5 DEG C. A super high strength steel plate having a tensile strength of 1000 MPa and excellent in toughness of a welded portion.
상기 재가열된 강 슬라브를 조압연 하는 단계;
상기 조압연된 강 슬라브를 강판으로 마무리 압연하는 단계; 및
상기 열간압연된 강판을 10~20℃/s의 속도로 상온~Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)의 온도까지 냉각한 후 냉각을 종료하는 단계를 포함하여
면적분율로 85~90%의 마르텐사이트(Martensite) 및 10~15%의 페라이트(Ferrite)를 포함하는 미세조직을 갖고,
강판을 용접시, 용접 열영향부(HAZ)는 미세조직으로 5~20%의 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 강판을 제조하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판의 제조방법.
0.005 to 0.10% of N, 0.0015 to 0.0150% of N, 0.0015 to 0.0150% of N, 0.001 to 0.10% of Al, 0.5 to 1.5% of Al, 0.004%, the remainder Fe and other unavoidable impurities in the range of 1050 to 1200 캜;
Subjecting the reheated steel slab to rough rolling;
Finishing the rough-rolled steel slab to a steel sheet; And
Cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature of room temperature to Mf (martensite transformation end temperature) at a rate of 10 to 20 ° C / s,
Having a microstructure comprising 85 to 90% of martensite and 10 to 15% of ferrite in an area fraction,
A method for manufacturing a super high strength steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa and excellent in toughness, wherein the welded heat affected zone (HAZ) contains 5 to 20% of ferrite as a microstructure when the steel sheet is welded.
상기 조압연 하는 단계는 1250℃~Tnr의 온도 범위에서 수행하고, 상기 마무리 압연하는 단계는 Ar3(페라이트 변태 개시 온도)~850℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판의 제조방법.5. The method of claim 4,
Wherein the step of rough rolling is performed in a temperature range of 1250 ° C to Tnr and the step of finishing rolling is performed in a temperature range of Ar 3 (ferrite transformation start temperature) to 850 ° C. A method for manufacturing a super high strength steel sheet.
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