KR101572317B1 - Shape steel and method of manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 생산성 저하를 최소화하면서도 고강도를 가지면서도 우수한 저온충격인성을 확보할 수 있는 해양구조용 형강 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 형강 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.06 ~ 0.12%, Si : 0.15 ~ 0.40%, Mn : 1.25 ~ 1.60%, P : 0.001 ~ 0.020%, S : 0.001 ~ 0.010%, Al : 0.001 ~ 0.055%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, Ti : 0.001 ~ 0.025%, N : 0.0001 ~ 0.0090% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 880 ~ 920℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.The present invention relates to a steel structural steel for marine structure capable of securing a high impact strength and excellent low temperature impact toughness while minimizing a decrease in productivity through control of alloy components and process conditions.
The method of manufacturing a steel sheet according to the present invention comprises the steps of: (a) mixing 0.06 to 0.12% of C, 0.15 to 0.40% of Si, 1.25 to 1.60% of Mn, 0.001 to 0.020% of P, 0.001 to 0.010% of S, Reheating a steel consisting of 0.001 to 0.055% of Al, 0.01 to 0.05% of Nb, 0.001 to 0.025% of Ti, 0.0001 to 0.0090% of N, and the balance of Fe and unavoidable impurities; (b) subjecting the reheated steel to finishing hot rolling under the conditions of FRT (Finishing Rolling Temperature): 880 to 920 占 폚; And (c) cooling the hot-rolled steel.
Description
본 발명은 형강 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 생산성 저하를 최소화하면서도 고강도 및 우수한 저온충격인성을 확보할 수 있는 해양구조용 형강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.More particularly, the present invention relates to a steel structure steel for marine structural members capable of securing a high strength and excellent low-temperature impact toughness while minimizing deterioration of productivity through control of alloy components and process conditions, and a manufacturing method thereof will be.
최근, 해양플랜트 분야의 성장에 따라 -20℃ 이하에서 충격인성이 우수할 것을 요구하는 해양용 강재의 소요가 증가하고 있다. 이러한 저온충격인성을 향상시키기 위해서는 강의 불순물 원소를 최소화하고, 압연 및 냉각조건을 최적화 해야 한다.In recent years, with the growth of the offshore plant field, the demand for marine steels requiring an excellent impact toughness at -20 ° C or less is increasing. In order to improve such low-temperature impact toughness, it is necessary to minimize the impurity element of the steel and optimize the rolling and cooling conditions.
일반적으로, 고강도 충격보증용 강재는 TMCP 기술을 이용하여 결정립미세화를 통해 저온충격특성을 향상하고자 하였으나, 형강의 경우 형상적인 특성 및 설비적인 제한으로 그 효과를 얻기 어려운 실정이다.Generally, the high strength impact resistant steel is intended to improve the low temperature impact characteristics through grain refinement using TMCP technology, but it is difficult to obtain the effect by the shape characteristic and the equipment limitation in the section steel.
TMCP 기술을 이용하여 대략 800 ~ 850℃에서 열간압연을 실시할 경우, 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있으나, 형강의 경우 800 ~ 850℃의 낮은 온도에서 열간압연을 실시할 시, 3 차원적인 형상과, 플랜지 및 웹의 두께 차이에 의한 온도편차 및 냉각 중의 변형 등이 발생하는 문제가 있다.When the hot rolling is performed at about 800 to 850 ° C using TMCP technology, grain refinement effect can be obtained. However, when hot rolling is performed at a low temperature of 800 to 850 ° C for the section steel, There arises a problem that a temperature variation due to the difference in thickness of the flange and the web and deformation during cooling occur.
관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2012-0071617호(2012.07.03 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 내마모성, 내식성 및 저온인성이 우수한 오일샌드 슬러리 파이프용 강판 및 그 제조방법이 개시되어 있다.
As a related prior art, there is Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2012-0071617 (published on Mar. 3, 2012), which discloses a steel sheet for an oil sand slurry pipe excellent in abrasion resistance, corrosion resistance and low temperature toughness and a manufacturing method thereof .
본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 설비적인 무리 없이 열간압연을 실시할 수 있으면서도 우수한 저온충격인성을 확보할 수 있는 해양구조용 형강을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a structural steel for marine structure capable of ensuring excellent low-temperature impact toughness while controlling the alloying components and controlling the process conditions, thereby enabling the hot rolling without difficulty.
본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 480 ~ 600MPa, 항복강도(YS) : 400MPa 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 100J 이상, 항복비(YR) : 0.87 이하 및 연신율(EL) : 22% 이상을 갖는 해양구조용 형강을 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a process for producing a rubber composition having a tensile strength (TS) of 480 to 600 MPa, a yield strength (YS) of 400 MPa or more, an impact absorption energy of 100 J or more at -40 캜, a yield ratio (YR) of 0.87 Or less and elongation (EL) of 22% or more.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 형강 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.06 ~ 0.12%, Si : 0.15 ~ 0.40%, Mn : 1.25 ~ 1.60%, P : 0.001 ~ 0.020%, S : 0.001 ~ 0.010%, Al : 0.001 ~ 0.055%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, Ti : 0.001 ~ 0.025%, N : 0.0001 ~ 0.0090% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 880 ~ 920℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
In order to accomplish the above object, the present invention provides a method of manufacturing a steel sheet, comprising: (a) 0.06 to 0.12% of C, 0.15 to 0.40% of Si, 1.25 to 1.60% of Mn, 0.001 to 0.020 of P, (Fe) and unavoidable impurities are reheated to a predetermined temperature in a range of from 0.001 to 0.010% of S, 0.001 to 0.010% of Al, 0.001 to 0.055% of Al, 0.01 to 0.05% of Nb, 0.001 to 0.025% of Ti, ; (b) subjecting the reheated steel to finishing hot rolling under the conditions of FRT (Finishing Rolling Temperature): 880 to 920 占 폚; And (c) cooling the hot-rolled steel.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 형강은 중량%로, C : 0.06 ~ 0.12%, Si : 0.15 ~ 0.40%, Mn : 1.25 ~ 1.60%, P : 0.001 ~ 0.020%, S : 0.001 ~ 0.010%, Al : 0.001 ~ 0.055%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, Ti : 0.001 ~ 0.025%, N : 0.0001 ~ 0.0090% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 480 ~ 600MPa, 항복강도(YS) : 400MPa 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 100J 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a steel according to an embodiment of the present invention, which comprises 0.06 to 0.12% of C, 0.15 to 0.40% of Si, 1.25 to 1.60% of Mn, 0.001 to 0.020% of P, 0.001 to 0.010% of Al, 0.001 to 0.055% of Al, 0.01 to 0.05% of Nb, 0.001 to 0.025% of Ti, 0.0001 to 0.0090% of N and the balance of Fe and unavoidable impurities, : 480 to 600 MPa, yield strength (YS): 400 MPa or more, and impact absorption energy at -40 캜: 100 J or more.
본 발명은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 생산성 저하를 최소화하면서도 고강도를 가지면서도 -40℃에서 100J 이상의 충격흡수에너지를 확보할 수 있는 형강을 제조할 수 있다.The present invention can produce a steel having a high strength and a shock absorbing energy of 100 J or more at -40 캜, while minimizing the productivity deterioration and controlling the alloy composition and controlling the process conditions.
이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 형강은 인장강도(TS) : 480 ~ 600MPa, 항복강도(YS) : 400MPa 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 100J 이상, 항복비(YR) : 0.87 이하 및 연신율(EL) : 22% 이상을 갖는다.
(YS): 400 MPa or more, the impact absorption energy at 100 deg. C or more, the yield ratio (YR): 100 J or more, the tensile strength (TS) of 480 to 600 MPa, 0.87 or less and elongation (EL): 22% or more.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 형강 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.1 is a flow chart showing a method of manufacturing a steel sheet according to an embodiment of the present invention.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The advantages and features of the present invention, and the manner of achieving them, will be apparent from and elucidated with reference to the embodiments described hereinafter in conjunction with the accompanying drawings. The present invention may, however, be embodied in many different forms and should not be construed as being limited to the embodiments set forth herein. Rather, these embodiments are provided so that this disclosure will be thorough and complete, and will fully convey the scope of the invention to those skilled in the art. Is provided to fully convey the scope of the invention to those skilled in the art, and the invention is only defined by the scope of the claims. Like reference numerals refer to like elements throughout the specification.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 형강 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The present invention will now be described more fully hereinafter with reference to the accompanying drawings, in which preferred embodiments of the invention are shown.
형강Section steel
본 발명에 따른 형강은 인장강도(TS) : 480 ~ 600MPa, 항복강도(YS) : 400MPa 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 100J 이상, 항복비(YR) : 0.87 이하 및 연신율(EL) : 22% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.The section steel according to the present invention has tensile strength (TS) of 480 to 600 MPa, yield strength (YS) of 400 MPa or more, impact absorption energy at -40 캜 of 100 J or more, yield ratio (YR) of 0.87 or less, : 22% or more.
이를 위해, 본 발명에 따른 형강은 중량%로, C : 0.06 ~ 0.12%, Si : 0.15 ~ 0.40%, Mn : 1.25 ~ 1.60%, P : 0.001 ~ 0.020%, S : 0.001 ~ 0.010%, Al : 0.001 ~ 0.055%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, Ti : 0.001 ~ 0.025%, N : 0.0001 ~ 0.0090% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.For this, the steel according to the present invention preferably contains 0.06 to 0.12% of C, 0.15 to 0.40% of Si, 1.25 to 1.60% of Mn, 0.001 to 0.020% of P, 0.001 to 0.010% of S, 0.001 to 0.055%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.001 to 0.025%, N: 0.0001 to 0.0090%, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
또한, 본 발명에 따른 형강은 V : 0.1 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
In addition, the section steel according to the present invention may further include V: 0.1% by weight or less.
이하, 본 발명에 따른 형강에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component included in the section steel according to the present invention will be described.
탄소(C)Carbon (C)
본 발명에서 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.In the present invention, carbon (C) is added to secure the strength of the steel.
상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.06 ~ 0.12 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.06 중량% 미만일 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.12 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added in a content ratio of 0.06 to 0.12% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.06% by weight, it may be difficult to secure a desired strength. On the contrary, when the content of carbon (C) exceeds 0.12% by weight, the strength of steel is increased but the impact resistance at low temperature is lowered.
실리콘(Si)Silicon (Si)
본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과도 갖는다.In the present invention, silicon (Si) is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process. Silicon (Si) also has a solid solution strengthening effect.
상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.15 ~ 0.40 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.40 중량%를 초과할 경우에는 강 중에 규산염이 생성되어 가공성 및 용접성이 급격히 저하되는 문제가 있다.
The silicon (Si) is preferably added at a content ratio of 0.15 to 0.40 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of silicon (Si) is less than 0.15 wt%, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.40% by weight, silicate is generated in the steel and the processability and weldability are drastically lowered.
망간(Mn)Manganese (Mn)
망간(Mn)은 강 중의 황과 결합하여 MnS를 형성시켜 FeS의 형성을 억제시켜 적열취성을 방지하며, 경화능을 향상시키는 원소로서, 망간(Mn)의 첨가는 탄소(C)의 첨가보다도 강도 상승시 연성의 저하가 적다.Manganese (Mn) is an element which binds with sulfur in steel to form MnS to inhibit the formation of FeS to prevent embrittlement of embrittlement and improve hardenability. The addition of manganese (Mn) Less deterioration of ductility during rise.
상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 1.25 ~ 1.60 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.25 중량% 미만일 경우에는 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.60 중량%를 초과할 경우에는 탄소당량을 증가시켜 용접성을 저하시키는 문제가 있다.
The manganese (Mn) is preferably added at a content ratio of 1.25 to 1.60% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of manganese (Mn) is less than 1.25 wt%, it may be difficult to secure strength even if the content of carbon (C) is high. On the other hand, when the content of manganese (Mn) exceeds 1.60 wt%, the carbon equivalent is increased to lower the weldability.
인(P)In (P)
인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 2차가공취성을 저하시키는 대표적인 원소이다.Phosphorus (P) contributes a little to the strength improvement but is a typical element that lowers the secondary process embrittlement.
상기 인(P)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.020 중량%의 함량비로 함유되는 것이 바람직하다. 인(P)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 강도가 저하될 수 있다. 반대로, 인(P)의 함량이 0.020 중량%를 초과할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있다.
The phosphorus (P) is preferably contained at a content ratio of 0.001 to 0.020% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of phosphorus (P) is less than 0.001% by weight, the strength may be lowered. Conversely, when the content of phosphorus (P) exceeds 0.020% by weight, secondary processing brittleness may occur.
황(S)Sulfur (S)
황(S)은 망간(Mn)과 반응하여 미세한 MnS의 석출물을 형성하여 가공성을 향상시킨다.Sulfur (S) reacts with manganese (Mn) to form precipitates of fine MnS to improve processability.
상기 황(S)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.010 중량%의 함량비로 함유되는 것이 바람직하다. 황(S)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 MnS의 석출량이 적을 뿐만 아니라 석출되는 석출물의 숫자가 매우 적을 수 있다. 반대로, 황(S)의 함량이 0.010 중량%를 초과할 경우에는 고용된 황(S)의 함량이 너무 많아 연성 및 성형성이 크게 낮아질 수 있으며, 적열취성의 우려가 있다.
The sulfur (S) is preferably contained at a content ratio of 0.001 to 0.010% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of sulfur (S) is less than 0.001% by weight, the precipitation amount of MnS is small and the number of deposited precipitates may be very small. On the other hand, when the content of sulfur (S) exceeds 0.010 wt%, the content of sulfur (S) dissolved is too large, so that ductility and moldability may be significantly lowered, and there is a fear of redispersible brittleness.
알루미늄(Al)Aluminum (Al)
알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.Aluminum (Al) acts as a deoxidizer to remove oxygen in the steel.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.055 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.055 중량%를 초과할 경우에는 Al2O3를 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The aluminum (Al) is preferably added in an amount of 0.001 to 0.055% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of aluminum (Al) is less than 0.001% by weight, the deoxidation effect can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.055% by weight, Al 2 O 3 is formed to deteriorate toughness.
니오븀(Nb)Niobium (Nb)
니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강의 강도와 저온인성을 향상시킨다.Niobium (Nb) combines with carbon (C) and nitrogen (N) at high temperatures to form carbides or nitrides. Niobium-based carbides or nitrides improve grain strength and low-temperature toughness by suppressing grain growth during rolling and making crystal grains finer.
상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.01 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
The niobium (Nb) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.05% by weight based on the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.01% by weight, the effect of adding niobium can not be exhibited properly. Conversely, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.05% by weight, the weldability of steel is deteriorated. When the content of niobium exceeds 0.05 wt%, the strength and low temperature toughness due to the increase in niobium content are not improved any more, but exist in a solid state in the ferrite, and there is a risk of lowering impact toughness.
티타늄(Ti)Titanium (Ti)
본 발명에서 티타늄(Ti)은 재가열시 탄화물을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여, 강의 조직을 미세화하는 역할을 한다.In the present invention, titanium (Ti) plays a role of suppressing the growth of austenite crystal grains by forming carbide upon reheating, and finely structuring the steel structure.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.025 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 티타늄 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.025 중량%를 초과할 경우에는 탄화계 석출물이 조대해져 결정립 성장을 억제하는 효과가 저하된다.
The titanium (Ti) is preferably added in an amount of 0.001 to 0.025% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.001% by weight, the titanium addition effect can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.025% by weight, carbonized precipitates become coarse and the effect of suppressing grain growth is lowered.
질소(N)Nitrogen (N)
질소(N)는 불가피한 불순물로, AlN, TiN 등의 개재물을 형성시켜 강 내부 품질을 저하시키는 문제가 있다.Nitrogen (N) is an inevitable impurity, and there is a problem that inclusions such as AlN and TiN are formed and the quality of the steel is deteriorated.
상기 질소(N)는 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.0001 ~ 0.0090 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 질소(N)의 함량이 0.0001 중량% 미만일 경우에는 질소의 함량을 극소량으로 제어해야 하는 데 따른 제조 비용의 증가와 더불어, 관리의 어려움이 있다. 반대로, 질소(N)의 함량이 0.0090 중량%를 초과할 경우 고용 질소가 증가하여 강의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부의 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.
The nitrogen (N) is preferably added in a content ratio of 0.0001 to 0.0090% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of nitrogen (N) is less than 0.0001% by weight, the nitrogen content must be controlled to a very small amount, resulting in an increase in manufacturing cost and difficulties in management. On the contrary, when the content of nitrogen (N) exceeds 0.0090% by weight, the amount of solute nitrogen is increased to lower the impact characteristics and elongation of the steel and significantly deteriorate the toughness of the welded portion.
바나듐(V)Vanadium (V)
바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 바나듐의 첨가량이 0.1 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 저온 충격인성을 저하시키는 요인이 될 수 있다. 따라서, 바나듐(V)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.1 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.
Vanadium (V) plays a role in improving the strength of steel through precipitation strengthening effect by precipitate formation. However, if the addition amount of vanadium exceeds 0.1 wt%, it may be a factor to lower the impact resistance at low temperature. Therefore, vanadium (V) is preferably added at a content ratio of 0.1% by weight or less based on the total weight of the steel according to the present invention.
형강 제조 방법Manufacturing method of steel section
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 형강 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.1 is a flow chart showing a method of manufacturing a steel sheet according to an embodiment of the present invention.
도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 형강 제조 방법은 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120) 및 냉각 단계(S130)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 실시하는 것이 더 바람직하다.
Referring to FIG. 1, a method of manufacturing a steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a reheating step (S110), a hot rolling step (S120), and a cooling step (S130). At this time, the reheating step (S110) is not necessarily performed, but it is more preferable to carry out the reheating step (S110) in order to derive effects such as reuse of precipitates.
본 발명에 따른 형강 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강은 중량%로, C : 0.06 ~ 0.12%, Si : 0.15 ~ 0.40%, Mn : 1.25 ~ 1.60%, P : 0.001 ~ 0.020%, S : 0.001 ~ 0.010%, Al : 0.001 ~ 0.055%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, Ti : 0.001 ~ 0.025%, N : 0.0001 ~ 0.0090% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.The semi-finished product steel to be subjected to the hot-rolling process in the hot-rolling process according to the present invention is composed of 0.06 to 0.12% of C, 0.15 to 0.40% of Si, 1.25 to 1.60% of Mn, 0.001 to 0.020% of P, 0.001 to 0.010% of S, 0.001 to 0.055% of Al, 0.01 to 0.05% of Nb, 0.001 to 0.025% of Ti, 0.0001 to 0.0090% of N and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
또한, 상기 강은 V : 0.1 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
Further, the steel may further include V: 0.1 wt% or less.
재가열Reheating
재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강을 1100 ~ 1200℃로 재가열한다. 이러한 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분이 재고용될 수 있다.In the reheating step (S110), the steel having the above composition is reheated to 1100 to 1200 占 폚. Through such reheating, segregated components can be reused during casting.
본 단계에서, 재가열 온도가 1100℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
In this step, when the reheating temperature is less than 1100 ° C, there is a problem that the reheating temperature is low and the rolling load becomes large. In addition, since the Nb-based precipitates NbC and NbN can not reach the solid solution temperature, they can not be precipitated as fine precipitates upon hot rolling, and the austenite grain growth can not be suppressed, resulting in a rapid coarsening of the austenite grains. On the other hand, when the slab reheating temperature exceeds 1200 deg. C, the austenite grains are rapidly coarsened and it is difficult to secure the strength and low temperature toughness of the steel sheet to be produced.
열간압연Hot rolling
열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 880 ~ 920℃ 조건으로 마무리 열간 압연한다.In the hot rolling step (S120), the reheated steel is finely hot-rolled under the conditions of FRT (Finish Rolling Temperature): 880 to 920 占 폚.
이때, 열간압연은 압연개시온도(Rolling Start Temperature, RST) : 1040 ~ 1060℃ 조건으로 실시하는 것이 바람직하다. 압연개시온도(RST)가 1040℃ 미만일 경우에는 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 반대로, 압연개시온도(RST)가 1060℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.At this time, the hot rolling is preferably performed under the rolling starting temperature (RST): 1040 to 1060 ° C. If the rolling start temperature (RST) is less than 1040 DEG C, it takes time to secure the air cooling time, thereby reducing the productivity. On the contrary, when the rolling start temperature (RST) exceeds 1060 DEG C, it may be difficult to secure a sufficient reduction rate.
특히, 열간압연 단계(S120)에서, 상대적으로 고온 영역에 해당하는 880 ~ 920℃ 조건에서 마무리 열간 압연을 실시할 경우, 설비적인 무리를 주지 않으면서도 저온충격인성을 확보하는 것이 가능해질 수 있다.In particular, in the hot rolling step (S120), if the hot rolling is performed at a temperature of 880 to 920 캜, which corresponds to a relatively high temperature range, it is possible to secure a low-temperature impact toughness without imposing a facility load.
종래의 경우, 연속형 압연기를 이용하여 압연종료온도를 880℃ 미만으로 낮추어 열간압연을 실시할 경우, 3 차원적인 형상과, 플랜지 및 웹의 두께 차이에 의한 온도편차 및 냉각 중의 변형 등이 발생하였다. 반면, 본 발명에서는 Nb를 첨가하여 재결정정지온도(recrystallization stop temperature : RST)를 낮춤과 더불어, Ti 첨가로 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써, 압연종료온도를 880℃ 이상에서 실시하는 것이 가능해져 압연 설비에 무리를 주지 않으면서도 우수한 저온충격인성을 확보하는 것이 가능해질 수 있다.In the conventional case, when the rolling finish temperature is lowered to less than 880 ° C by using a continuous rolling mill, hot rolled has a three-dimensional shape, a temperature deviation due to the difference in thickness of the flange and web, and deformation during cooling . On the other hand, according to the present invention, by adding Nb to lower the recrystallization stop temperature (RST), it is possible to suppress the growth of crystal grains of austenite by addition of Ti, so that the rolling finish temperature can be carried out at 880 DEG C or higher, It is possible to secure an excellent low-temperature impact toughness without imposing a load on the equipment.
이때, 압연종료온도(FRT)가 880℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 압연종료온도(FRT)가 920℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.
If the rolling finish temperature (FRT) is less than 880 DEG C, an abnormal reverse rolling occurs to form an uneven structure, which may significantly reduce the low temperature impact toughness. On the other hand, when the rolling finish temperature (FRT) is higher than 920 占 폚, the ductility and toughness are excellent, but the strength is rapidly lowered.
냉각Cooling
냉각 단계(S130)에서는 열간압연된 강을 냉각한다. 이때, 냉각은 상온까지 자연 냉각 방식으로 실시되는 공냉을 이용함으로써, 결정립 성장이 억제되도록 한다.In the cooling step (S130), the hot-rolled steel is cooled. At this time, cooling is performed by air cooling which is carried out by natural cooling method up to room temperature, so that crystal grain growth is suppressed.
이때, 냉각은 1 ~ 40℃/sec의 속도로 실시될 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다. 본 단계에서, 냉각 속도가 1℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 40℃/sec를 초과할 경우에는 강도 확보에는 유리하나, 목표로 하는 연성을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
At this time, the cooling may be performed at a rate of 1 to 40 ° C / sec, but is not limited thereto. In this step, when the cooling rate is less than 1 캜 / sec, it may be difficult to secure sufficient strength. On the other hand, when the cooling rate exceeds 40 DEG C / sec, it is advantageous in securing strength but it may be difficult to secure a desired ductility.
상기의 과정(S110 ~ S130)을 통하여 제조되는 형강은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 생산성 저하를 최소화하면서도 고강도를 가지면서도 -40℃에서 100J 이상의 충격흡수에너지를 확보할 수 있다.Through the above-described processes (S110 to S130), the alloy steel component can control the alloy composition and control the process conditions, thereby securing a shock absorption energy of 100 J or more at -40 ° C. while having high strength while minimizing productivity deterioration.
특히, 본 발명에서는 Nb를 첨가하여 재결정정지온도를 낮춤과 더불어, Ti 첨가로 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써, 압연종료온도를 880℃ 이상에서 실시하는 것이 가능해져 압연 설비에 무리를 주지 않으면서도 우수한 저온충격인성을 확보하는 것이 가능해질 수 있다.Particularly, in the present invention, Nb is added to lower the recrystallization quenching temperature, and addition of Ti suppresses the growth of austenite grains by Ti addition, so that it is possible to carry out the rolling finish temperature at 880 DEG C or higher, It may be possible to secure an excellent low-temperature impact toughness.
이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 형강은 인장강도(TS) : 480 ~ 600MPa, 항복강도(YS) : 400MPa 이상 및 -40℃에서의 충격흡수에너지 : 100J 이상, 항복비(YR) : 0.87 이하 및 연신율(EL) : 22% 이상을 갖는다.
(YS): 400 MPa or more, the impact absorption energy at 100 deg. C or more, the yield ratio (YR): 100 J or more, the tensile strength (TS) of 480 to 600 MPa, 0.87 or less and elongation (EL): 22% or more.
실시예Example
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.Hereinafter, the configuration and operation of the present invention will be described in more detail with reference to preferred embodiments of the present invention. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
The contents not described here are sufficiently technically inferior to those skilled in the art, and a description thereof will be omitted.
1. 시편의 제조1. Preparation of specimens
표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 5에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 5에 따른 시편의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열 및 열간압연을 실시한 후, 상온까지 공냉을 실시하였다. 이후, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 5에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험 및 충격 특성 실험을 실시하였다.
Specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 5 were produced under the composition shown in Table 1 and the process conditions shown in Table 2. At this time, in the case of the specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 5, ingots having respective compositions were prepared, and the ingots were heated and hot-rolled using a rolling simulation tester and then air-cooled to room temperature. Thereafter, tensile tests and impact characteristics tests were conducted on the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 5.
[표 1] (단위 : 중량%)[Table 1] (unit:% by weight)
[표 2][Table 2]
2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties
표 3은 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 5에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.
Table 3 shows the results of evaluation of mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 5.
[표 3][Table 3]
표 1 내지 표 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 기계적 물성 및 저온충격인성을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.Referring to Tables 1 to 3, it can be seen that the specimens prepared according to Examples 1 to 3 satisfy both the mechanical properties corresponding to the target values and the low temperature impact toughness.
반면, 비교예 1 ~ 3 및 5에 따라 제조된 시편의 경우에는 기계적 물성은 목표값을 만족하였으나, 저온충격인성이 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다. 또한, 비교예 1 ~ 3 및 5에 따라 제조된 시편의 경우에는 실시예 1에 비하여 압연개시온도(RST) 및 압연종료온도(FRT)이 상대적으로 높은 관계로 생산성이 좋지 않은 문제가 있다.On the other hand, in the case of the specimens prepared according to Comparative Examples 1 to 3 and 5, the mechanical properties satisfied the target values, but the low temperature impact toughness was found to be lower than the target value. In addition, in the case of the specimens prepared according to Comparative Examples 1 to 3 and 5, the rolling start temperature (RST) and the rolling finish temperature (FRT) are relatively high as compared with Example 1, and the productivity is poor.
또한, 비교예 4에 따라 제조된 시편의 경우에는 저온충격인성은 실시예 1에 비해, 보다 높은 305J을 나타내었으나, 티타늄(Ti)의 과도한 첨가로 인해 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)가 목표값에 미달하였다.
The tensile strength (TS) and the yield strength (YS) of the specimen prepared in Comparative Example 4 were higher than those of Example 1 due to the excessive addition of titanium (Ti) Was below the target value.
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 : 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각 단계S110: Reheating step
S120: Hot rolling step
S130: cooling step
Claims (6)
(b) 상기 재가열된 강을 FRT(Finish Rolling Temperature) : 880 ~ 920℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; 및
(c) 상기 열간압연된 강을 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 형강 제조 방법.
(a) 0.001 to 0.010% of Al, 0.001 to 0.055% of Al, 0.001 to 0.055% of S, 0.001 to 0.010% of P, 0.001 to 0.020% of P, 0.15 to 0.40% of Si, 0.15 to 0.40% : 0.01 to 0.05% of Ti, 0.001 to 0.025% of Ti, 0.0001 to 0.0090% of N, and the balance of Fe and unavoidable impurities;
(b) subjecting the reheated steel to finishing hot rolling under the conditions of FRT (Finishing Rolling Temperature): 880 to 920 占 폚; And
(c) cooling the hot-rolled steel.
상기 (a) 단계에서,
상기 강은
V : 0.1 중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 형강 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (a)
The steel
And V: 0.1% by weight or less.
상기 (b) 단계에서,
상기 열간압연은
1040 ~ 1060℃ 조건에서 개시하는 것을 특징으로 하는 형강 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (b)
The hot rolling
Characterized in that the process is started at a temperature of 1040 to 1060 占 폚.
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|---|---|---|---|---|
| JP2011102409A (en) * | 2009-11-10 | 2011-05-26 | Jfe Steel Corp | Hot-rolled t-shaped steel, and method for producing the same |
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2013
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