KR102255829B1 - Steel sheet for seismic damper having superior toughness property and manufacturing method of the same - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 제진댐퍼용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a steel material for a vibration damper used to secure the seismic resistance of a structure from an earthquake, and a method of manufacturing the same.
종래에 국내에서 주로 사용되던 내진 설계는 지진 시, 기둥이나 보의 구조물에 사용되는 강재의 항복비를 낮춰서 구조물의 파괴에 이르는 시점을 늦추는 기술이 주로 사용되었다. 하지만, 이러한 저항복비 강재를 사용한 내진 설계는 구조물에 사용되는 강재의 재사용이 불가능할 뿐만 아니라, 구조물 자체도 안정성 확보의 부재로 재건축을 해야만 하는 문제가 있었다.The seismic design, which has been mainly used in Korea, has been mainly used in the case of an earthquake, a technique of lowering the yield ratio of steel used in the structure of a column or beam to delay the time point to the destruction of the structure. However, in the seismic design using such a steel with a resistance ratio, not only is it impossible to reuse the steel used in the structure, but also the structure itself has a problem that it must be rebuilt with the absence of securing stability.
이에 따라, 근래에는 내진 설계 기술이 발전하여 제진 또는 면진 구조의 실용화가 진행되고 있다. 즉, 지진에 의한 구조물에 가해지는 에너지를 특정 부위에 흡수시켜 내진 성능을 확보하는 기술이 다양하게 개발되고 있다.Accordingly, in recent years, the seismic design technology has been developed, and the practical use of a vibration isolation or seismic isolation structure is in progress. In other words, various technologies for securing seismic performance by absorbing energy applied to a structure due to an earthquake to a specific area have been developed.
이러한 지진 에너지를 흡수하는 장치로서 댐퍼가 사용되고 있다. 댐퍼용 강재의 경우에는 극저항복점의 특성을 갖는다. 이는 기존의 기둥이나 보의 구조재보다 항복점을 낮춤으로써 지진 시에 먼저 항복을 일으켜 지진에 의한 진동에너지를 흡수하고, 다른 구조재는 탄성의 범위로 유지하게 함으로써 구조물의 변형을 억제하게 된다.A damper is used as a device that absorbs such seismic energy. In the case of a damper steel, it has the characteristic of a double point of extreme resistance. This lowers the yield point than the existing structural members of pillars or beams, thereby first yielding in the event of an earthquake to absorb the vibration energy caused by the earthquake, and to keep other structural members within the elastic range, thereby suppressing the deformation of the structure.
본 발명의 일 측면은, 지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.An aspect of the present invention is to provide a steel material for a vibration damper and a method of manufacturing the same, which is used to secure the earthquake resistance of a structure from an earthquake.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 낮은 항복강도를 가지는 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법을 제공하는 것이고, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 저온충격인성이 우수한 제진 뎀퍼용 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.In addition, another aspect of the present invention is to provide a steel material for a vibration damper having a low yield strength and a method for manufacturing the same, and another aspect of the present invention is a steel material for a vibration damper having excellent low-temperature impact toughness and a manufacturing method thereof. It is intended to provide a way.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.The subject of the present invention is not limited to the above description. Anyone of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will not have difficulty in understanding the additional subject of the present invention from the contents throughout the present specification.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도가 80~120MPa인, 제진댐퍼용 강재를 제공한다.One aspect of the present invention, by weight %, C: 0.006% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.3% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.05%, N: Less than 0.005%, Ti: 48/14×N (wt%) ~ 0.05%, Nb: 0.04 ~ 0.15%, the balance contains Fe and other inevitable impurities, and provides a steel material for vibration damper with a yield strength of 80 ~ 120 MPa do.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 및 In addition, another aspect of the present invention, by weight %, C: 0.006% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.3% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.05 %, N: 0.005% or less, Ti: 48/14×N (wt%) to 0.05%, Nb: 0.04 to 0.15%, the balance of Fe and other unavoidable impurities; And
가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 Ar3+110℃ 이하의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법을 제공한다.It provides a method of manufacturing a steel for vibration damper comprising the step of finishing rolling the heated steel slab in a temperature range of Ar3 or more and Ar3+110°C or less.
본 발명에 의하면, 지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 제진댐퍼용으로 적합하게 사용될 수 있는 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.According to the present invention, it is possible to provide a steel material that can be suitably used for a vibration damper used for securing the seismic resistance of a structure from an earthquake, and a method of manufacturing the same.
또한, 본 발명에 의하면, 낮은 항복강도를 가지면서도 저온충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.Further, according to the present invention, it is possible to provide a steel material having low yield strength and excellent low-temperature impact toughness, and a method for manufacturing the same.
도 1은 본 발명에 따른 강재의 미세조직을 보여주는 광학 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명에 따른 강재에 있어서, Nb의 첨가량에 따른 재결정정지온도(Tnr)의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 3은 본 발명에 따른 강재에 있어서, 페라이트 결정립의 크기에 따른 항복강도의 변화를 나타낸 그래프이다.1 shows an optical photograph showing the microstructure of a steel material according to the present invention.
2 is a graph showing the change of the recrystallization stop temperature (Tnr) according to the amount of Nb added in the steel material according to the present invention.
3 is a graph showing the change in yield strength according to the size of ferrite grains in the steel material according to the present invention.
지진으로부터 구조물의 내진성을 확보하기 위해 사용되는 강재로서, 종래에는 순철에 가까운 성분을 사용하되, 910~960℃의 온도범위에서 추가의 열처리를 실시하는 기술이 알려져 있었다.As a steel material used to secure the seismic resistance of a structure from earthquakes, conventionally, a component close to pure iron is used, but a technique of performing additional heat treatment in a temperature range of 910 to 960°C has been known.
그러나, 이러한 종래 기술은 열간압연 후 900℃ 이상의 고온에서 추가의 열처리를 실시할 필요가 있으므로, Si가 미첨가된 극저항복점 강재의 경우에 과도한 스케일이 발생하여 불량을 일으키거나, 조대한 Nb 또는 Ti 석출물이 형성되어 충격인성의 열화가 발생하는 문제가 있었다. 또한, 900℃ 이상의 고온에서의 열처리 공정이 수반되므로, 제조비용의 상승을 초래하는 문제도 있었다.However, this prior art needs to perform additional heat treatment at a high temperature of 900°C or higher after hot rolling, so excessive scale is generated in the case of an ultra-resistance double-point steel without Si, causing defects, or coarse Nb or Ti There is a problem in that a precipitate is formed and the impact toughness is deteriorated. In addition, since the heat treatment process at a high temperature of 900°C or higher is involved, there is also a problem of causing an increase in manufacturing cost.
이에, 본 발명자들은 전술한 문제점을 해결하기 위해 예의 검토한 결과, 강의 조성과 제조조건을 최적화함으로써, 전술한 문제를 해결할 수 있음을 발견하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.Accordingly, the inventors of the present invention found that the above-described problem can be solved by optimizing the composition and manufacturing conditions of the steel as a result of intensive examination in order to solve the above-described problem, and the present invention was completed.
특히, 본 발명의 일 측면에 따르면, 낮은 항복강도를 가지면서도 저온충격인성이 우수한 강재를 효과적으로 제공할 수 있다.In particular, according to an aspect of the present invention, it is possible to effectively provide a steel material having low yield strength and excellent low-temperature impact toughness.
구체적으로, 본 발명의 일 측면은, Specifically, one aspect of the present invention,
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도가 80~120MPa인, 제진댐퍼용 강재를 제공한다.One aspect of the present invention, by weight %, C: 0.006% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.3% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.05%, N: Less than 0.005%, Ti: 48/14×N (wt%) ~ 0.05%, Nb: 0.04 ~ 0.15%, the balance contains Fe and other inevitable impurities, and provides a steel material for vibration damper with a yield strength of 80 ~ 120 MPa do.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 항복강도가 80~120MPa 정도로 매우 낮으면서도, 충격천이온도가 -20℃ 이하인 제진댐퍼용 강재를 효율적으로 제공할 수 있다.That is, according to one aspect of the present invention, it is possible to efficiently provide a steel material for vibration damper having an impact transition temperature of -20°C or less while having a very low yield strength of about 80 to 120 MPa.
이하, 본 발명의 주요한 특징 중 하나인 강 조성을 구성하는 각 합금성분을 첨가하는 이유와 이들의 적절한 함량 범위에 대하여 우선 설명한다.Hereinafter, the reason for adding each alloy component constituting the steel composition, which is one of the main features of the present invention, and an appropriate content range thereof will be first described.
C: 0.006% 이하C: 0.006% or less
C는 고용강화를 일으키고, 자유로운 상태에서는 전위에 고착되어 항복강도를 높이고 연신율을 낮추는 원소이다. 따라서, C의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.006% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.0045% 이하일 수 있다.C is an element that causes solid solution strengthening, and in a free state, it is fixed to dislocations, thereby increasing yield strength and lowering elongation. Therefore, the lower the content of C, the better, and in terms of securing a low yield strength, the content may be 0.006% or less, and more preferably 0.0045% or less.
Si: 0.05% 이하Si: 0.05% or less
Si는 C와 마찬가지로 고용강화를 일으키는 원소로서, 항복강도를 높게 하고 연신율을 낮추는 원소이다. 따라서, Si의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.05% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.03% 이하일 수 있다.Si is an element that causes solid solution strengthening, like C, and is an element that increases yield strength and lowers elongation. Therefore, the lower the content of Si, the better, and in terms of securing a low yield strength, the content may be 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
Mn: 0.3% 이하Mn: 0.3% or less
Mn은 Si와 마찬가지로 고용강화를 일으키는 원소로서, 항복강도를 높게 하고 연신율을 낮추는 원소이다. Mn의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.3% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.2% 이하일 수 있다.Like Si, Mn is an element that causes solid solution strengthening, and is an element that increases yield strength and decreases elongation. The lower the content of Mn, the better, and in terms of securing a low yield strength, the content may be 0.3% or less, and more preferably 0.2% or less.
P: 0.02% 이하P: 0.02% or less
P는 강도 향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있다. 따라서, P의 함량은 가능한 한 낮게 유지하는 것이 유리하므로, 그 함량은 0.02% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.013% 이하일 수 있다.P is an element advantageous in improving strength and corrosion resistance, but can greatly impair impact toughness. Therefore, since it is advantageous to keep the content of P as low as possible, the content may be 0.02% or less, more preferably 0.013% or less.
S: 0.01% 이하S: 0.01% or less
S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 한 그 함량을 낮게 유지하는 것이 바람직하므로, S의 함량은 0.01% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하일 수 있다.Since S is an element that greatly inhibits impact toughness by forming MnS, etc., it is desirable to keep its content as low as possible, so the content of S may be 0.01% or less, more preferably 0.004% or less.
Al: 0.005~0.05%Al: 0.005~0.05%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 항복강도를 충분히 낮추고 충격인성을 확보하기 위한 측면에서 Al 함량의 상한은 0.05%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.035% 이하일 수 있다. 또한, 최소한의 탈산 성능을 확보하기 위한 측면에서 Al 함량의 하한은 0.005%일 수 있다.Al is an element capable of inexpensively deoxidizing molten steel, and in terms of sufficiently lowering the yield strength and securing impact toughness, the upper limit of the Al content may be 0.05%, more preferably 0.035% or less. In addition, in terms of securing minimum deoxidation performance, the lower limit of the Al content may be 0.005%.
N: 0.005% 이하N: 0.005% or less
N은 고용강화를 일으키고 자유로운 상태에서는 전위에 고착되어 항복강도를 높이고 연신율을 낮추는 원소이다. N의 함량은 낮으면 낮을수록 좋고, 낮은 항복강도를 확보하는 측면에서 그 함량은 0.005% 이하일 수 있다.N is an element that causes solid solution strengthening and, in a free state, adheres to dislocations, thereby increasing yield strength and lowering elongation. The lower the content of N, the better, and the content may be 0.005% or less in terms of securing a low yield strength.
Nb: 0.04~0.15%Nb: 0.04~0.15%
Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 중요한 원소로서, NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 C가 전위에 고착하는 것을 방지하는 매우 중요한 원소이다. 또한, 고온으로 재가열 시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다.Nb is an important element in the manufacture of TMCP steel, and is a very important element that prevents C from sticking to dislocations by precipitation in the form of NbC or NbCN. In addition, Nb dissolved during reheating to a high temperature suppresses recrystallization of austenite and exhibits the effect of miniaturizing the structure.
한편, 변형유기 석출물을 도입하기 위해서는 넓은 미재결정 영역을 확보하는 것이 필요한데, 도 2에 나타내었듯이 Ar3와 Tnr 사이에 50℃ 이상의 온도 영역을 확보하는 측면에서 Nb를 0.04% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 석출물의 조대화로 인하여 충격인성이 열화되는 것을 방지하기 위하여 Nb를 0.15% 이하 첨가하는 것이 바람직하다.On the other hand, in order to introduce the modified organic precipitate, it is necessary to secure a wide non-recrystallized region. As shown in FIG. 2, it is preferable to add 0.04% or more of Nb in terms of securing a temperature region of 50°C or higher between Ar3 and Tnr. In addition, in order to prevent the impact toughness from deteriorating due to coarsening of the precipitate, it is preferable to add 0.15% or less of Nb.
구체적으로, 도 2에는 본 발명의 강재에 대하여, Nb의 첨가량에 따른 재결정정지온도(Tnr)의 변화를 그래프로 나타내었다. 즉, 본 발명과 같이 탄소의 함량을 극저량으로 제어한 극저탄소강의 경우에는 Ar3가 890℃ 정도로 매우 높으며, Ar3의 변화가 미미하다.Specifically, FIG. 2 shows a graph of the change in the recrystallization stop temperature (Tnr) according to the amount of Nb added to the steel material of the present invention. That is, in the case of the ultra-low carbon steel in which the carbon content is controlled to an extremely low amount as in the present invention, Ar3 is very high at about 890°C, and the change of Ar3 is insignificant.
따라서, 도 2에서 나타낸 바와 같이, Ar3의 변화값을 무시할 수 있게 되므로 Ar3를 890℃ 정도로 고정하여 나타낼 수 있고, Nb의 함량을 0.04~0.15%로 첨가해야만 극저탄소강의 재결정정지온도(Tnr)를 높게 제어할 수 있게 된다.Therefore, as shown in Fig. 2, since the change value of Ar3 can be neglected, Ar3 can be fixed to about 890°C, and only when the content of Nb is added to 0.04 to 0.15%, the recrystallization stop temperature (Tnr) of the ultra-low carbon steel can be increased. You will be able to control it high.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, Nb의 함량을 0.04~0.15%로 조절함으로써, 극저탄소강의 Tnr과 Ar3의 차이를 50℃ 이상으로 확보할 수 있게 되고, 충분한 범위의 Ar3 이상 Tnr 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 실시할 수 있다. 이로 인해 변형 유기 석출물이 미세하게 발생하여 C를 석출물로 고착할 수 있게 된다.That is, according to one aspect of the present invention, by adjusting the content of Nb to 0.04 to 0.15%, the difference between Tnr and Ar3 of ultra-low carbon steel can be secured to 50°C or more, and a temperature of Ar3 or more and Tnr or less in a sufficient range Finish rolling can be performed in the area. Due to this, deformed organic precipitates are finely generated, and C can be fixed to the precipitates.
Ti: 48/14ХN(중량%)~0.05%Ti: 48/14ХN (% by weight)-0.05%
Ti는 TiN 형태로 석출함으로써, N이 전위에 고착하는 것을 방지하는 역할을 하는 원소이다. 따라서, 강 중의 N을 적정 범위로 고착시키기 위해서는, 첨가한 N의 함량(중량%)을 고려하여 Ti를 48/14ХN(중량%) 이상 첨가해야 하고(상기 N은 중량%로 나타낸 질소(N)의 함량을 의미한다), 보다 바람직하게는 0.02% 이상 첨가해야 한다. 한편, Ti이 과도하게 첨가되는 경우에는 석출물이 조대화되어 충격인성이 열화될 우려가 있으므로, 충격인성의 확보 측면에서 Ti를 0.05% 이하로 첨가할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.04% 이하로 첨가할 수 있다.Ti is an element that prevents N from adhering to dislocations by depositing in the form of TiN. Therefore, in order to fix N in the steel in an appropriate range, Ti should be added at least 48/14 ХN (wt%) in consideration of the added N content (wt%) (the N is nitrogen (N) expressed in wt%) Means the content of), more preferably 0.02% or more. On the other hand, if Ti is excessively added, there is a possibility that the impact toughness may deteriorate due to the coarsening of the precipitate, so in terms of securing the impact toughness, Ti can be added in an amount of 0.05% or less, more preferably 0.04% or less. can do.
즉, 본 발명에 의하면, Ti의 함량을 48/14ХN(중량%)~0.05%로 제어함으로써 강 중의 N을 석출물로 고착시킬 수 있고, Nb의 함량을 0.04~0.15%로 제어함으로써 강 중의 C를 석출물로 고착시킬 수 있다. 즉, 본 발명은 Ti 및 Nb의 함량을 최적화함으로써, 변형유기 석출물을 적정한 크기로 미세하게 형성하는 것이 가능해지고, 이로 인해 낮은 항복강도를 가지면서도 저온충격인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다.That is, according to the present invention, by controlling the content of Ti to 48/14 ХN (wt%) to 0.05%, N in the steel can be fixed as a precipitate, and by controlling the content of Nb to 0.04 to 0.15%, C in the steel is It can be fixed as a precipitate. That is, according to the present invention, by optimizing the contents of Ti and Nb, it is possible to finely form the deformed organic precipitate in an appropriate size, and thus, a steel material having low yield strength and excellent low-temperature impact toughness can be provided.
구체적으로, C 또는 N이 자유로운 상태로 있게 되면, 전위에 C 또는 N이 고착하여 상부항복점 현상을 일으키고, 이로 인해 항복강도가 120MPa 이상이 되어버린다. 또한, 페라이트 단일 조직에서 조대한 석출물이 존재하게 되면, 충격인성이 열화하게 된다.Specifically, when C or N is in a free state, C or N adheres to the dislocation, causing an upper yield point phenomenon, resulting in a yield strength of 120 MPa or more. In addition, when coarse precipitates exist in a single structure of ferrite, the impact toughness deteriorates.
그런데, 압연 시 변형 유기로 석출하는 경우에는 그 크기가 미세하여 충격인성이 열화되는 것을 억제할 수 있고, 상부항복점 발현을 억제하여 극저항복점 강재를 얻을 수 있게 된다. 이에 따라, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는 항복강도가 80~120MPa 범위로 매우 낮으면서도 샤피충격천이온도가 -20℃ 이하인 것을 제공할 수 있게 된다.However, in the case of precipitation due to deformation during rolling, it is possible to suppress deterioration of impact toughness due to its fine size, and suppress the expression of the upper yield point, thereby obtaining an extremely resistant double-point steel material. Accordingly, it is possible to provide a steel material having a yield strength of 80 to 120 MPa in the range of 80 to 120 MPa and a Sharpie impact transition temperature of -20° C. or less according to an aspect of the present invention.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-1을 충족할 수 있다.Meanwhile, according to an aspect of the present invention, the composition of the steel slab or steel material of the present invention is not particularly limited, but the following relational expression 1-1 may be satisfied.
[관계식 1-1][Relationship 1-1]
0.8 < Nb/Si0.8 <Nb/Si
(상기 관계식 1-1 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)(In the above relational formula 1-1, the Nb and Si refer to the content (% by weight) of each component.)
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-2를 충족할 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, the composition of the steel slab or steel material of the present invention is not particularly limited, but the following relational expression 1-2 may be satisfied.
[관계식 1-2][Relationship 1-2]
0.8 < Nb/Si < 1500.8 <Nb/Si <150
(상기 관계식 1-2 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)(In the above relational formula 1-2, the Nb and Si refer to the content (% by weight) of each component.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 관계식 1-1 및 1-2에 있어서, 상기 Nb/Si의 값을 0.8 이상으로 함으로써, 항복강도를 120MPa 이하인 강재를 제조할 수 있다. According to an aspect of the present invention, in relations 1-1 and 1-2, by setting the value of Nb/Si to 0.8 or more, a steel material having a yield strength of 120 MPa or less can be manufactured.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 관계식 1-2에 있어서, 상기 Nb/Si의 값을 150 이하로 함으로써, Nb 석출물이 미세하게 형성되어 우수한 충격인성을 얻을 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, by setting the value of Nb/Si to 150 or less in the relational formula 1-2, Nb precipitates are finely formed, thereby obtaining excellent impact toughness.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-3을 충족할 수 있다.On the other hand, according to one aspect of the present invention, the composition of the steel slab or steel material is not particularly limited, but the following relational expression 1-3 may be satisfied.
[관계식 1-3][Relationship 1-3]
0.8 < (Ti+Nb)/Si0.8 <(Ti+Nb)/Si
(상기 관계식 1-3 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)(In the above relational formula 1-3, the Ti, Nb, and Si refer to the content (% by weight) of each component.)
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 4를 충족할 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, the composition of the steel slab or steel material of the present invention is not particularly limited, but the following relational expression 4 may be satisfied.
[관계식 1-4][Relationship 1-4]
0.8 < (Ti+Nb)/Si < 2000.8 <(Ti+Nb)/Si <200
(상기 관계식 1-4 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)(In the above relational formula 1-4, Ti, Nb, and Si mean the content (% by weight) of each component.)
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 관계식 1-3 및 1-4에 있어서, (Ti+Nb)/Si의 값을 0.8 이상으로 함으로써, 항복강도를 120MPa 이하인 강재를 제조할 수 있다. 한편, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면, 상기 관계식 1-4에 있어서, (Ti+Nb)/Si의 값을 200 이하로 함으로써, Nb 석출물이 미세하게 형성되어 우수한 충격인성을 얻을 수 있다.On the other hand, according to an aspect of the present invention, in relations 1-3 and 1-4, by setting the value of (Ti+Nb)/Si to 0.8 or more, a steel material having a yield strength of 120 MPa or less can be manufactured. On the other hand, according to another aspect of the present invention, by setting the value of (Ti+Nb)/Si to 200 or less in the above relational equation 1-4, Nb precipitates are finely formed, so that excellent impact toughness can be obtained.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강 슬라브 또는 강재의 조성을 특별히 한정하는 것은 아니나, 하기 관계식 1-5를 충족할 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, the composition of the steel slab or steel material of the present invention is not particularly limited, but the following relational formula 1-5 may be satisfied.
[관계식 1-5][Relationship 1-5]
4 < (Ti+Nb)/Si < 2004 <(Ti+Nb)/Si <200
(상기 관계식 1-5 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)(In the above relational formula 1-5, the Ti, Nb, and Si refer to the content (% by weight) of each component.)
한편, 본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.On the other hand, the remaining component of the present invention is iron (Fe). However, since unintended impurities may inevitably be mixed in the raw material or the surrounding environment in the normal manufacturing process, this cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone of ordinary skill in the manufacturing process, all the contents are not specifically mentioned in the present specification.
이하에서는 본 발명에 의한 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, a method of manufacturing a steel material according to the present invention will be described in detail.
즉, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.006% 이하, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.3% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.005~0.05%, N: 0.005% 이하, Ti: 48/14×N(중량%)~0.05%, Nb: 0.04~0.15%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 및 That is, another aspect of the present invention, by weight %, C: 0.006% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.3% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.05 %, N: 0.005% or less, Ti: 48/14×N (wt%) to 0.05%, Nb: 0.04 to 0.15%, the balance of Fe and other unavoidable impurities; And
가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 Tnr 이하의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법을 제공한다.It provides a method of manufacturing a steel for vibration damper comprising the step of finishing rolling the heated steel slab in a temperature range of Ar3 or more and Tnr or less.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 제진댐퍼용 강재의 제조방법은, 전술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1050~1250℃의 범위에서 재가열하는 단계; 재가열된 강 슬라브를 조압연하여 조압연 바(bar)를 얻는 단계; 및 상기 조압연 바를 Ar3 이상 Tnr 이하(혹은, Ar3 이상 Ar3+110℃ 이하)의 범위에서 마무리 압연하여 열연판재를 얻는 단계를 포함할 수 있다.On the other hand, according to an aspect of the present invention, the method of manufacturing the steel for vibration damper includes the steps of reheating the steel slab having the above alloy composition in a range of 1050 to 1250°C; Rough rolling the reheated steel slab to obtain a rough rolled bar; And finishing rolling the rough-rolled bar in a range of Ar3 or more and Tnr or less (or Ar3 or more and Ar3+110°C or less) to obtain a hot-rolled sheet.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 제진댐퍼용 강재의 제조방법은, 상기 마무리 압연 후에 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, a method of manufacturing a steel material for vibration damper may further include cooling after the finish rolling.
즉, 본 발명의 강재는 [슬라브 가열-조압연-마무리 압연-냉각]의 공정을 거쳐 제조될 수 있고, 이하에서는 각 공정조건에 대하여 상세히 설명한다.That is, the steel material of the present invention can be manufactured through the process of [slab heating-rough rolling-finish rolling-cooling], and each process condition will be described in detail below.
[슬라브 가열][Slab heating]
본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있고, 이 때 가열 온도는 1050~1250℃ 범위에서 행할 수 있다.According to an aspect of the present invention, after preparing a steel slab that satisfies the above-described alloy composition and component relationship, it may be heated, and at this time, the heating temperature may be in the range of 1050 to 1250°C.
이 때, 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 강 슬라브의 가열 온도를 1050℃ 이상으로 함이 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있고, 조압연 이후 표면의 온도가 표층부 냉각시작온도에 이르기까지 과도한 시간이 소요되므로, 강 슬라브의 가열을 1250℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다.At this time, in order to sufficiently solidify the carbonitride of Ti and/or Nb formed during casting, the heating temperature of the steel slab is preferably set to 1050°C or higher. However, if heated to an excessively high temperature, there is a risk of coarsening of austenite, and since it takes an excessive amount of time until the surface temperature reaches the surface layer cooling start temperature after rough rolling, the steel slab is heated at 1250℃ or less. It is desirable to do it.
[조압연][Coarse Rolling]
상기 가열된 강 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 조압연을 행하여 강판으로 제조할 수 있다. 이러한 조압연의 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 할 수 있다. 조압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴하는 효과를 얻을 수 있고, 또한 오스테나이트의 크기를 작게 만드는 효과도 얻을 수 있다.The heated steel slab can be manufactured into a steel plate by rough rolling in order to adjust its shape. The temperature of such rough rolling may be higher than the temperature Tnr at which recrystallization of austenite stops. By rough rolling, an effect of destroying a cast structure such as dendrite formed during casting can be obtained, and an effect of reducing the size of austenite can also be obtained.
[마무리 압연][Finish rolling]
상기 조압연된 강판의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위해 마무리 압연을 실시할 수 있다. 한편, 미재결정 영역에서 압연하게 되면, Nb가 변형 유기로 인하여 미세한 석출을 일으켜서 C를 효과적으로 고착시키게 되므로, 마무리 압연의 온도는 페라이트 변태 시작온도(Ar3) 이상 Ar3+110℃ 이하의 범위일 수 있고, 보다 바람직하게는 페라이트 변태 시작온도(Ar3) 이상 오스테나이트의 재결정정지온도(Tnr) 이하로 할 수 있다.Finish rolling may be performed to introduce a non-uniform microstructure into the austenite structure of the roughly rolled steel sheet. On the other hand, when rolling in the non-recrystallized region, Nb causes fine precipitation due to deformation induction and effectively fixes C, so the temperature of the finish rolling may be in the range of not less than the ferrite transformation start temperature (Ar3) and not more than Ar3+110℃. , More preferably, the ferrite transformation start temperature (Ar3) or more may be set to a recrystallization stop temperature (Tnr) or less of austenite.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 마무리 압연의 온도는 Ar3 이상 Ar3+110℃ 범위일 수 있다. 구체적으로, 본 발명자들은 탄소의 함량을 0.006% 이하로 극저량 제어한 극저탄소강의 경우에는 통상의 회귀식으로 Ar3를 측정할 수 없음을 발견하고, 실험을 통하여 Ar3 값을 측정하였다. 또한, 본 발명자들은 Nb가 0.15%가 되는 구간인 Ar3+110℃까지의 온도범위에서 마무리 압연을 실시할 수 있음을 발견하였다.That is, according to an aspect of the present invention, the temperature of the finish rolling may be in the range of Ar3 or higher and Ar3+110°C. Specifically, the present inventors found that in the case of ultra-low carbon steel in which the content of carbon was controlled to be 0.006% or less in an extremely low amount, Ar3 could not be measured by a conventional regression equation, and the Ar3 value was measured through an experiment. In addition, the present inventors have found that finish rolling can be performed in a temperature range up to Ar3+110°C, which is a section in which Nb is 0.15%.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연을 Ar3 이상에서 행함으로써, 이상역 압연의 문제를 방지할 수 있고, Ar3+110℃ 이하에서 행함으로써, 2차 스케일 성장을 방지할 수 있다.According to an aspect of the present invention, by performing the finish rolling at Ar3 or higher, the problem of abnormal reverse rolling can be prevented, and by performing at Ar3+110°C or lower, secondary scale growth can be prevented.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연은 보다 바람직하게는 Ar3+20℃ 이상 Ar3+80℃ 이하의 온도 범위에서 행할 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, the finish rolling may be more preferably carried out in a temperature range of Ar3+20°C or higher and Ar3+80°C or lower.
혹은, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연의 온도는 Ar3 이상 Tnr 이하일 수 있다.Alternatively, according to an aspect of the present invention, the temperature of the finish rolling may be Ar3 or more and Tnr or less.
본 발명의 일 측면에 따르면, 도 2에서 나타낸 바와 같이, 본 발명은 충분한 미재결정 영역에서 마무리 압연을 수행하기 위하여, 하기 관계식 1 또는 관계식 2을 충족하는 것이 바람직하다.According to an aspect of the present invention, as shown in FIG. 2, the present invention preferably satisfies the following relational expression 1 or 2 in order to perform finish rolling in a sufficient non-recrystallized region.
[관계식 1][Relationship 1]
50 ≤Tnr - Ar350 ≤Tnr-Ar3
[관계식 2][Relationship 2]
50 ≤Tnr - Ar3 ≤11050 ≤Tnr-Ar3 ≤110
구체적으로, 본 발명과 같은 탄소의 함량을 0.006% 이하로 극저량 포함하는 극저탄소강의 경우에는 고온 Torsion 실험을 통하여 온도에 따른 응력이 변곡되는 지점으로 Ar3 및 Tnr을 측정할 수 있다. 이에, 본 발명자들은 전술한 실험을 통하여, 탄소의 함량이 0.006% 이하로 제어된 극저탄소강의 경우, 페라이트의 변태 개시온도인 Ar3가 890℃ 정도로 매우 높은 것을 확인하고, Nb의 함량을 특정량으로 제어해야만 Ar3와 Tnr 사이의 온도 구간을 충분히 확보할 수 있음을 발견하였다.Specifically, in the case of an ultra-low carbon steel containing an extremely low amount of carbon content of 0.006% or less as in the present invention, Ar3 and Tnr may be measured at a point at which the stress according to temperature is inflected through a high temperature torsion test. Accordingly, the present inventors confirmed that, through the above-described experiment, in the case of the ultra-low carbon steel whose carbon content was controlled to be 0.006% or less, Ar3, which is the transformation starting temperature of ferrite, was very high at about 890°C, and the content of Nb was set to a specific amount. It was found that only by controlling the temperature range between Ar3 and Tnr can be sufficiently secured.
따라서, 본 발명에 따른 제조방법에 의하면, 미재결정영역에서 마무리 압연을 충분히 수행할 수 있으므로, 항복강도가 낮고 저온충격인성이 우수한 것과 같은 원하는 물성을 가진 강재를 효율적으로 얻을 수 있다.Therefore, according to the manufacturing method according to the present invention, since finish rolling can be sufficiently performed in the non-recrystallized region, a steel material having desired physical properties such as low yield strength and excellent low-temperature impact toughness can be efficiently obtained.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 특정의 강 조성을 가지는 강 슬라브를 마무리 압연함에 있어서, 마무리 압연의 종료 온도를 Ar3 이상에서 행함으로써 낮은 항복강도를 가지는 강재를 얻을 수 있다. Further, according to one aspect of the present invention, in finish rolling a steel slab having a specific steel composition, a steel material having a low yield strength can be obtained by performing the finish rolling at Ar3 or higher.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 마무리 압연의 종료 온도를 890℃ 이상 980℃ 이하로 제어함으로써, 본 발명에서 목적하는 물성을 가진 강재를 효과적으로 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연의 종료 온도는 보다 바람직하게는 890℃ 이상 970℃ 이하일 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, by controlling the end temperature of finish rolling to 890°C or more and 980°C or less, it is possible to effectively obtain a steel material having the desired physical properties in the present invention. In addition, according to an aspect of the present invention, the end temperature of the finish rolling may be more preferably 890°C or more and 970°C or less.
[냉각][Cooling]
본 발명의 일 측면에 따르면, 필요한 경우에는 상기 마무리 압연 후 냉각하는 단계를 포함할 수 있고, 상기 냉각은 공냉일 수 있다. 또한, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면, 상기 냉각(공냉)하는 단계 후에, 선택적으로 900℃ 미만의 온도에서 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.According to an aspect of the present invention, if necessary, it may include cooling after the finish rolling, and the cooling may be air cooling. In addition, according to another aspect of the present invention, after the cooling (air cooling) step, it may further include a step of selectively heat-treating at a temperature of less than 900 ℃.
특히, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열처리하는 단계는 두꺼운 스케일의 형성을 피하기 위해서, 850℃ 이상 900℃ 미만의 범위에서 유지하는 것일 수 있고, 보다 바람직하게는 860℃ 이상 895℃ 이하의 범위에서 유지하는 것일 수 있고, 또한 상기 열처리하는 단계는 전술한 온도 범위에서 10~30분간 유지하는 것일 수 있다.In particular, according to an aspect of the present invention, the heat treatment may be maintained in a range of 850° C. or more and less than 900° C., and more preferably 860° C. or more and 895° C. or less in order to avoid formation of a thick scale. In addition, the heat treatment may be maintained for 10 to 30 minutes in the above-described temperature range.
한편, 종래 기술에서는 낮은 항복강도 등의 물성을 확보하기 위해서는 압연 종료 후에 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정을 행할 필요가 있었다. On the other hand, in the prior art, in order to secure physical properties such as low yield strength, it was necessary to perform an additional heat treatment process at a high temperature of 900°C or higher after the completion of rolling.
반면, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연 후 900℃ 이상의 열처리를 행하지 않을 수 있다. 즉, 본 발명에 의하면, 전술한 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정이 없이도 압연만으로, 낮은 항복강도를 가지고 저온충격인성이 우수한 강재를 효과적으로 제조할 수 있다. 혹은, 압연 종료 후 추가의 열처리 단계를 포함하더라도 850℃ 이상 900℃ 미만의 온도 범위에서의 열처리만으로도 우수한 물성을 가지는 강재를 제조할 수 있다.On the other hand, according to an aspect of the present invention, heat treatment of 900°C or higher may not be performed after the finish rolling. That is, according to the present invention, it is possible to effectively manufacture a steel material having low yield strength and excellent low-temperature impact toughness by only rolling without the additional heat treatment process at a high temperature of 900°C or higher described above. Alternatively, even if an additional heat treatment step is included after the rolling is completed, a steel material having excellent physical properties can be manufactured only by heat treatment in a temperature range of 850°C or more and less than 900°C.
전술한 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정은 통상 높은 제조비용이 수반되므로, 900℃ 이상이라는 고온에서의 추가 열처리 공정이 없이도 원하는 물성을 갖는 강재를 제조하는 것이 가능한 본 발명에 의하면, 제조비용을 획기적으로 저감할 수 있게 된다.Since the above-described additional heat treatment process at a high temperature of 900°C or higher usually entails a high manufacturing cost, according to the present invention, it is possible to manufacture a steel material having desired properties without an additional heat treatment process at a high temperature of 900°C or higher. Can be drastically reduced.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 조성 및 제조방법으로 제조되는 강재는 페라이트 단일 조직을 가질 수 있고, 본 발명으로부터 제조된 강재의 미세조직을 광학 현미경을 통해 촬영한 광학 사진을 도 1에 나타내었다.On the other hand, according to an aspect of the present invention, the steel material manufactured by the above-described composition and manufacturing method may have a single ferrite structure, and an optical photograph of the microstructure of the steel material manufactured from the present invention through an optical microscope is shown in FIG. 1 Shown in.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명으로부터 제조된 강재는 페라이트 결정립의 평균입경이 50~150㎛ 범위일 수 있고, 보다 바람직하게는 60~120㎛ 범위일 수 있고, 가장 바람직하게는 65~115㎛ 범위일 수 있다.In addition, according to an aspect of the present invention, the steel material manufactured from the present invention may have an average particle diameter of ferrite grains in the range of 50 to 150 µm, more preferably in the range of 60 to 120 µm, and most preferably 65 It may be in the range of ~115㎛.
한편, 본 명세서에 있어서, 상기 결정립의 평균입경은, 결정립의 중심을 관통하는 가장 긴 길이를 입경으로 하여 그려지는 구형의 입자를 가정했을 때, 상기 입경을 측정한 값들에 대한 평균값을 의미한다.Meanwhile, in the present specification, the average particle diameter of the crystal grains refers to an average value of the measured values of the grain size, assuming a spherical particle drawn with the longest length penetrating the center of the crystal grain as the grain size.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 페라이트 결정립의 평균입경을 50㎛ 이상으로 함으로써, 강재의 항복강도를 120MPa 이하로 제어할 수 있고, 페라이트 결정립의 평균입경을 150㎛ 이하로 함으로써 강재의 항복강도를 80MPa 이상으로 제어할 수 있다.That is, according to one aspect of the present invention, by making the average grain diameter of the ferrite grains 50㎛ or more, the yield strength of the steel material can be controlled to 120MPa or less, and the yield of the steel material by making the average grain size of the ferrite grains 150㎛ or less. The strength can be controlled to 80 MPa or more.
페라이트 결정립의 평균입경이 변화함에 따른 강재의 항복강도 변화량을 도 3에 나타내었고, 도 3에서 확인할 수 있듯이, 페라이트 결정립의 평균입경을 50~150㎛ 범위로 제어함에 따라 본 발명에서 목표하는 범위인 80~120MPa의 낮은 항복강도를 얻을 수 있다.Fig. 3 shows the amount of change in yield strength of the steel as the average grain size of ferrite grains changes, and as can be seen in Fig. 3, the average grain size of ferrite grains is controlled in the range of 50 to 150 µm, which is the target range of the present invention. Low yield strength of 80~120MPa can be obtained.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail through examples. However, it is necessary to note that the following examples are only for describing the present invention through examples, and not for limiting the scope of the present invention. This is because the scope of the present invention is determined by matters described in the claims and matters reasonably inferred therefrom.
(실시예)(Example)
하기 표 1의 합금조성 및 성질을 갖는 강 슬라브를 준비하였다. 이 때, 하기 표 1에서 각 성분의 함량은 중량%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.To prepare a steel slab having the alloy composition and properties of Table 1 below. At this time, in Table 1 below, the content of each component is% by weight, and the remainder includes Fe and other inevitable impurities.
즉, 하기 표 1에 기재된 강 슬라브(잔부는 Fe)에 있어서, 발명강 A~D는 본 발명에서 정의하는 합금 조성의 범위를 일치하는 예이고, 비교강 E~H는 본 발명에서 정의하는 합금 조성의 범위를 벗어나는 예이다. 한편, 하기 표 1에 기재된 강 슬라브에 대하여, 극저탄소강으로서 고온 Torsion 실험을 통하여 온도에 따른 응력이 변곡되는 지점으로부터 Ar3 및 Tnr을 실험적으로 측정한 값을 나타내었다.That is, in the steel slabs (the balance is Fe) shown in Table 1 below, invention steels A to D are examples that match the range of the alloy composition defined in the present invention, and comparative steels E to H are alloys defined in the present invention. This is an example outside the scope of the composition. On the other hand, for the steel slabs shown in Table 1 below, values obtained by experimentally measuring Ar3 and Tnr from the point at which the stress according to temperature is inflected through a high temperature torsion experiment as an ultra-low carbon steel are shown.
준비된 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도 범위에서 재가열한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 조압연, 마무리 압연한 후, 냉각(공냉)의 공정을 거쳐서 강재를 제조하였다. 또한, 하기 표 2에 기재된 바와 같이, 필요한 경우에는 상기 냉각(공냉) 후에 900℃ 미만의 온도범위에서 추가의 열처리를 행하였다.After the prepared steel slab was reheated in a temperature range of 1050 to 1250°C, rough rolling and finish rolling were performed under the conditions shown in Table 2 below, and then a steel material was manufactured through a process of cooling (air cooling). In addition, as shown in Table 2 below, if necessary, additional heat treatment was performed in a temperature range of less than 900°C after the cooling (air cooling).
[℃]Tnr
[℃]
[℃]Ar3
[℃]
(상기 표 1에 있어서, Ti*는 48/14ХN(중량%)의 값을 나타낸다.)(In Table 1, Ti* represents a value of 48/14 ХN (% by weight).)
구분ingredient
division
유무Heat treatment
The presence or absence
두께
(mm)product
thickness
(mm)
두께
(mm)Slabs
thickness
(mm)
추출
온도
(℃)Reheat
extraction
Temperature
(℃)
종료
온도
(℃)Rough rolling
End
Temperature
(℃)
온도
(℃)Initiate
Temperature
(℃)
온도
(℃)End
Temperature
(℃)
(℃)Temperature
(℃)
(분)time
(minute)
압연온도 하향Wrap-up
Lower rolling temperature
압연온도 하향Wrap-up
Lower rolling temperature
압연온도 상향Wrap-up
Rolling temperature increase
압연온도 하향Wrap-up
Lower rolling temperature
상기 표 2에 기재된 각각의 조건으로 강재를 제조하고, 이렇게 제조된 강재에 대하여 각각의 결정립의 평균입경, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 샤피충격천이온도를 측정한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.Steels were manufactured under each of the conditions described in Table 2, and the results of measuring the average grain diameter, yield strength (YS), tensile strength (TS), and Charpy impact transition temperature of each of the steels prepared in this way are shown in the following table. It is shown in 3.
이 때, 결정립의 평균입경은 라인측정법을 이용하여 측정하였고, 인장시험기를 사용하여 항복이 일어나는 점을 항복강도로 하였고, 네킹이 일어날 때의 강도를 인장강도로 하였다. 샤피충격천이온도는 샤피충격시험기를 이용하여 충격흡수에너지는 측정하여 연성에서 취성으로 파단이 천이할 때의 온도를 나타내었다.At this time, the average grain size of the crystal grains was measured using the line measurement method, the point at which yield occurred was taken as the yield strength using a tensile tester, and the strength at the time of necking was taken as the tensile strength. As for the Sharpie impact transition temperature, the shock absorption energy was measured using a Sharpie impact tester, and the temperature at which the fracture transitions from ductile to brittle was indicated.
상기 표 3에 있어서, 실시예 1-1, 1-2, 2-1, 2-2, 3-1, 3-2, 4-1 및 4-2는 본 발명의 강 조성 및 제조조건을 모두 충족하는 경우로서, 결정립의 평균입경이 모두 50~150㎛의 범위이고, 강재의 물성이 모두 항복강도 80~120MPa 및 샤피충격천이온도 -20℃ 이하를 만족하였다.In Table 3, Examples 1-1, 1-2, 2-1, 2-2, 3-1, 3-2, 4-1, and 4-2 are all of the steel composition and manufacturing conditions of the present invention. As a case, the average grain diameter of the crystal grains were all in the range of 50 to 150 μm, and the physical properties of the steel materials all satisfied the yield strength of 80 to 120 MPa and the Charpy impact transition temperature of -20° C. or less.
한편, 비교예 1~4는 본 발명의 강 조성은 만족하지만 제조조건이 본 발명을 벗어나는 경우이다. 이들 중, 비교예 1, 2 및 4는 마무리 압연의 종료온도가 Ar3 미만(즉, 890℃ 미만)인 경우이고, 비교예 3은 마무리 압연의 종료온도가 너무 높은 경우이다. 이러한 비교예 1~4의 경우에는 마무리 압연 시 Nb의 변형 유기 석출이 효과적으로 일어나지 않음으로써 상부항복점이 발현되어 항복강도가 모두 120MPa을 초과하였다.On the other hand, Comparative Examples 1 to 4 are cases where the steel composition of the present invention is satisfied, but the manufacturing conditions deviate from the present invention. Among these, Comparative Examples 1, 2, and 4 are cases where the finishing temperature of finish rolling is less than Ar3 (that is, less than 890°C), and Comparative Example 3 is a case where the finishing temperature of finish rolling is too high. In the case of these Comparative Examples 1 to 4, the deformation organic precipitation of Nb did not occur effectively during finish rolling, so that the upper yield point was expressed, and the yield strengths all exceeded 120 MPa.
또한, 비교예 5는 C가 본 발명에서 규정하는 함량의 상한을 초과하여, 페라이트 결정립의 평균입경이 50㎛ 이하로서 항복강도가 120MPa을 초과하였다. 비교예 6은 고용강화 원소인 Si가 본 발명에서 규정하는 함량의 상한을 초과하여, 페라이트 결정립의 평균입경은 50~150㎛ 범위이나, 항복강도가 120MPa을 초과하였다. 비교예 7은 Nb를 과다하게 첨가한 경우로서, 조대한 석출물의 형성에 의해 충격인성이 열화되어 샤피충격천이온도가 -20℃를 상회하였다. 비교예 8은 본 발명의 제조조건을 모두 충족하지만, Ti의 함량이 본 발명에서 규정하는 상한을 초과하는 경우로서, 조대한 석출물의 생성으로 인해 샤피충격천이온도가 -20℃를 상회하였다. 비교예 9는 본 발명의 제조조건을 모두 충족하지만, Ti의 함량이 본 발명에서 규정하는 하한을 미달하는 경우로서, Ti의 함량이 부족하여 자유 N(Free N)을 질화물로 석출시키기 부족하여 항복점 현상이 발현되어, 항복강도가 120MPa을 초과하였다.In addition, in Comparative Example 5, C exceeded the upper limit of the content specified in the present invention, the average grain diameter of ferrite grains was 50 μm or less, and the yield strength exceeded 120 MPa. In Comparative Example 6, Si, which is a solid solution strengthening element, exceeded the upper limit of the content specified in the present invention, and the average grain diameter of ferrite grains was in the range of 50 to 150 μm, but the yield strength exceeded 120 MPa. In Comparative Example 7, when Nb was excessively added, the impact toughness was deteriorated due to the formation of coarse precipitates, and the Charpy impact transition temperature exceeded -20°C. Comparative Example 8 satisfies all of the manufacturing conditions of the present invention, but when the content of Ti exceeds the upper limit specified in the present invention, the Charpy impact transition temperature exceeded -20°C due to the formation of coarse precipitates. Comparative Example 9 satisfies all of the manufacturing conditions of the present invention, but the content of Ti is less than the lower limit specified in the present invention, the yield point due to insufficient Ti content to precipitate free N (Free N) as nitride The phenomenon was expressed, and the yield strength exceeded 120 MPa.
Claims (13)
미세조직으로서 페라이트 단일 조직을 가지고, 상기 페라이트의 결정립 평균입경은 65~150㎛ 범위이고, 항복강도가 80~120MPa인, 제진 댐퍼용 강재.
[관계식 1-1]
0.8 < Nb/Si
(상기 관계식 1-1 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)
In% by weight, C: 0.006% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.3% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.05%, N: 0.005% or less, Ti: 48 /14 × N (wt%) ~ 0.05%, Nb: 0.04 ~ 0.15%, the balance contains Fe and other inevitable impurities, and satisfies the following relational formula 1-1,
A steel material for a vibration damper having a single structure of ferrite as a microstructure, an average grain diameter of the ferrite in the range of 65 to 150 μm, and a yield strength of 80 to 120 MPa.
[Relationship 1-1]
0.8 <Nb/Si
(In the above relational formula 1-1, the Nb and Si refer to the content (% by weight) of each component.)
샤피 충격천이온도가 -20℃ 이하인, 제진 댐퍼용 강재.
The method of claim 1,
Steel material for vibration damper with a Sharpie impact transition temperature of -20℃ or less.
상기 강재는 하기 관계식 1-2를 만족하는 것인, 제진 댐퍼용 강재.
[관계식 1-2]
0.8 < Nb/Si < 150
(상기 관계식 1-2 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)
The method of claim 1,
The steel material satisfies the following relational expression 1-2, a steel material for vibration damper.
[Relationship 1-2]
0.8 <Nb/Si <150
(In the relational formula 1-2, the Nb and Si mean the content (% by weight) of each component.)
상기 강재는 하기 관계식 1-3을 만족하는 것인, 제진 댐퍼용 강재.
[관계식 1-3]
0.8 < (Ti+Nb)/Si
(상기 관계식 1-3 중, 상기 Ti, Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)
The method of claim 1,
The steel material satisfies the following relational expression 1-3, a steel material for vibration damper.
[Relationship 1-3]
0.8 <(Ti+Nb)/Si
(In the above relational formula 1-3, the Ti, Nb, and Si refer to the content (% by weight) of each component.)
가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 Ar3+110℃ 이하의 온도 범위에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는, 제진 댐퍼용 강재의 제조방법.
[관계식 1-1]
0.8 < Nb/Si
(상기 관계식 1-1 중, 상기 Nb 및 Si는 각 성분의 함량(중량%)을 의미한다.)
In% by weight, C: 0.006% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.3% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.05%, N: 0.005% or less, Ti: 48 /14 × N (wt%) ~ 0.05%, Nb: 0.04 ~ 0.15%, including the balance Fe and other inevitable impurities, heating the steel slab satisfying the following relational formula 1-1; And
A method for producing a steel material for vibration damper comprising the step of finishing rolling the heated steel slab in a temperature range of Ar3 or more and Ar3+110°C or less.
[Relationship 1-1]
0.8 <Nb/Si
(In the above relational formula 1-1, the Nb and Si refer to the content (% by weight) of each component.)
상기 마무리 압연은 Ar3 이상 Tnr 이하의 온도 범위에서 행하는 것인, 제진 댐퍼용 강재의 제조방법.
The method of claim 8,
The finish rolling is carried out in a temperature range of Ar3 or more and Tnr or less.
하기 관계식 1을 충족하는 것인, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.
[관계식 1]
50 ≤Tnr - Ar3
The method of claim 9,
The method of manufacturing a steel material for vibration damper that satisfies the following relational formula 1.
[Relationship 1]
50 ≤Tnr-Ar3
상기 마무리 압연의 종료 온도는 890℃ 이상 970℃ 이하인, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.
The method of claim 8,
The finishing temperature of the finish rolling is 890°C or more and 970°C or less.
상기 마무리 압연 후 냉각하는 단계를 더 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.
The method of claim 8,
The method of manufacturing a steel material for vibration damper further comprising the step of cooling after the finish rolling.
상기 냉각 후에 850℃ 이상 900℃ 미만의 온도 범위에서 10~30분간 유지하는 단계를 더 포함하는, 제진댐퍼용 강재의 제조방법.The method of claim 12,
After the cooling, the method of manufacturing a steel material for vibration damper further comprising the step of maintaining for 10 to 30 minutes at a temperature range of 850 ℃ or more and less than 900 ℃.
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|---|---|---|---|
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant |