KR102485117B1 - Ultra thick steel plate having excellent surface part nrl-dwt property and manufacturing method thereof - Google Patents

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Abstract

본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것에 관한 것으로, 자세하게는 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하인 극후물 구조용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다. The present invention relates to an ultra-thick structural steel having excellent surface NRL-DWT properties and a manufacturing method thereof, and specifically, in weight %, C: 0.05 to 0.09%, Si: 0.1 to 0.4%, Al: 0.01 to 0.05 %, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% or less (excluding 0%), including remaining Fe and other unavoidable impurities, , It relates to an ultra-thick structural steel material having 0.1 or less fine cracks with a length of 50 μm or more per area of 1 mm 2 in the area from the surface portion to 5 mm directly below the surface portion, and a manufacturing method thereof.

Description

표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법{ULTRA THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT SURFACE PART NRL-DWT PROPERTY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}Structural ultra-thick steel material with excellent surface NRL-DWT physical properties and its manufacturing method

본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an ultra-thick steel material having excellent surface NRL-DWT properties and a manufacturing method thereof.

최근 국내외 선박 등의 구조물 설계에 있어 극후물, 고강도 강재의 개발이 요구되고 있다.Recently, the development of ultra-thick and high-strength steel materials is required in the design of structures such as domestic and foreign ships.

구조물 설계 시 고강도강을 사용할 경우, 구조물의 형태의 경량화로 인한 경제적 이득과 함께 판 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성이 동시에 확보 될 수 있다. When high-strength steel is used in designing a structure, ease of processing and welding work can be secured at the same time because the thickness of the plate can be reduced along with economic benefits due to the weight reduction of the shape of the structure.

일반적으로 고강도강의 경우, 극후물재 제조 시 총 압하율의 저하에 따라 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 미세조직이 조대해지게 된다.In general, in the case of high-strength steel, the microstructure becomes coarse because sufficient deformation is not made throughout the structure according to the decrease in the total reduction ratio during the manufacture of ultra-thick materials.

또한 강도 확보를 위한 급속 냉각 시, 극후물재의 두꺼운 두께로 인해 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이가 발생하게 된다.In addition, during rapid cooling to secure strength, a difference in cooling rate between the surface part and the center part occurs due to the thick thickness of the ultra-thick material.

이로 인해 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 생성되어 극후물재는 인성 확보가 어려워진다. As a result, coarse low-temperature transformation phases such as bainite are generated on the surface, making it difficult to secure the toughness of ultra-thick materials.

특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우, 선박 등의 주요 구조물에 적용 시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있다.In particular, in the case of brittle crack propagation resistance, which indicates the stability of a structure, there are increasing cases where guarantees are required when applied to major structures such as ships.

극후물재의 경우, 상기 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이에서 기인한 인성의 저하로 인해 상기 취성균열전파 저항성을 보증하는데 큰 어려움을 겪고 있다.In the case of an ultra-thick material, it is difficult to guarantee the brittle crack propagation resistance due to the decrease in toughness caused by the difference in cooling rate between the surface portion and the center portion.

실제 많은 선급협회 및 철강사에서는 취성균열 전파저항성을 보증하기 위해 실제 취성균열전파 저항성을 정확히 평가할 수 있는 대형 인장시험을 실시하고 있다.In fact, many classification societies and steel companies are conducting large-scale tensile tests that can accurately evaluate actual brittle crack propagation resistance to guarantee brittle crack propagation resistance.

그런데 대형 인장시험의 경우, 시험을 실시하기 위해 대량의 비용이 발생하기 때문에 양산 적용 시 보증하기가 힘든 상황이다.However, in the case of a large-scale tensile test, it is difficult to guarantee when applied to mass production because a large amount of cost is incurred to conduct the test.

이러한 불합리점을 개선하기 위해 최근 대형 인장시험을 대체할 수 있는 소형대체 시험에 대한 연구가 꾸준히 진행되어 오고 있다.In order to improve these inconsistencies, research on small-scale alternative tests that can replace large-scale tensile tests has been steadily conducted.

상기 소형대체 시험들 가운데 가장 유력한 시험으로 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Naval Research Laboratory-Drop Weight Test) 시험이 많은 선급협회 및 철강사에서 채택되고 있는 상황이다.As the most influential test among the small-scale alternative tests, the surface part NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test) test of the ASTM E208-06 standard is being adopted by many classification societies and steel companies.

표면부 NRL-DWT 시험은 기존 연구를 기반으로 표면부의 미세조직을 제어할 경우 취성균열전파 시에 크랙의 전파속도를 늦춰 취성균열전파 저항성을 우수하게 한다는 연구결과를 바탕으로 채택되고 있다.The surface NRL-DWT test is adopted based on the research result that, based on previous research, controlling the microstructure of the surface part slows down the propagation speed of cracks during brittle crack propagation, thereby improving brittle crack propagation resistance.

그러나 상기 표면부 NRL-DWT 시험은 시편 표면에서 강재를 채취할 때 면취(chamfer)를 실시하지 않고 날판 그대로의 표면을 사용한다.However, the NRL-DWT test on the surface uses the surface of the blade as it is without chamfering when the steel is taken from the surface of the specimen.

만일 취성 균열을 쉽게 유발하는 표면부 크랙(crack)이 시편 내에 존재하는 경우, 상기 NRL-DWT 시험의 결과인 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 쉽게 나빠지는 결과를 얻게 된다.If a surface crack that easily causes brittle cracking is present in the specimen, the Nil-Ductility Transition Temperature (NDTT) value, which is the result of the NRL-DWT test, is easily deteriorated.

따라서 표면부 크랙을 억제할 수 있는 해결할 방안이 필요한 상황이다.Therefore, there is a need for a solution capable of suppressing surface cracking.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결할 수 있는 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.An object of the present invention is to provide an ultra-thick steel material with excellent surface NRL-DWT properties and a method for manufacturing the same, which can solve the problems of the prior art.

구체적으로 본 발명은 조성 측면에서 고가의 합금원소를 포함하지 않으면서도 합금성분 제어를 통해 극후물 강재의 표면부 미세 크랙을 억제하여 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.Specifically, the present invention is to provide an ultra-thick steel with excellent NRL-DWT properties and a method for manufacturing the same by suppressing micro-cracks on the surface of the ultra-thick steel by controlling alloy components without including expensive alloy elements in terms of composition. The purpose.

또한 본 발명은 압연 시 압연온도와 압하량 제어를 통해 표면부 미세 크랙을 억제함으로써 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.In addition, an object of the present invention is to provide an ultra-thick steel material having excellent surface NRL-DWT properties and a method for manufacturing the same by suppressing fine cracks on the surface through control of the rolling temperature and rolling reduction during rolling.

또한 본 발명은 보다 구체적으로 항복강도가 460MPa 이상이고 두께가 80㎜ 이상 100㎜ 이하이며, 표면크랙을 유발하는 Cu 첨가량을 최소화함으로써 판재 표면부터 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.In addition, the present invention more specifically has a yield strength of 460 MPa or more, a thickness of 80 mm or more and 100 mm or less, and a length per area of 1 mm in the region from the surface of the plate to 5 mm directly below by minimizing the amount of Cu added that causes surface cracks. Ultra-thick structural steel with excellent NRL-DWT physical properties with less than 0.1 fine cracks of 50㎛ or more and NRL-DWT (Nil-Ductility Transition Temperature) value of -70℃ or less according to the NRL-DWT test in accordance with ASTM E208 standard and its manufacturing method is intended to provide

본 발명의 목적들은 이상에서 언급한 목적으로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 본 발명의 다른 목적 및 장점들은 하기의 설명에 의해서 이해될 수 있고, 본 발명의 실시예에 의해 보다 분명하게 이해될 것이다. 또한, 본 발명의 목적 및 장점들은 특허 청구 범위에 나타낸 수단 및 그 조합에 의해 실현될 수 있음을 쉽게 알 수 있을 것이다.The objects of the present invention are not limited to the above-mentioned objects, and other objects and advantages of the present invention not mentioned above can be understood by the following description and will be more clearly understood by the examples of the present invention. It will also be readily apparent that the objects and advantages of the present invention may be realized by means of the instrumentalities and combinations indicated in the claims.

상기의 목적을 달성하기 위한 구체화된 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재는 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하인 미세조직을 가질 수 있다.In order to achieve the above object, the ultra-thick structural steel according to an embodiment of the present invention contains, by weight, C: 0.05-0.09%, Si: 0.1-0.4%, Al: 0.01-0.05%, Mn: 1.8 ~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% or less (excluding 0%), including the rest of Fe and other unavoidable impurities, and the surface part to the surface It may have a microstructure of 0.1 or less micro-cracks with a length of 50 μm or more per area of 1 mm2 in a region up to 5 mm directly below the part.

바람직하게는 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Drop Weight Test) 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하일 수 있다.Preferably, the NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) value of the NRL-DWT (Drop Weight Test) test of the surface of the ASTM E208-06 standard may be -70 ° C or less.

바람직하게는 판 두께는 80~100mm이고, 항복강도가 460MPa 이상일 수 있다.Preferably, the plate thickness is 80 to 100 mm, and the yield strength may be 460 MPa or more.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재의 제조 방법은 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 740℃ 이하에서 마무리 사상압연하는 단계를 포함하는 제조 방법일 수 있다.A method for manufacturing ultra-thick structural steel according to an embodiment of the present invention for achieving the above object may be a manufacturing method comprising the step of finishing finishing rolling at a temperature of 740 ° C or less at the t / 4 position from the slab surface. .

상기의 목적을 달성하기 위한 구체화된 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재의 제조 방법은 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 슬라브 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 740℃ 이하에서 마무리 사상압연하는 단계; 상기 사상압연된 강재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.In order to achieve the above object, the manufacturing method of an ultra-thick structural steel according to an embodiment of the present invention is weight %, C: 0.05 ~ 0.09%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Al: 0.01 ~ 0.05%, Mn: 1.8 ~ 2.0%, Ni: 0.3 ~ 0.7%, Nb: 0.015 ~ 0.040%, Ti: 0.005 ~ 0.02%, Cu: 0.05% or less (excluding 0%) The slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities reheating; After rough rolling the reheated slab, finishing finishing rolling at a temperature of 740 ° C or less at a position t / 4 from the surface of the slab; It may include; cooling the finished-rolled steel material.

바람직하게는 상기 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃일 수 있다.Preferably, the slab reheating temperature may be 1,000 ~ 1,120 ℃.

바람직하게는 상기 조압연 온도는 900~1,100℃일 수 있다.Preferably, the rough rolling temperature may be 900 ~ 1,100 ℃.

바람직하게는 상기 사상압연 시 누적 압하율은 50% 이상일 수 있다.Preferably, the cumulative reduction ratio during the finishing rolling may be 50% or more.

바람직하게는 상기 냉각하는 단계에서의 냉각 속도는 3℃/sec 이상일 수 있다.Preferably, the cooling rate in the cooling step may be 3°C/sec or more.

바람직하게는 상기 냉각하는 단계에서의 냉각 시작 온도는 720℃ 이하이고 냉각 종료 온도는 500℃ 이하일 수 있다.Preferably, the cooling start temperature in the cooling step may be 720°C or less and the cooling end temperature may be 500°C or less.

본 발명에 의하면 고가의 합금원소를 과도하게 포함하지 않으면서도 성분 및 미세조직 제어를 통해 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재를 구현할 수 있다.According to the present invention, it is possible to implement an ultra-thick steel material having excellent surface NRL-DWT physical properties through component and microstructure control without excessively including expensive alloy elements.

본 발명에 의하면 성분 및 조성범위, 사상압연 온도 및 누적압하량을 제어함으로써 표면부 및 t/4부 오스테나이트 조직에 변형량을 극대화하여, 표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하인 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재의 제조 방법을 구현할 수 있다.According to the present invention, by controlling the composition and composition range, finishing rolling temperature, and cumulative rolling reduction, the amount of deformation in the surface portion and t / 4 portion austenite structure is maximized, and in the area from the surface portion to 5 mm directly below the surface portion, 1 mm2 It is possible to implement a method for manufacturing an ultra-thick steel material having excellent surface NRL-DWT physical properties having a length of 50 μm or more per area and 0.1 or less fine cracks.

본 발명에 의하면 극후물 강재의 두께인 80㎜ 이상 100㎜ 이하의 두께를 가지면서도 항복강도가 460MPa 이상이고 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 구현할 수 있다.According to the present invention, while having a thickness of 80 mm or more and 100 mm or less, which is the thickness of an ultra-thick steel, the yield strength is 460 MPa or more and the NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) value by the NRL-DWT test conforming to the ASTM E208 standard is -70 It is possible to implement an ultra-thick structural steel with excellent NRL-DWT physical properties below °C and a method for manufacturing the same.

상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.In addition to the effects described above, specific effects of the present invention will be described together while explaining specific details for carrying out the present invention.

이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings so that those skilled in the art can easily carry out the present invention. This invention may be embodied in many different forms and is not limited to the embodiments set forth herein.

본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.In order to clearly describe the present invention, parts irrelevant to the description are omitted, and the same reference numerals are assigned to the same or similar components throughout the specification. In addition, some embodiments of the present invention are described in detail with reference to exemplary drawings. In adding reference numerals to components of each drawing, the same components may have the same numerals as much as possible even if they are displayed on different drawings. In addition, in describing the present invention, if it is determined that a detailed description of a related known configuration or function may obscure the gist of the present invention, the detailed description may be omitted.

본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.In describing the components of the present invention, terms such as first, second, A, B, (a), and (b) may be used. These terms are only used to distinguish the component from other components, and the nature, order, order, or number of the corresponding component is not limited by the term. When an element is described as being “connected,” “coupled to,” or “connected” to another element, that element is or may be directly connected to that other element, but there may be other elements between the elements. It will be understood that may be "interposed", or each component may be "connected", "coupled" or "connected" through other components.

본 발명에서는 구체적으로 항복강도가 460MPa 이상이고 두께가 80㎜ 이상 100㎜ 이하이며, 표면크랙을 유발하는 Cu 첨가량을 최소화함으로써 판재 표면부터 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟ 의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법을 발명하고자 한다. Specifically, in the present invention, the yield strength is 460 MPa or more, the thickness is 80 mm or more and 100 mm or less, and the length per 1 mm2 area is 50 μm in the area from the surface of the plate to 5 mm directly below by minimizing the amount of Cu added that causes surface cracks. Invented ultra-thick structural steel with excellent NRL-DWT physical properties and its manufacturing method with NRL-DWT (Nil-Ductility Transition Temperature) value of -70℃ or less by NRL-DWT test in accordance with ASTM E208 standard and less than 0.1 fine cracks want to do

상기 특성을 만족하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 구조용 강재는 상기 NRL-DWT 물성이 우수한 특성을 만족시키기 위해 구체적으로 다음의 합금 원소들을 포함할 수 있다.The ultra-thick structural steel according to an embodiment of the present invention for satisfying the above properties may specifically include the following alloy elements to satisfy the excellent properties of the NRL-DWT.

후술하는 각 성분의 함량 또는 조성범위는 별도로 언급하지 않는 한 모두 중량% 기준임을 미리 밝혀둔다.The contents or composition ranges of each component described below are all based on weight% unless otherwise noted.

탄소(C)는 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.Since carbon (C) is the most important element in securing basic strength in the ultra-thick structural steel of the present invention, it needs to be contained in the steel (or steel) within a controlled range.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 탄소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.05~0.09%의 범위에서 함유된다. In the steel according to one embodiment of the present invention, carbon is contained in the range of 0.05 to 0.09% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.05%보다 적게 첨가되면, 강의 강도의 하락을 초래하여 강도 목표를 달성하기 어려워지는 문제점을 가진다. If carbon is added in an amount of less than 0.05% in the steel of one embodiment of the present invention, it causes a decrease in strength of the steel, making it difficult to achieve the strength target.

반면 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.09%보다 많이 첨가되면, 과도한 탄소는 경화능을 향상시켜 대량의 도상 마르텐사이트(massive martensite)를 생성하고 저온 변태상의 생성을 촉진시켜 그 결과 강의 인성을 저하시키는 문제가 있다.On the other hand, if carbon is added in an amount greater than 0.09% in the steel of one embodiment of the present invention, excessive carbon improves the hardenability to generate a large amount of martensite and promotes the formation of a low-temperature transformation phase, resulting in the toughness of the steel. There is a problem with deterioration.

또한 탄소가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.09%보다 많이 첨가되면, 표면크랙이 쉽게 발생할 수 있는 아포정역(hypo-peritectic region) 구간으로 진입하게 하여 미세 크랙이 강재의 표면에 발생할 가능성이 높아지는 문제가 있다.In addition, when carbon is added in an amount of more than 0.09% in the steel of one embodiment of the present invention, it enters the hypo-peritectic region where surface cracks can easily occur, thereby increasing the possibility of micro-cracks occurring on the surface of the steel. there is

실리콘(Si)과 알루미늄(Al)은 제강 및 연주 공정 시에 용강 내의 용존 산소를 슬래그 형태로 석출시켜 탈산작업을 하는데 필수적인 합금원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.Silicon (Si) and aluminum (Al) are essential alloy elements for deoxidation by precipitating dissolved oxygen in molten steel in the form of slag during steelmaking and casting processes, so they need to be contained in steel (or steel materials) within a controlled range. .

특히 전로를 이용한 강재 제조 시, 본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 실리콘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.1~0.4%의 범위에서, 그리고 알루미늄은 0.01~0.05%의 범위에서 함유된다. In particular, when manufacturing steel using a converter, in the steel according to an embodiment of the present invention, silicon is contained in the range of 0.1 to 0.4% by weight (hereinafter referred to as %), and aluminum is contained in the range of 0.01 to 0.05%. .

만일 실리콘과 알루미늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 각각 0.1%와 0.01%보다 적게 첨가되면, 제강 및 연주 공정 동안 용존 산소의 석출량이 불충분하여 탈산 효과를 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다. If silicon and aluminum are added in less than 0.1% and 0.01%, respectively, in the steel of one embodiment of the present invention, there is a problem in that it is difficult to expect a deoxidation effect due to insufficient precipitation of dissolved oxygen during the steelmaking and casting process.

반면 실리콘과 알루미늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 각각 0.4%와 0.05%보다 많이 첨가되면, 과도한 실리콘과 알루미늄은 조대한 Si, Al 복합 산화물을 생성시키거나 미세조직 내에 도상 마르텐사이트를 조대하게 다량 생성시킬 수 있는 문제가 있다.On the other hand, if silicon and aluminum are added in an amount greater than 0.4% and 0.05%, respectively, in the steel of one embodiment of the present invention, excessive silicon and aluminum generate coarse Si, Al complex oxide or large amounts of coarse martensite in the microstructure. There are problems it can create.

망간(Mn)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.Manganese (Mn) is a useful element that improves strength by solid solution strengthening in the ultra-thick structural steel of the present invention and improves hardenability so that a low-temperature transformation phase is generated, so it needs to be contained in the steel (or steel) within a controlled range. .

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 망간은 중량%(이하 %라 한다)로 1.8~2.0%의 범위에서 함유된다. In the steel according to an embodiment of the present invention, manganese is contained in the range of 1.8 to 2.0% by weight% (hereinafter referred to as %).

만일 망간이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 1.8%보다 적게 첨가되면, 강의 460MPa 이상의 항복강도를 만족시키지 어려워지는 문제점을 가진다. If manganese is added less than 1.8% in the steel of one embodiment of the present invention, it has a problem that it is difficult to satisfy the yield strength of 460 MPa or more of the steel.

반면 망간이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 2.0%보다 많이 첨가되면, 과도한 망간은 경화능을 과도하게 증가시키고 이로 인해 상부 베이나이트(upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 충격인성 및 표면부 NRL-DWT 물성을 크게 저하시키는 문제가 있다.On the other hand, if manganese is added in an amount of more than 2.0% in the steel of one embodiment of the present invention, excessive manganese excessively increases hardenability and thereby promotes formation of upper bainite and martensite to improve impact toughness and surface NRL. -There is a problem of greatly deteriorating DWT properties.

니켈(Ni)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 저온에서 전위의 교차 슬립(cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.Nickel (Ni) is an important element in improving impact toughness and hardenability by facilitating cross slip of dislocations at low temperatures in the ultra-thick structural steel of the present invention and improving strength. (or steel).

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 니켈은 중량%(이하 %라 한다)로 0.3~0.7%의 범위에서 함유된다. In the steel according to an embodiment of the present invention, nickel is contained in the range of 0.3 to 0.7% by weight% (hereinafter referred to as %).

만일 니켈이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.3%보다 적게 첨가되면, 460MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 강에서의 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 어려워지는 문제점을 가진다. If nickel is added in less than 0.3% in the steel of one embodiment of the present invention, it has a problem that it becomes difficult to improve impact toughness and brittle crack propagation resistance in high-strength steel having a yield strength of 460 MPa or more.

반면 니켈이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.7%보다 많이 첨가되면, 과도한 니켈은 경화능을 과도하게 상승시켜 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키는 문제가 있고 제조원가를 지나치게 상승시키는 문제가 있다.On the other hand, if nickel is added in an amount of more than 0.7% in the steel of one embodiment of the present invention, excessive nickel increases the hardenability excessively, resulting in a low-temperature transformation phase, thereby reducing toughness and excessively increasing manufacturing cost.

니오븀(Nb)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시키며, 또한 고온으로 재가열 시에 고용된 Nb는 압연 시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.Niobium (Nb) is precipitated in the form of NbC or NbCN in the ultra-thick structural steel of the present invention to improve the strength of the base material, and Nb dissolved during reheating to a high temperature precipitates very finely in the form of NbC during rolling to form austenite Since it is an element that suppresses recrystallization of and refines the structure, it needs to be contained in steel (or steel materials) within a controlled range.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 니오븀은 중량%(이하 %라 한다)로 0.015~0.04%의 범위에서 함유된다. In the steel according to one embodiment of the present invention, niobium is contained in the range of 0.015 to 0.04% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.015%보다 적게 첨가되면, NbC 또는 NbCN 형태의 석출물의 석출량이 지나치게 적어 미세조직 미세화와 강도 강화를 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다. If niobium is added in an amount of less than 0.015% in the steel of one embodiment of the present invention, the amount of NbC or NbCN type precipitates is too small to have a problem in that it is difficult to expect microstructure refinement and strength enhancement.

반면 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 과도한 니오븀은 강재의 모서리에 취성 크랙을 야기할 가능성이 높아지고 과도한 석출물 생성으로 인한 인성 저하가 발생할 수 있는 문제가 있다.On the other hand, if niobium is added in an amount greater than 0.04% in the steel of one embodiment of the present invention, excessive niobium is likely to cause brittle cracks at the edges of the steel, and there is a problem in that toughness may deteriorate due to excessive precipitate formation.

티타늄(Ti)은 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 재가열 시 TiN으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온 인성을 크게 향상시키는 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.Titanium (Ti) is an element that greatly improves low-temperature toughness by precipitating as TiN in the ultra-thick structural steel of the present invention when reheating and suppressing the growth of crystal grains in the base material and heat-affected zone of welding. need to be contained.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 티타늄은 중량%(이하 %라 한다)로 0.005~0.02%의 범위에서 함유된다. In the steel according to one embodiment of the present invention, titanium is contained in the range of 0.005 to 0.02% by weight% (hereinafter referred to as %).

만일 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.005%보다 적게 첨가되면, TiN 형태의 석출물의 석출량이 지나치게 적어 모재 및 용접 열영향부의 결정립 미세화와 인성 향상을 기대하기 어려워지는 문제점을 가진다. If titanium is added in an amount of less than 0.005% in the steel according to an embodiment of the present invention, the amount of TiN-type precipitates is too small, making it difficult to expect crystal grain refinement and toughness improvement of the base metal and weld heat-affected zone.

반면 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.02%보다 많이 첨가되면, 과도한 티타늄은 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출(primary precipitation)에 의한 저온인성을 감소시키는 문제가 있다.On the other hand, if titanium is added in an amount greater than 0.02% in the steel of one embodiment of the present invention, excessive titanium has a problem of reducing low-temperature toughness due to clogging of the playing nozzle or primary precipitation.

구리(Cu)는 본 발명의 극후물 구조용 강재에서 경화능을 향상시켜고 고용강화를 일으켜 강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론(ε) Cu 석출물의 생성을 통해 항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로 제어되는 범위 내에서 강(또는 강재) 중에 함유될 필요가 있다.Copper (Cu) is a major element in improving the strength of the steel by improving the hardenability and causing solid solution strengthening in the ultra-thick structural steel of the present invention, and when tempering is applied, yield strength is increased through the generation of epsilon (ε) Cu precipitates. Since it is a major element in raising , it needs to be contained in steel (or steel materials) within a controlled range.

본 발명의 일 실시예에 따른 강 내에서 구리는 중량%(이하 %라 한다)로 0.05% 이하의 범위에서 함유된다. In the steel according to one embodiment of the present invention, copper is contained in a range of 0.05% or less by weight% (hereinafter referred to as %).

만일 구리가 본 발명의 일 실시예의 강 내에 0.05%보다 많이 첨가되면, 제강 공정에서 고온 취성을 유발시키거나 hot shortness에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있는 문제가 있다.If copper is added in an amount greater than 0.05% in the steel of one embodiment of the present invention, there is a problem in that it may cause high-temperature brittleness in the steelmaking process or cause cracks in the slab due to hot shortness.

이하에서는 상기와 같은 본 발명의 강재를 제조하는 방법을 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing the steel of the present invention as described above will be described.

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법은 슬라브 재가열 - 조압연 - 사상압연 - 냉각의 과정을 포함할 수 있으며, 각 과정별 상세한 조건은 아래와 같다.The method for manufacturing steel according to an embodiment of the present invention may include the steps of slab reheating - rough rolling - finishing rolling - cooling, and detailed conditions for each step are as follows.

이하의 제조방법에 관한 설명에 있어서 별다른 설명이 없다면, 열연강판(슬라브)의 온도는 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치에서의 온도를 의미한다. Unless otherwise specified in the description of the manufacturing method below, the temperature of the hot-rolled steel sheet (slab) means the temperature at the position of t/4 (t: thickness of the steel sheet) in the thickness direction from the surface of the hot-rolled steel sheet (slab) do.

또한 수냉 시, 냉각속도의 측정의 기준이 되는 위치도 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치이다.In addition, during water cooling, the reference position for measuring the cooling rate is t/4 (t: thickness of the steel sheet) from the surface of the hot-rolled steel sheet (slab) in the sheet thickness direction.

슬라브 재가열 단계: 1,000~1,120℃Slab reheating step: 1,000~1,120℃

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 슬라브 재가열 단계는 오스테나이트 결정립의 과도한 조대화 없이 주조 과정 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄화물 및/또는 탄질화물을 고용시키고 유동 응력(flow stress)를 낮추어 후속 열간 가공을 용이하게 하기 위한 공정이다.In the steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention, the slab reheating step employs carbides and/or carbonitrides of Ti and/or Nb formed during the casting process without excessive coarsening of austenite crystal grains, and flows stress (flow stress) ) is a process for facilitating subsequent hot working by lowering the

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 1,050~1,120℃ 이다.In the steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention, the slab reheating temperature may be 1,000 ~ 1,120 ℃, more preferably 1,050 ~ 1,120 ℃.

만일 슬라브 재가열 온도가 재가열 온도가 1,000℃ 미만일 경우, 주조 중에 형성된 Ti 및/도는 Nb 탄질화물이 충분히 고용되지 않을 우려가 있다. If the slab reheating temperature is less than 1,000° C., there is a concern that Ti and/or Nb carbonitrides formed during casting may not be sufficiently dissolved.

반면 재가열 온도가 1,120℃를 초과할 경우, 재가열 온도에서 미세조직을 형성하고 있는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있다.On the other hand, when the reheating temperature exceeds 1,120 ° C, there is a concern that austenite forming a microstructure at the reheating temperature may be coarsened.

조압연 단계: 900~1,100℃Rough rolling stage: 900~1,100℃

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 조압연 단계는 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트 결정립의 입도를 재결정을 통해 작게 하기 위한 공정이다.In the steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention, the rough rolling step is a process for reducing the grain size of coarse austenite crystal grains through recrystallization with destruction of casting structures such as dendrites formed during casting.

조압연 과정 중에 오스테나이트의 동적 재결정(dynamic recrystallization)이 일어나야 하므로 조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상이 바람직하다.Since dynamic recrystallization of austenite must occur during the rough rolling process, the rough rolling temperature is preferably equal to or higher than the temperature (Tnr) at which recrystallization of austenite stops.

구체적으로 본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 조압연 온도는 900~1,100℃ 이다.Specifically, in the manufacturing method of steel according to an embodiment of the present invention, the rough rolling temperature is 900 ~ 1,100 ℃.

만일 조압연 온도가 900℃보다 낮으면, 조압연 동안 동적 재결정이 발생하기 어려워 결정립 미세화가 어려워지는 문제가 있다.If the rough rolling temperature is lower than 900 ° C., there is a problem that dynamic recrystallization is difficult to occur during rough rolling, making crystal grain refinement difficult.

반면 조압연 온도가 1,100℃보다 높으면, 조압연 개시 전에 슬라브 내의 오스테나이트 결정립이 지나치게 성장하여 동적 재결정에 의해서도 결정립 미세화가 효과적이지 못하게 되는 문제가 있다.On the other hand, if the rough rolling temperature is higher than 1,100 ° C., there is a problem in that grain refinement is not effective even by dynamic recrystallization due to excessive growth of austenite crystal grains in the slab before the start of rough rolling.

한편 조압연을 통해 슬라브에 재결정을 일으켜 슬라브의 미세조직을 미세화하기 위해서는, 조압연 과정 동안 재결정을 일으키기에 충분한 변형량이 슬라브에 가해져야 한다.Meanwhile, in order to cause recrystallization in the slab through rough rolling to refine the microstructure of the slab, a sufficient amount of deformation to cause recrystallization must be applied to the slab during the rough rolling process.

본 발명의 일 실시예에 따르면, 조압연 공정에서의 누적 압하율은 40% 이상이 바람직하다.According to one embodiment of the present invention, the cumulative reduction ratio in the rough rolling process is preferably 40% or more.

사상압연 마무리 온도: 740℃ 이하Finishing rolling finish temperature: 740 ° C or less

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 사상압연 단계는 조압연된 강판의 오스테나이트 미세조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위한 공정이다.In the steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention, the finishing rolling step is a process for introducing a non-uniform microstructure into the austenite microstructure of the rough-rolled steel sheet.

이 때 사상압연 마무리 패스(pass)는 t/4 기준으로 페라이트 생성온도 740℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다.At this time, it is preferable to carry out the finishing rolling pass at a ferrite formation temperature of 740° C. or less based on t/4.

상기 사상압연 마무리 온도 범위는 폴리고날 페라이트 생성온도 주변에서 압연을 실시하여 사상압연 후 냉각 도중에 생성되는 상들의 입도를 미세하게 만들 수 있는 온도 범위로 설정되었다. The finishing temperature range of the finishing rolling was set to a temperature range in which the grain size of the phases formed during cooling after finishing rolling was made fine by performing rolling around the polygonal ferrite formation temperature.

만일 t/4 기준으로 740℃보다 높은 온도에서 사상압연 마무리 패스가 진행될 경우, 미세조직이 조대화됨에 따라 강도 및 인성이 저하되는 문제가 있다.If the finish rolling finish pass is performed at a temperature higher than 740 ° C. on the basis of t / 4, there is a problem in that strength and toughness deteriorate as the microstructure becomes coarse.

본 발명의 일 실시예에 따르면, 사상압연 공정에서의 누적 압하율은 미세한 조직을 최대한 형성하기 위해 적어도 50% 이상이 바람직하다.According to one embodiment of the present invention, the cumulative reduction ratio in the finishing rolling process is preferably at least 50% or more in order to form a fine structure as much as possible.

압연 후 냉각단계: 720℃ 이하에서 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각 후 500℃ 이하에서 냉각 종료Cooling step after rolling: cooling at 720℃ or less at a cooling rate of 3℃/s or more, and then cooling at 500℃ or less

본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 제조방법에 있어서 사상 압연된 강판은 720℃ 이하의 온도에서부터 500℃ 이하의 온도까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각되는 것이 바람직하다.In the steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention, the finish-rolled steel sheet is preferably cooled from a temperature of 720 ° C or less to a temperature of 500 ° C or less at a cooling rate of 3 ° C / s or more.

만일 냉각 시작 온도가 720℃를 초과하여서 수행되는 경우, 표면부에 연질상(soft phase)인 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)의 생성이 촉진되지 않아서 NDTT 온도가 -70℃ 이상이 될 수 있는 문제가 있다.If the cooling start temperature is performed in excess of 720 ° C, the formation of polygonal ferrite, which is a soft phase on the surface, is not promoted, so that the NDTT temperature can reach -70 ° C or higher. there is.

만일 냉각속도가 3℃/s보다 낮거나 또는 냉각종료 온도가 500℃를 초과하여서 수행되는 경우, 냉각 과정 중의 상변태에 의해 강판에 형성되는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 최종 항복강도가 460MPa 이하로 될 가능성이 있다.If the cooling rate is lower than 3°C/s or the cooling end temperature exceeds 500°C, the microstructure formed on the steel sheet is not properly formed due to the phase transformation during the cooling process, resulting in a final yield strength of 460 MPa or less. It is likely to become

상기의 본 발명의 일 실시예에 따른 본 발명의 강재 제조 방법을 종합하면 다음과 같다.A summary of the steel manufacturing method of the present invention according to an embodiment of the present invention described above is as follows.

중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,000~1,120℃의 온도로 재가열한 후 900~1,100℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 압연된 Bar를 공냉하는 단계 및 공냉 종료 후 사상압연을 실시한 후 1/4t 기준으로 740℃ 이하에서 마무리 압연하는 단계; 전체 압연이 마무리된 이후 3℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계;를 거쳐 본 발명의 일 실시예에 따른 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 구조용 극후물 강재가 제조될 수 있다.In % by weight, C: 0.05-0.09%, Si: 0.1-0.4%, Al: 0.01-0.05%, Mn: 1.8-2.0%, Ni: 0.3-0.7%, Nb: 0.015-0.040%, Ti: 0.005-0.005% 0.02%, Cu: 0.05% or less (excluding 0%) Reheating the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities to a temperature of 1,000 ~ 1,120 ℃ and then rough rolling at a temperature of 900 ~ 1,100 ℃; Step of air-cooling the rolled bar and finishing rolling at 740° C. or less on a 1/4t basis after finishing the air-cooling; After the entire rolling is finished, cooling to a temperature of 500 ° C or less at a cooling rate of 3 ° C / s or more; through which an ultra-thick structural steel material having excellent surface NRL-DWT physical properties according to an embodiment of the present invention can be manufactured. there is.

이 때, 발명의 일 실시예에 따른 상기 극후물 강재는 표면 크랙을 유발하는 Cu 첨가량이 최소화됨으로써 판재 표면에서 표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙을 0.1개 이하로 가질 수 있다.At this time, the ultra-thick steel material according to an embodiment of the present invention minimizes the amount of Cu that causes surface cracks, thereby minimizing fine cracks with a length of 50 μm or more per area of 1 mm2 in the region from the surface of the plate to 5 mm directly below the surface. You can have less than 0.1.

따라서 발명의 일 실시예에 따른 상기 극후물 강재의 상기와 같은 미세조직과 두께는 상기 강재의 성분 및 조성범위와 함께 상기 제조 방법의 기술적 특징들의 제어된 결합에 의해서만 구현될 수 있다. Therefore, the microstructure and thickness of the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention can be achieved only by a controlled combination of the technical features of the manufacturing method together with the components and composition ranges of the steel.

이를 통해 본 발명에서는 항복강도가 460MPa 이상이고 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 구조용 강재를 강재를 확보할 수 있다.Through this, in the present invention, the yield strength is 460MPa or more and the NRL-DWT (Nil-Ductility Transition Temperature) value by the NRL-DWT test according to the ASTM E208 standard is -70 ℃ or less. can do.

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 점에 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 should be noted that the following examples are only for explaining the present invention through examples and are not intended to limit the scope of the present invention. This is because the scope of the present invention is determined by the matters described in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.

[실시예][Example]

본 발명에서 대상으로 하고 있는 제조방법으로 표 1에 기재된 조성을 가지고 있는 강 슬라브를 선택하여 재가열, 압연 및 냉각을 실시하였다. As the manufacturing method targeted in the present invention, a steel slab having the composition shown in Table 1 was selected and reheated, rolled, and cooled.

구체적으로 하기 표 1의 조성을 갖는 두께 400mm 강 슬라브를 1,050~1,070℃의 온도로 재가열한 후, 1030℃ 이하의 온도에서 조압연을 시작 뒤 연속으로 조압연을 실시한 후, 930℃ 이상에서 조압연을 완료하여 바를 제조하였다. Specifically, after reheating a steel slab with a thickness of 400 mm having the composition shown in Table 1 below to a temperature of 1,050 to 1,070 ° C, starting rough rolling at a temperature of 1030 ° C or lower, and then performing rough rolling continuously, then rough rolling at 930 ° C or higher completed to produce a bar.

상기 조압연 후, 표 2에 명시된 누적압하율로 사상압연을 실시하여 표 2의 두께를 갖는 강판을 얻은 다음, 3.4~5.3℃/sec의 냉각속도로 480~390℃ 범위의 온도까지 냉각하였다.After the rough rolling, finishing rolling was performed at the cumulative reduction ratio specified in Table 2 to obtain a steel sheet having a thickness of Table 2, and then cooled to a temperature in the range of 480 to 390 ° C. at a cooling rate of 3.4 to 5.3 ° C. / sec.

[표 1][Table 1]

Figure 112020089271205-pat00001
Figure 112020089271205-pat00001

표 1에 개시된 강재에 대해 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법에 의해 제조된 강재와 본 발명의 일 실시예에 따른 제조방법을 벗어난 조건을 적용하여 제조된 강재의 인장 특성을 평가한 결과와 제조된 강판의 표면부 크랙 분석 결과 및 항복강도는 표 2에 정리되었다.The results of evaluating the tensile properties of the steel material disclosed in Table 1 by applying the manufacturing method according to an embodiment of the present invention and the steel material manufactured by applying conditions outside the manufacturing method according to an embodiment of the present invention and Table 2 summarizes the surface crack analysis results and yield strength of the manufactured steel sheet.

크랙은 강판 표면 직하 5㎜의 영역에서 1㎜*1㎜ 크기의 면적으로 20개 이상의 서로 다른 위치를 관찰한 뒤 50㎛ 이상의 크랙 개수를 측정한 평균값으로부터 도출되었다.The cracks were derived from the average value obtained by measuring the number of cracks of 50 μm or more after observing more than 20 different locations in an area of 1 mm * 1 mm in an area of 5 mm directly below the surface of the steel plate.

또한 제조된 강판에 대해 ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT(Nil-Ductility Transition Temperature)를 측정하였으며, 그 결과는 표 2에 정리되었다. In addition, NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) was measured for the manufactured steel sheet by the NRL-DWT test conforming to the ASTM E208 standard, and the results are summarized in Table 2.

[표 2][Table 2]

Figure 112020089271205-pat00002
Figure 112020089271205-pat00002

비교예 1의 경우, 비록 성분 및 조성범위는 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재의 조건을 만족하더라도, 본 발명의 일 실시예에서 제시하는 사상압연 마무리온도 이상에서 제조됨에 따라 공냉 중에 표면부에 충분한 페라이트가 생성되지 아니하여 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.In the case of Comparative Example 1, even though the components and composition range satisfy the conditions of the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention, the surface during air cooling as it is manufactured at a finish rolling finish temperature or higher suggested in an embodiment of the present invention. Sufficient ferrite was not produced in the portion, so the NDTT was measured to be -70°C or higher.

비교예 2 및 3의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Cu 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다.In the case of Comparative Examples 2 and 3, an amount higher than the upper limit of the Cu composition range presented in the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention was added.

이에 따라 높은 Cu 함량으로 인해 비교예 2 및 3은 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 Hot shortness 발생 가능성이 높아져서 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.Accordingly, due to the high Cu content, in Comparative Examples 2 and 3, a wide area of high-temperature brittleness occurred and the possibility of hot shortness increased, resulting in a large amount of fine cracks directly below the surface of the slab during the slab manufacturing process.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 2 및 3은 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었으며 이로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다. As the generated fine cracks were elongated during rolling, in Comparative Examples 2 and 3, cracks of 50 μm or more were generated at 0.1 / mm or more on the portion immediately below the surface of the steel material, whereby the NDTT was measured to be -70 ° C. or more.

비교예 4 의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 C 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다. In the case of Comparative Example 4, an amount higher than the upper limit of the C composition range presented in the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention was added.

이에 따라 높은 C 함량으로 인해 비교예 4도 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.Accordingly, due to the high C content, Comparative Example 4 also generated a wide area of high-temperature brittleness, and a large amount of fine cracks occurred directly under the slab surface during the slab manufacturing process.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 4도 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었으며 이로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.As the generated fine cracks were elongated during rolling, Comparative Example 4 also produced cracks of 50 μm or more at a rate of 0.1 / mm or more on the portion immediately below the surface of the steel material, whereby the NDTT was measured to be -70 ° C. or more.

비교예 5 의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Mn 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다.In the case of Comparative Example 5, an amount higher than the upper limit of the Mn composition range presented in the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention was added.

이에 따라, 높은 Mn 함량으로 인해 비교예 5는 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.Accordingly, due to the high Mn content, in Comparative Example 5, a wide area of high-temperature brittleness was generated, and a large amount of fine cracks occurred directly under the slab surface during the slab manufacturing process.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 5는 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었으며 이로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.As the generated fine cracks were elongated during rolling, in Comparative Example 5, cracks of 50 μm or more were generated at 0.1 / mm or more on the portion immediately below the surface of the steel material, whereby the NDTT was measured to be -70 ° C. or more.

비교예 6의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 C와 Mn 조성범위의 하한보다 낮은 양이 첨가되었다.In the case of Comparative Example 6, an amount lower than the lower limit of the C and Mn composition range presented in the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention was added.

이에 따라 낮은 경화능으로 인해 비교예 6은 본 발명에서 제시하는 항복강도 460MPa 를 만족하지 못하는 것으로 측정되었다. Accordingly, due to low hardenability, Comparative Example 6 was measured to not satisfy the yield strength of 460 MPa presented in the present invention.

비교예 7의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Ni 조성범위의 하한보다 낮은 양이 첨가되었다.In the case of Comparative Example 7, an amount lower than the lower limit of the Ni composition range presented in the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention was added.

이에 따라 낮은 Ni 함유량에 따른 인성 저하로 인해 비교예 7은 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다. Accordingly, the NDTT of Comparative Example 7 was measured to be -70 ° C or higher due to the decrease in toughness due to the low Ni content.

비교예 8의 경우 본 발명의 일 실시예에 따른 극후물 강재에서 제시하는 Ti 및 Nb 조성범위의 상한보다 높은 양이 첨가되었다.In the case of Comparative Example 8, an amount higher than the upper limit of the Ti and Nb composition ranges presented in the ultra-thick steel according to an embodiment of the present invention was added.

이에 따라 높은 Ti 및 Nb 함량으로 인해 비교예 8은 넓은 영역의 고온 취성 영역이 생기고 슬라브 제조 공정 중에 슬라브 표면 직하에 미세 크랙이 다량 발생하였다.Accordingly, due to the high Ti and Nb contents, Comparative Example 8 had a wide area of high-temperature brittleness, and a large amount of fine cracks occurred directly under the slab surface during the slab manufacturing process.

상기 발생된 미세 크랙이 압연 중에 길게 연신됨에 따라 비교예 8은 50㎛ 이상의 크랙이 0.1개/㎟ 이상으로 강재의 표면 직하 부분에 생성되었다.As the generated microcracks were elongated during rolling, in Comparative Example 8, cracks of 50 μm or more were generated at 0.1/mm 2 or more directly below the surface of the steel material.

또한 비교예 8은 과도한 석출물로 인한 강도 상승에 따라 고강도의 조직이 표면부에 다량 생성됨으로 인해 NDTT가 -70℃ 이상인 것으로 측정되었다.In Comparative Example 8, NDTT was measured to be -70 ° C or higher due to the formation of a large amount of high-strength tissue on the surface due to the increase in strength due to excessive precipitates.

이에 반하여 위 결과에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 성분 범위를 만족하고 740℃ 이하의 온도에서 마무리 압연되어 제조된 발명예 1~4의 경우, 표면부~표면부 직하 5mm까지의 영역에서 1㎟당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이고 항복강도가 460MPa 이상이며, ASTM E208 규격을 따르는 NRL-DWT 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 것으로 측정되었다.On the other hand, as can be seen from the above results, in the case of Inventive Examples 1 to 4 manufactured by finish rolling at a temperature of 740 ° C. or lower and satisfying the component range presented in the present invention, 1 in the area from the surface part to 5 mm directly below the surface part It was measured that the number of fine cracks with a length of 50 μm or more per mm is less than 0.1, the yield strength is 460 MPa or more, and the NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) value by the NRL-DWT test according to ASTM E208 is -70 ° C or less.

이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 실시예를 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.As described above, the present invention has been described with reference to the exemplified embodiments, but the present invention is not limited by the embodiments and drawings disclosed herein, and within the scope of the technical idea of the present invention, by a person skilled in the art It is obvious that various modifications can be made. In addition, although the operational effects according to the configuration of the present invention have not been explicitly described and described while describing the embodiments of the present invention, it is natural that the effects predictable by the corresponding configuration should also be recognized.

Claims (9)

중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
표면부~표면부 직하 5㎜까지의 영역에서 1㎟의 면적 당 길이가 50㎛ 이상인 미세 크랙이 0.1개 이하이며,
ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT(Drop Weight Test) 시험에 의한 NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) 값이 -70℃ 이하인 극후물 고강도 강재.
In % by weight, C: 0.05-0.09%, Si: 0.1-0.4%, Al: 0.01-0.05%, Mn: 1.8-2.0%, Ni: 0.3-0.7%, Nb: 0.015-0.040%, Ti: 0.005-0.005% 0.02%, Cu: 0.05% or less (excluding 0%), including the remaining Fe and other unavoidable impurities,
In the area from the surface part to 5 mm directly below the surface part, there are 0.1 or less fine cracks with a length of 50 μm or more per 1 mm2 area,
Ultra-thick high-strength steel with NDTT (Nil-Ductility Transition Temperature) value of -70℃ or less according to the NRL-DWT (Drop Weight Test) test of the surface of the ASTM E208-06 standard.
 삭제delete 제1항에 있어서,
판 두께는 80~100㎜이고, 항복강도가 460MPa 이상인 극후물 고강도 강재.
According to claim 1,
An ultra-thick high-strength steel with a plate thickness of 80 to 100 mm and a yield strength of 460 MPa or more.
 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Si: 0.1~0.4%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.8~2.0%, Ni: 0.3~0.7%, Nb: 0.015~0.040%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.05% 이하(0%는 제외) 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, 표면으로부터 t/4 위치에서의 온도 740℃ 이하에서 마무리 사상압연하는 단계;
상기 사상압연된 강재를 냉각하는 단계;
를 포함하는 극후물 고강도 강재의 제조방법.
In % by weight, C: 0.05-0.09%, Si: 0.1-0.4%, Al: 0.01-0.05%, Mn: 1.8-2.0%, Ni: 0.3-0.7%, Nb: 0.015-0.040%, Ti: 0.005-0.005% 0.02%, Cu: 0.05% or less (excluding 0%) Reheating the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities;
After rough rolling the reheated slab, finishing finishing rolling at a temperature of 740 ° C. or less at the position t / 4 from the surface;
Cooling the finished-rolled steel;
Method for producing an ultra-thick high-strength steel comprising a.
 제4항에 있어서,
상기 슬라브 재가열 온도는 1,000~1,120℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
According to claim 4,
The slab reheating temperature is 1,000 ~ 1,120 ℃ manufacturing method of ultra-thick high-strength steel.
 제4항에 있어서,
상기 조압연 온도는 900~1,100℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
According to claim 4,
The rough rolling temperature is 900 ~ 1,100 ℃ manufacturing method of ultra-thick high-strength steel.
 제4항에 있어서,
상기 사상압연 단계에서의 누적 압하율은 50% 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
According to claim 4,
The cumulative reduction ratio in the finishing rolling step is a method of manufacturing an extremely thick high-strength steel material of 50% or more.
 제4항에 있어서,
상기 냉각하는 단계에서의 냉각 속도는 3℃/sec 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
According to claim 4,
The cooling rate in the cooling step is a method of manufacturing an extremely thick high-strength steel material of 3 ° C. / sec or more.
 제8항에 있어서,
상기 냉각하는 단계에서의 냉각 시작 온도는 720℃ 이하이고 냉각 종료 온도는 500℃ 이하인 극후물 고강도 강재의 제조방법.According to claim 8,
The cooling start temperature in the cooling step is 720 ° C. or less and the cooling end temperature is 500 ° C. or less.
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008169468A (en) 2006-12-14 2008-07-24 Nippon Steel Corp High-strength thick steel plate having excellent brittle crack propagation-stopping performance

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5522084B2 (en) * 2011-02-24 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 Thick steel plate manufacturing method
KR101412427B1 (en) * 2012-06-28 2014-06-27 현대제철 주식회사 High strength steel plate and method for manufacturing the steel plate
KR20140098900A (en) * 2013-01-31 2014-08-11 현대제철 주식회사 High strength thick steel plate and method for manufacturing the same
KR101542532B1 (en) * 2013-11-08 2015-08-06 주식회사 포스코 Steel product and method for manufacturing the same
PL2924140T3 (en) * 2014-03-25 2018-04-30 Thyssenkrupp Ag Method for manufacturing a high strength flat steel product
KR20160121712A (en) * 2015-04-10 2016-10-20 동국제강주식회사 Steel plate manufacturing method for ultra high input welding and steel plate for ultra high input welding thereof
KR101917456B1 (en) * 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 Extremely thick steel having excellent surface part naval research laboratory-drop weight test property
KR101917455B1 (en) * 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 Extremely thick steel having excellent surface part naval research laboratory-drop weight test property

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008169468A (en) 2006-12-14 2008-07-24 Nippon Steel Corp High-strength thick steel plate having excellent brittle crack propagation-stopping performance

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