KR102560057B1 - High yield ratio and high strength steel sheet having excellent bendability and the method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.The present invention relates to a high-strength steel sheet and a manufacturing method thereof, and more particularly, to provide a high-yield ratio high-strength steel sheet excellent in bending workability and a manufacturing method thereof.
Description
본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a high-strength steel sheet and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a high-yield-ratio high-strength steel sheet excellent in bending workability and a manufacturing method thereof.
종래의 붐 암(Boom arm)용 고강도 열연강판은 성형성을 향상시키기 위해 페라이트-베이나이트 또는 페라이트-마르텐사이트의 2상 복합조직 강으로 제조하거나, 페라이트 또는 베이나이트를 기지조직으로 하는 고강도 고버링성 강을 제조하는 기술이 제안되었다. 또한, 높은 냉각속도를 적용하여 상온까지 냉각하여 마르텐사이트를 기지조직으로 하는 고강도 강을 제조하는 기술이 제안되었다.In order to improve formability, conventional high-strength hot-rolled steel sheets for boom arms are made of ferrite-bainite or ferrite-martensite dual-phase composite structure steel, or high-strength high-burring steel having ferrite or bainite as a base structure. Techniques have been proposed. In addition, a technique for manufacturing high-strength steel having martensite as a base structure by cooling to room temperature by applying a high cooling rate has been proposed.
예를 들어, 특허문헌 1은 Ti 및 Mo를 포함한 석출물을 분산 석출시킴으로써, 950MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있음을 개시하였으나, 고가의 합금성분을 첨가함으로써 제조원가가 증가할 뿐만 아니라, 후물 열연강판에 요구되는 내충격 특성을 확보하지 못하는 문제점이 있다.For example, Patent Document 1 discloses that a tensile strength of 950 MPa or more can be secured by dispersing and precipitating precipitates including Ti and Mo, but addition of expensive alloy components not only increases manufacturing cost, but also has a problem of not securing the impact resistance properties required for thick hot-rolled steel sheets.
특허문헌 2는 페라이트와 마르텐사이트의 이상조직(Dual Phase, DP)강을 이용하여 고강도 열연강판을 제조하는 기술을 개시하고 있다. 그러나, 단계적 냉각(step-cooling) 기술을 이용하는 경우, 후물인 열연강재에 적용하기 어려우며, 이 또한 고가의 합금성분을 첨가함에 따라 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 또한, 복합조직강의 특성상 항복비가 낮으므로 원하는 항복강도를 만족시키기 위해서는 지나치게 높은 인장강도와 다량의 합금원소가 요구된다.Patent Document 2 discloses a technique for manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet using a dual phase (DP) steel of ferrite and martensite. However, when using a step-cooling technology, it is difficult to apply to hot-rolled steel, which is also a thick product, and there is also a problem in that manufacturing cost increases as expensive alloy components are added. In addition, since the yield ratio is low due to the nature of the composite structure steel, excessively high tensile strength and a large amount of alloying elements are required to satisfy the desired yield strength.
특허문헌 3에서는 열간압연을 종료한 후, 냉각속도를 150~350℃/s로 제어하는 기술을 개시하고 있다. 그러나, 과도하게 빠른 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트를 제조하는 경우, 항복비가 낮아져 높은 항복강도를 확보하기 어렵고, 항복강도 기준을 충족하기 위하여 높은 인장강도가 요구되어, 결과적으로 충격특성과 굽힘 가공성이 열위하게 된다.Patent Document 3 discloses a technique of controlling the cooling rate to 150 to 350° C./s after completion of hot rolling. However, when martensite is produced by cooling at an excessively fast cooling rate, it is difficult to secure high yield strength due to a low yield ratio, and high tensile strength is required to meet the yield strength standard, resulting in poor impact properties and bending workability.
또한, 특허문헌 4는 권취온도를 300~550℃로 제어하는 기술을 개시하고 있다. 이와 같이, 300℃ 이상의 온도에서 권취하는 경우, 베이나이트의 형성으로 미세조직이 형상비가 낮은 등축정에 가까워져 굽힘 가공성에는 유리하나 내충격특성이 저하되며, 정확한 권취온도를 제어하기 어렵다. 제어를 용이하게 하기 위하여 권취온도를 높일 경우, 강도를 확보하기 위한 많은 양의 합금원소 첨가가 요구되어 제조원가가 증가하는 문제가 있다.In addition, Patent Document 4 discloses a technique of controlling the winding temperature to 300 to 550°C. As such, when winding at a temperature of 300 ° C. or higher, the microstructure approaches an equiaxed crystal with a low aspect ratio due to the formation of bainite, which is advantageous in bending workability, but the impact resistance is lowered, and it is difficult to accurately control the winding temperature. When the coiling temperature is increased to facilitate control, there is a problem in that manufacturing cost increases because a large amount of alloying elements are required to secure strength.
본 발명의 일 측면에 따르면 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.According to one aspect of the present invention, it is intended to provide a high-yield ratio high-strength steel sheet excellent in bending workability and a manufacturing method thereof.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.The object of the present invention is not limited to the above. A person skilled in the art will have no difficulty understanding the further subject matter of the present invention from the general content of this specification.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.05∼0.15%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005∼0.5%, P: 0.001∼0.01%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.001~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,One aspect of the present invention, in weight%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.8 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.005 to 1.2%, Mo: 0.005 to 0.5%, P: 0.001 to 0.01%, S: 0.001 to 0.01%, N: 0.001 to 0.01%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.05%, B: 0.001 to 0.003%, the balance including Fe and unavoidable impurities,
하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1.0~5.0이고,The T value defined in the following relational expression 1 is 1.0 to 5.0,
미세조직은 면적%로, 30% 이상 50%미만의 베이나이트, 50% 이상 70%미만의 템퍼드 마르텐사이트 및 15% 미만의 기타 잔부조직을 포함하며,The microstructure includes 30% or more and less than 50% of bainite, 50% or more and less than 70% of tempered martensite and less than 15% of other residual structures, by area%,
상기 템퍼드 마르텐사이트 래쓰 내의 엡실론 카바이드 평균 크기가 0.3㎛ 이하이고,The average size of epsilon carbide in the tempered martensite lath is 0.3 μm or less,
굽힘 성형성 R/t가 2.5 이하인 강판을 제공할 수 있다.A steel sheet having a bending formability R/t of 2.5 or less can be provided.
[관계식 1][Relationship 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(여기서, [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Mn], [Cr] and [Mo] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
상기 기타 잔부조직으로는 템퍼드 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 마르텐사이트를 포함할 수 있다.The other remaining structures may include tempered bainite, retained austenite, ferrite, and martensite.
상기 기타 잔부조직 중 페라이트는 5% 미만일 수 있다.Among the other remaining structures, ferrite may be less than 5%.
상기 강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, 인장강도가 980MPa 이상이며, 항복비가 0.90 이상이고, 가공취성 온도가 -30℃ 이하일 수 있다.The steel sheet may have a yield strength of 900 MPa or more, a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio of 0.90 or more, and a work brittleness temperature of -30 °C or less.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.05∼0.15%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005∼0.5%, P: 0.001∼0.01%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.001~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1.0~5.0인 강 슬라브를 1150~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;Another aspect of the present invention, in weight percent, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.8 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.005 to 1.2%, Mo: 0.005 to 0.5%, P: 0.001 to 0.01%, S: 0.001 to 0.01% , N: 0.001 to 0.01%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.05%, B: 0.001 to 0.003%, the balance including Fe and unavoidable impurities, Reheating a steel slab having a T value of 1.0 to 5.0 defined in relational expression 1 below in a temperature range of 1150 to 1350 ° C;
상기 재가열된 강 슬라브를 하기 관계식 2에서 정의되는 Tn-50~Tn 범위의 마무리 압연온도로 열간압연하는 단계;Hot rolling the reheated steel slab at a finish rolling temperature in the range of Tn-50 to Tn defined by the following relational expression 2;
상기 열간압연된 강판을 450~550℃의 온도범위까지 하기 관계식 3에서 정의되는 CCRmin~CCRmax의 냉각속도(CR1)로 1차 냉각하는 단계; 및 Primary cooling of the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 450 to 550 ° C. at a cooling rate (CR1) of CCRmin to CCRmax defined in the following relational expression 3; and
상기 1차 냉각된 강판을 하기 관계식 4에서 정의되는 R이 60~70을 만족하는 권취온도까지 상기 관계식 3에서 정의되는 CCRmin~CCRmax-15의 냉각속도(CR2)로 2차 냉각 후 권취하는 단계를 포함하는 강판의 제조방법을 제공할 수 있다.It is possible to provide a method for manufacturing a steel sheet comprising the step of winding the primary cooled steel sheet after secondary cooling at a cooling rate (CR2) of CCRmin to CCRmax-15 defined in the relational expression 3 to a coiling temperature at which R satisfies 60 to 70 defined in the following relational expression 4.
[관계식 1][Relationship 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(여기서, [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Mn], [Cr] and [Mo] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
[관계식 2][Relationship 2]
Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] 및[B]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloying element.)
[관계식 3][Relationship 3]
Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])
Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] 및 [B]은 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
[관계식 4][Relationship 4]
R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))
M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]
(여기서, CT는 권취온도(℃)이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] 및 [B]는 해당 합금원소의 중량%이다.) (Where CT is the winding temperature (℃), and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
상기 권취 후, 코일을 상온까지 0.001~10℃/s로 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.After the winding, a step of cooling the coil to room temperature at 0.001 to 10 °C/s may be further included.
본 발명의 일 측면에 따르면 굽힘 가공성이 우수하고, 저온역에서 굽힘 가공취성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, it is possible to provide a high-yield ratio high-strength steel sheet with excellent bending workability and excellent bending brittleness in a low temperature region and a manufacturing method thereof.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. These embodiments are provided to explain the present invention in more detail to those skilled in the art.
본 발명자는 상술한 종래 문제점을 해결하기 위하여 다양한 성분 및 미세조직을 가지는 강들에 대하여 성분 및 미세조직의 특성에 따른 강도와 굽힘 가공성 및 저온역에서의 굽힘 가공취성의 변화를 조사하였다. In order to solve the above-mentioned conventional problems, the present inventors investigated changes in strength, bending workability, and bending brittleness in a low temperature range according to the characteristics of the components and microstructures for steels having various components and microstructures.
그 결과로부터 본 발명자는 합금성분의 성분 함량을 최적화하는 관계식 1을 도출하였으며, 이와 함께 제조공정 조건을 최적화하는 관계식 2 내지 4를 도출하여 미세조직을 최적화함으로써, 우수한 굽힘 가공성과 고항복비 및 고강도를 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.From the results, the inventors derived Relational Equation 1 for optimizing the component content of the alloy components, and also derived Relational Equations 2 to 4 for optimizing the manufacturing process conditions to optimize the microstructure, thereby providing excellent bending workability. It was confirmed that high yield ratio and high strength could be secured, and the present invention was completed.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the steel composition of the present invention will be described in detail.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.In the present invention, unless otherwise specified, % indicating the content of each element is based on weight.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, C: 0.05∼0.15%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005∼0.5%, P: 0.001∼0.01%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.001~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.Steel according to one aspect of the present invention, in weight percent, C: 0.05-0.15%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.8-2.0%, Al: 0.01-0.1%, Cr: 0.005-1.2%, Mo: 0.005-0.5%, P: 0.001-0.01%, S: 0.001-0.01 %, N: 0.001-0.01%, Nb: 0.01-0.05%, Ti: 0.005-0.05%, B: 0.001-0.003%, the balance Fe and unavoidable impurities may be included.
탄소(C): 0.05~0.15%Carbon (C): 0.05 to 0.15%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로, 첨가량이 증가하면 마르텐사이트 또는 베이나이트 분율의 증가로 인장강도가 증가하게 된다. 탄소(C)의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻기 어렵고, 그 함량이 0.15%를 초과하면 조대한 탄화물 및 석출물의 형성이 과도해져 성형성 및 저온역 내충격성이 저하되며, 용접성도 열위하게 되는 문제점이 있다.Carbon (C) is the most economical and effective element for reinforcing steel, and when the added amount increases, the tensile strength increases due to the increase in martensite or bainite fraction. If the content of carbon (C) is less than 0.05%, it is difficult to sufficiently obtain the above-mentioned effects, and if the content exceeds 0.15%, the formation of coarse carbides and precipitates is excessive, resulting in lower formability and low-temperature impact resistance, and poor weldability. There is a problem.
따라서, 탄소(C)의 함량은 0.05~0.15%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.06~0.12%일 수 있다.Therefore, the content of carbon (C) may be 0.05 to 0.15%, more preferably 0.06 to 0.12%.
실리콘(Si): 0.01~0.5%Silicon (Si): 0.01 to 0.5%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 실리콘(Si)의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려운 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하면 열간압연 시, 강판 표면에 실리콘(Si)에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 용접성도 저하되는 문제점이 있다.Silicon (Si) is an element advantageous for deoxidizing molten steel, having a solid solution strengthening effect, and delaying the formation of coarse carbides to improve formability. If the content of silicon (Si) is less than 0.01%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, while if the content exceeds 0.5%, a red scale due to silicon (Si) is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, so that the surface quality of the steel sheet is very poor, and weldability is also deteriorated.
따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.01~0.5%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.1~0.3%일 수 있다.Accordingly, the content of silicon (Si) may be 0.01 to 0.5%, more preferably 0.1 to 0.3%.
망간(Mn): 0.8~2.0Manganese (Mn): 0.8 to 2.0
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소로, 강의 경화능을 증가시켜 열처리 후 냉각 중 마르텐사이트와 베이나이트의 형성을 용이하게 할 수 있다. 망간(Mn)의 함량이 0.8% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 2.0%를 초과하면 연주공정에서 슬라브 주조 시, 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, MnS의 형성이 용이해져 굽힘 가공성이 열위해질 수 있다.Manganese (Mn), like Si, is an element effective for solid solution strengthening of steel, and may facilitate the formation of martensite and bainite during cooling after heat treatment by increasing hardenability of steel. If the content of manganese (Mn) is less than 0.8%, the effect of addition cannot be obtained, and if the content exceeds 2.0%, the segregation portion is greatly developed at the center of the thickness when casting the slab in the casting process, and the formation of MnS is facilitated. Bending workability may be inferior.
따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.8~2.0%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 1.0~1.8%일 수 있다.Therefore, the content of manganese (Mn) may be 0.8 to 2.0%, more preferably 1.0 to 1.8%.
크롬(Cr): 0.005~1.2%Chromium (Cr): 0.005 to 1.2%
크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며, 냉각 시, 페라이트 변태를 지연시켜 마르텐사이트와 베이나이트의 형성을 돕는 역할을 한다. 다만, 크롬(Cr)의 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 1.2%를 초과하면 Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 저온역 가공취성을 열위하게 할 수 있다.Chromium (Cr) strengthens steel by solid solution and, upon cooling, delays ferrite transformation to help the formation of martensite and bainite. However, if the content of chromium (Cr) is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained, and if the content exceeds 1.2%, the segregation portion at the center of the thickness is greatly developed, similar to Mn, and the microstructure in the thickness direction is non-uniform.
따라서, 크롬(Cr)의 함량은 0.005~1.2%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.4~1.0%일 수 있다.Accordingly, the content of chromium (Cr) may be 0.005 to 1.2%, more preferably 0.4 to 1.0%.
몰리브덴(Mo): 0.005~0.5%Molybdenum (Mo): 0.005 to 0.5%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트와 베이나이트의 형성을 용이하게 한다. 다만, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 0.5%를 초과하면 경제적으로 불리할 수 있으며, 용접성이 저하될 수 있다.Molybdenum (Mo) increases the hardenability of steel and facilitates the formation of martensite and bainite. However, if the content of molybdenum (Mo) is less than 0.005%, the above effects due to addition cannot be obtained, and if the content exceeds 0.5%, it may be economically disadvantageous and weldability may be deteriorated.
따라서, 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.001~0.5%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.1~0.3%일 수 있다.Accordingly, the content of molybdenum (Mo) may be 0.001 to 0.5%, more preferably 0.1 to 0.3%.
인(P): 0.001~0.01%Phosphorus (P): 0.001 to 0.01%
인(P)은 고용강화 효과가 있으나, 입계 편석에 의한 취성이 발생할 수 있다. 인(P)의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리한 반면, 그 함량이 0.01%를 초과하면 상술한 바와 같이, 입계 편석에 의한 취성이 발생할 수 있다.Phosphorus (P) has a solid solution strengthening effect, but brittleness may occur due to grain boundary segregation. In order to manufacture a phosphorus (P) content of less than 0.001%, a lot of manufacturing costs are required, which is economically unfavorable. On the other hand, if the content exceeds 0.01%, as described above, brittleness due to grain boundary segregation may occur.
따라서, 인(P)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.Accordingly, the content of phosphorus (P) may be 0.001 to 0.01%.
황(S): 0.001~0.01%Sulfur (S): 0.001 to 0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공 시, 미세한 균열이 발생하기 쉽고 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 한편, 황(S)의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시, 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어질 수 있다.Sulfur (S) is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.01%, it combines with Mn to form non-metallic inclusions. Accordingly, when cutting steel, fine cracks easily occur and impact resistance is greatly reduced. There is a problem. On the other hand, in order to manufacture the content of sulfur (S) to less than 0.001%, it takes a lot of time during steelmaking operation, and productivity may decrease.
따라서, 황(S)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.Accordingly, the content of sulfur (S) may be 0.001 to 0.01%.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%Aluminum (Al): 0.01 to 0.1%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가되며, 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만이면 상기 첨가 효과가 부족하고, 그 함량이 0.1%를 초과하면 N와 결합하여 AlN이 형성되어 연주주조 시, 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생할 수 있다.Aluminum (Al) is mainly added for deoxidation, and if the content of aluminum (Al) is less than 0.01%, the effect of the addition is insufficient, and if the content exceeds 0.1%, AlN is formed by combining with N. During casting, corner cracks are likely to occur in the slab, and defects due to inclusion formation may occur.
따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.01~0.05%일 수 있다.Therefore, the content of aluminum (Al) may be 0.01 to 0.1%, more preferably 0.01 to 0.05%.
질소(N): 0.001~0.01%Nitrogen (N): 0.001 to 0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소(N)의 고용강화 효과는 C보다 우수하지만, 강 중에 질소(N)의 양이 증가될수록 인성이 크게 저하되는 문제점이 있어, 그 상한을 0.01%로 제한한다. 반면, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시, 과도한 시간이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다.Nitrogen (N) is a representative solid-solution strengthening element together with C, and forms coarse precipitates with Ti and Al. In general, the solid solution strengthening effect of nitrogen (N) is superior to that of C, but there is a problem in that toughness is greatly reduced as the amount of nitrogen (N) in steel increases, so the upper limit is limited to 0.01%. On the other hand, in order to manufacture the content to less than 0.001%, excessive time is required during steelmaking operation, resulting in a decrease in productivity.
따라서, 질소(N)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다. Therefore, the content of nitrogen (N) may be 0.001 to 0.01%.
티타늄(Ti): 0.005~0.05%Titanium (Ti): 0.005 to 0.05%
티타늄(Ti)은 Nb 및 V와 함께 대표적인 석출강화 원소로, N와의 강한 친화력으로 조대한 TiN을 형성한다. 이러한, TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립 성장을 억제하는 효과가 있으며, 고용 N이 안정화되어 경화능 향상을 위해 첨가하는 B를 활용하기에 유리하다. 또한 N와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 C와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용하다. 다만, 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려우며, 그 함량이 0.05%를 초과하면 조대한 TiN 발생 및 열처리 중 석출물의 조대화로 저온역 내충격성을 열위하게 하는 문제점이 있을 수 있다.Titanium (Ti) is a representative precipitation strengthening element along with Nb and V, and forms coarse TiN with a strong affinity with N. Such TiN has an effect of suppressing grain growth during the heating process for hot rolling, and it is advantageous to utilize B added to improve hardenability because dissolved N is stabilized. In addition, Ti remaining after reacting with N is dissolved in the steel and combined with C to form TiC precipitates, which is useful for improving the strength of the steel. However, if the content of titanium (Ti) is less than 0.005%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, and if the content exceeds 0.05%, there may be a problem of inferior impact resistance at low temperature due to generation of coarse TiN and coarsening of precipitates during heat treatment.
따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.05%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.01~0.03%일 수 있다.Therefore, the content of titanium (Ti) may be 0.005 to 0.05%, more preferably 0.01 to 0.03%.
니오븀(Nb): 0.01~0.05%Niobium (Nb): 0.01 to 0.05%
니오븀(Nb)은 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소로, 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도 및 충격인성 향상에 효과적이다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없으며, 그 함량이 0.05%를 초과하면 압연 중 형성되는 석출물로 인해 재결정이 지나치게 지연되며, 석출물이 성장하여 저온역 가공취성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다.Niobium (Nb) is a representative precipitation hardening element along with Ti and V, and is effective in improving the strength and impact toughness of steel due to the effect of refining crystal grains by delaying recrystallization by precipitating during hot rolling. If the content of niobium (Nb) is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained, and if the content exceeds 0.05%, recrystallization is excessively delayed due to precipitates formed during rolling, and the precipitates grow to reduce low-temperature working brittleness. There may be a problem.
따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.001~0.05%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.001~0.03%일 수 있다.Therefore, the content of niobium (Nb) may be 0.001 to 0.05%, more preferably 0.001 to 0.03%.
보론(B): 0.001~0.003%Boron (B): 0.001 to 0.003%
보론(B)은 강 중 고용상태로 존재할 경우, 결정립계를 안정시켜 저온역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있다. 보론(B)의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻기 어렵고, 그 함량이 0.003%를 초과하면 열연 중 재결정 거동을 지연시키며 경화능이 크게 증가하여 성형성이 열위해질 수 있다.Boron (B), when present in a solid solution state in steel, has an effect of improving the brittleness of steel in a low temperature region by stabilizing grain boundaries. If the content of boron (B) is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect, and if the content exceeds 0.003%, recrystallization behavior during hot rolling is delayed and hardenability is greatly increased, resulting in poor formability.
따라서, 보론(B)의 함량은 0.001~0.003%일 수 있다.Accordingly, the content of boron (B) may be 0.001 to 0.003%.
본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.The steel of the present invention may include remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in addition to the above-described composition. Since unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the steel manufacturing field, not all of them are specifically mentioned in this specification.
본 발명의 강은 하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1.0~5.0일 수 있다.The steel of the present invention may have a T value of 1.0 to 5.0 defined in the following relational expression 1.
관계식 1은 강의 취성을 확보하기 위한 성분식으로, 본 발명에서는 항복강도 및 굽힘 가공취성을 확보할 수 있다.Relational Equation 1 is a component formula for securing brittleness of steel, and in the present invention, yield strength and bending brittleness can be secured.
관계식 1에서 정의되는 T 값이 1.0 미만이면 항복비가 낮아질 우려가 있으며, 그 값이 5.0을 초과하면 굽힘가공 취성이 열위해질 수 있다.If the T value defined in relational expression 1 is less than 1.0, the yield ratio may be lowered, and if the value exceeds 5.0, bending brittleness may be inferior.
[관계식 1][Relationship 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(여기서, [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Mn], [Cr] and [Mo] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the steel microstructure of the present invention will be described in detail.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.In the present invention, % representing the fraction of the microstructure is based on the area unless otherwise specified.
본 발명의 일 측면에 따르는 강의 미세조직은 면적%로, 30% 이상 50% 미만의 베이나이트, 50% 이상 70% 미만의 템퍼드 마르텐사이트 및 15% 미만의 기타 잔부조직을 포함할 수 있다. 기타 잔부조직으로는 템퍼드 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 이 중 페라이트의 분율은 5% 미만일 수 있다.The microstructure of the steel according to one aspect of the present invention may include bainite of 30% or more and less than 50%, tempered martensite of 50% or more and less than 70%, and other residual structures of less than 15% by area%. Other residual structures may include tempered bainite, retained austenite, ferrite, and martensite. Among them, the fraction of ferrite may be less than 5%.
베이나이트가 30% 미만이면 초기 과도한 마르텐사이트가 형성되어 항복비가 낮아지며 고강도화되어 굽힘특성이 열위해지며 50% 이상이면 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 조직이 충분히 확보되지 않아 강도를 확보할 수 없다. If the bainite is less than 30%, excessive martensite is formed in the early stage, the yield ratio is lowered, and the bending properties are deteriorated due to high strength.
템퍼드 마르텐사이트가 50% 미만이면 오토템퍼링에 의한 항복강도 증가가 충분히 이루어지지 않아 항복비가 낮아지며, 굽힘 특성도 열위해질 수 있으며 70% 이상일 경우 베이나이트 분율이 낮아져 항복비 및 굽힘 특성이 열위해진다. If the tempered martensite is less than 50%, the increase in yield strength by auto-tempering is not sufficiently achieved, resulting in a low yield ratio and inferior bending properties.
기타 잔부조직으로는 템퍼드 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 마르텐사이트를 15% 미만으로 포함할 수 있다. 기타 잔부조직 중 페라이트 상이 5% 이상이면 강도확보에 불리하며 다른 저온 변태상들의 변태를 지연시켜 탄소를 다량 함유한 상들이 생성되어 취성에 불리할 수 있다. Other residual structures may contain less than 15% of tempered bainite, retained austenite, ferrite, and martensite. Among other remaining structures, if the ferrite phase is 5% or more, it is unfavorable for securing strength, and it is disadvantageous for brittleness because phases containing a large amount of carbon are created by delaying the transformation of other low-temperature transformation phases.
템퍼드 마르텐사이트의 래쓰 내에 형성되는 엡실론 카바이드의 평균 크기가 0.3㎛ 이하일 수 있다.The average size of epsilon carbide formed in the tempered martensite lath may be 0.3 μm or less.
본 발명에서는 오토템퍼링 효과를 이용하여 초기강판의 템퍼드 마르텐사이트 래쓰 내에 엡실론 카바이드가 형성되며, 이는 항복비를 상승시키고 연성을 증가시켜 굽힘특성을 향상시키는 효과가 있다. 다만, 과도한 효과가 나타나 그 평균 크기가 0.3㎛을 초과하면 엡실론 카바이드에 의해 취성이 열위해지는 문제가 있다. In the present invention, by using the auto-tempering effect, epsilon carbide is formed in the tempered martensite lath of the initial steel sheet, which has the effect of increasing the yield ratio and increasing the ductility to improve the bending properties. However, there is a problem that brittleness is inferior due to epsilon carbide when the average size exceeds 0.3 μm due to excessive effect.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the steel manufacturing method of the present invention will be described in detail.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 1차 냉각, 2차 냉각 및 권취하여 제조될 수 있다.Steel according to one aspect of the present invention can be produced by reheating, hot rolling, primary cooling, secondary cooling and winding a steel slab satisfying the above-described alloy composition.
재가열reheat
상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.A steel slab satisfying the above-described alloy composition may be reheated in a temperature range of 1150 to 1350 ° C.
재가열 온도가 1150℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하고 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 연주 시, 생성된 편석을 확산에 의해 해소하기 어려울 수 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 이상입성장에 의하여 강도 저하 및 조직 불균일이 발생할 수 있다.If the reheating temperature is less than 1150 ° C., the precipitate is not sufficiently re-dissolved, so the formation of the precipitate is reduced and coarse TiN remains in the process after hot rolling, and it may be difficult to solve the segregation generated during casting by diffusion. On the other hand, when the temperature exceeds 1350 ° C., austenite crystal grains may deteriorate in strength and cause non-uniform structure due to abnormal grain growth.
열간압연hot rolled
상기 재가열된 강 슬라브를 하기 관계식 2에서 정의되는 Tn-50~Tn 범위의 마무리 압연온도로 열간압연할 수 있다.The reheated steel slab may be hot rolled at a finish rolling temperature in the range of Tn-50 to Tn defined by the following relational expression 2.
본 발명에서는 합금성분에 의해 결정되는 하기 관계식 2를 통해 열간압연을 실시함으로써 재결정 지연을 제어할 수 있다. 마무리 압연온도가 Tn-50 미만일 경우, 재결정 지연이 과도해지고, 결정립이 연신되어 이방성이 심해지고 굽힘 특성이 열위해진다. 반면, 그 온도가 Tn을 초과하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해질 수 있다.In the present invention, recrystallization delay can be controlled by performing hot rolling through the following relational expression 2 determined by alloy components. When the finish rolling temperature is less than Tn-50, the recrystallization delay becomes excessive, and the grains are elongated, resulting in severe anisotropy and poor bending properties. On the other hand, if the temperature exceeds Tn, the temperature of the hot-rolled steel sheet increases, resulting in a coarse grain size and poor surface quality of the hot-rolled steel sheet.
본원발명에서는 연속주조 및 열연공정이 직결화된 프로세스일 수 있다.In the present invention, the continuous casting and hot rolling process may be directly connected processes.
[관계식 2][Relationship 2]
Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] 및[B]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloying element.)
1차 냉각1st cooling
상기 열간압연된 강판을 450~550℃의 온도범위까지 하기 관계식 3에서 정의되는 CCRmin~CCRmax의 냉각속도로 1차 냉각할 수 있다.The hot-rolled steel sheet may be primarily cooled to a temperature range of 450 to 550 ° C. at a cooling rate of CCRmin to CCRmax defined in the following relational expression 3.
1차 냉각 시, 냉각속도가 CCRmax를 초과하면 강의 베이나이트 생성이 어려워져 굽힘 특성이 열위해지며, 그 냉각속도가 CCRmin 미만이면 페라이트가 생성되어 원하는 강도 확보에 불리할 수 있다.During the primary cooling, if the cooling rate exceeds CCRmax, it is difficult to produce bainite in the steel, resulting in inferior bending properties, and if the cooling rate is less than CCRmin, ferrite is generated, which may be disadvantageous in securing desired strength.
1차 냉각 시, 냉각종료온도가 450℃ 미만이면 냉각속도를 만족하더라도 마르텐사이트 형성이 과다해져(베이나이트 형성이 어려워져) 굽힘특성이 열위해지며 하며, 그 온도가 550℃를 초과하면 과도한 페라이트가 형성될 수 있다.At the time of primary cooling, if the cooling end temperature is less than 450 ° C, even if the cooling rate is satisfied, martensite formation is excessive (bainite formation is difficult) and the bending characteristics are deteriorated, and if the temperature exceeds 550 ° C, excessive ferrite may be formed.
[관계식 3][Relationship 3]
Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])
Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] 및 [B]은 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
2차 냉각 및 권취Secondary cooling and winding
상기 1차 냉각된 강판을 하기 관계식 4에서 정의되는 R이 60~70을 만족하는 권취온도까지 상기 관계식 3에서 정의되는 CCRmin~CCRmax-15의 냉각속도로 2차 냉각 후 권취할 수 있다.The primary cooled steel sheet may be coiled after secondary cooling at a cooling rate of CCRmin to CCRmax-15 defined in the relational expression 3 to a coiling temperature at which R satisfies 60 to 70 defined in the following relational expression 4.
2차 냉각 시, 냉각속도가 CCRmax-15를 초과하면 마르텐사이트의 템퍼링이 충분히 일어나지 않아, 템퍼드 마르텐사이트 형성이 어려워 굽힘성이 열위해지며, 그 냉각속도가 CCRmin 미만이면 템퍼드 마르텐사이트의 래쓰 내에 형성되는 엡실론 카바이드의 평균 크기가 0.3㎛ 이상이 되어 저온 가공취성이 열위해질 수 있다. During the secondary cooling, if the cooling rate exceeds CCRmax-15, tempering of martensite does not sufficiently occur, making it difficult to form tempered martensite, resulting in poor bendability.
하기 관계식 4에서 정의되는 R 값이 60 미만이면 코일의 온도가 지나치게 낮아 공정상 권취에 어려움이 있으며, 과도하게 단단하여 취성이 열위한 마르텐사이트가 다량으로 생성될 수 있다. 또한, 오토템퍼링 효과가 미흡하여 항복비 및 굽힘성이 열위할 수 있다. 반면, 그 값이 70을 초과하면 과도한 템퍼링으로 인해 엡실론 카바이드가 성장하여 취성이 열위할 수 있다. If the R value defined in the following relational expression 4 is less than 60, the temperature of the coil is too low, and it is difficult to wind in the process, and a large amount of martensite for brittleness may be generated due to excessive hardness. In addition, the yield ratio and bendability may be inferior due to insufficient auto-tempering effect. On the other hand, if the value exceeds 70, epsilon carbide may grow due to excessive tempering, and brittleness may be inferior.
[관계식 4][Relationship 4]
R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))
M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]
(여기서, CT는 권취온도(℃)이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] 및 [B]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where CT is the winding temperature (℃), and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
권취 후, 코일을 상온까지 0.001~10℃/s로 냉각하거나 보열할 수 있다. 이때, 코일은 공냉 또는 강제냉각할 수 있다. 냉각속도에 따른 미세조직의 변화 및 템퍼드 마르텐사이트의 래쓰 내 엡실론 카바이드의 크기 변화는 없으므로, 냉각속도를 특별히 제한하지 않지만, 생산성을 고려하여 0.001~10℃/s로 냉각 또는 보열하는 것이 바람직하다.After winding, the coil can be cooled to room temperature at 0.001 to 10°C/s or kept warm. At this time, the coil may be air-cooled or forced-cooled. Since there is no change in the microstructure and size of the epsilon carbide in the lath of tempered martensite according to the cooling rate, the cooling rate is not particularly limited, but it is preferable to cool or heat it at 0.001 to 10 ° C / s in consideration of productivity.
상기와 같이 제조된 본 발명의 강은 항복강도가 900MPa 이상이고, 인장강도가 980MPa 이상이며, 항복비가 0.90 이상이고, 굽힘 성형성 R/t가 2.5 이하이며, 가공취성 온도가 -30℃ 이하로, 굽힘 가공성이 우수하고, 고항복비 고강도 특성을 구비할 수 있다.The steel of the present invention prepared as described above has a yield strength of 900 MPa or more, a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio of 0.90 or more, a bending formability R / t of 2.5 or less, and a workability brittleness temperature of -30 ° C or less.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail through examples. However, it should be noted that the following examples are only for illustrating the present invention in more detail and are not intended to limit the scope of the present invention.
(실시예)(Example)
하기 표 1에는 강종에 따른 합금성분과 이를 통해 관계식 1을 계산한 값을 나타내었다. 또한, 하기 표 2에는 각 강종들에 대한 제조공정 조건을 나타내었으며, 각 강종의 합금조성에 따라 관계식 2 내지 4의 Tn 값, 평균 냉각속도(CR1, CR2), 권취온도(CT), M 값, R 값을 계산하여 나타내었다. 이때 평균 냉각속도는 강재 표면의 평균 냉각속도를 의미한다. 하기 표 2에 나타내지 않은 재가열 온도는 1250℃로 하였으며, 열간압연 직후 열연강판의 두께는 3mm로 동일하게 적용하였다.Table 1 below shows alloy components according to steel types and values calculated by relational expression 1 through them. In addition, Table 2 below shows manufacturing process conditions for each steel type, and according to the alloy composition of each steel type, the Tn value, average cooling rate (CR1, CR2), coiling temperature (CT ), M value and R value of relational expressions 2 to 4 are calculated and shown. At this time, the average cooling rate means the average cooling rate of the steel surface. The reheating temperature not shown in Table 2 was 1250° C., and the thickness of the hot-rolled steel sheet immediately after hot rolling was 3 mm, which was equally applied.
[관계식 1][Relationship 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(여기서, [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Mn], [Cr] and [Mo] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
(관계식 2)hot rolled
(Relationship 2)
(℃)Finish rolling temperature
(℃)
냉각종료
온도
(℃)Primary
Cooling down
temperature
(℃)
냉각속도
(CR1)
(℃/s)Primary
cooling rate
(CR1)
(℃/s)
냉각종료온도
(권취온도(CT))Secondary
Cooling end temperature
(winding temperature (CT))
냉각속도
(CR2)
(℃/s)Secondary
cooling rate
(CR2)
(℃/s)
(℃)M
(℃)
[관계식 2][Relationship 2]
Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] 및[B]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloying element.)
[관계식 3][Relationship 3]
Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])
Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] 및 [B]은 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
[관계식 4][Relationship 4]
R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))
M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]
(여기서, CT는 권취온도(℃)이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] 및 [B]는 해당 합금원소의 중량%이다.)(Where CT is the winding temperature (℃), and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
하기 표 3에는 각 강종에 따라 미세조직 특징 및 기계적 성질을 나타내었다. 미세조직은 광학현미경으로 관찰하였으며, 엡실론 카바이드 평균 크기는 탄소 레플리카법으로 추출한 시편을 투과전자현미경으로 관찰하였다. 기계적 성질 값으로 굽힘 가공성(R/t), 굽힘 가공취성에 대하여 나타내었으며, 항복강도, 인장강도 및 항복비는 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 평행한 방향으로 시편을 채취하여 시험한 결과를 나타내었다. 굽힘 가공성 R/t는 90도 굽힘 시험 후 금형곡률(R)을 두께(t)로 나눈 값이며, 굽힘 가공취성은 R/t = 3에서 굽힘 시험한 시편을 눕혀 고정시킨 다음 원통형 추(4.44kg)를 1m 높이에서 자유낙하시켜 파단시키는 drop weight test를 행하였다. 이때 시편의 온도는 -40~0℃의 범위에서 10℃ 간격으로 시험을 실시하였다.Table 3 below shows microstructural characteristics and mechanical properties according to each type of steel. The microstructure was observed with an optical microscope, and the average size of epsilon carbide was observed with a transmission electron microscope for specimens extracted by the carbon replica method. Bending workability (R/t) and bending brittleness were shown as mechanical property values, and yield strength, tensile strength, and yield ratio were tested by taking a JIS5 standard test piece in a direction parallel to the rolling direction. Bending workability R / t is the value obtained by dividing the mold curvature (R) by the thickness (t) after a 90-degree bending test, and for bending brittleness, the specimen subjected to the bending test at R / t = 3 was laid down and fixed, and then a cylindrical weight (4.44kg) was free-falled from a height of 1m and fractured. A drop weight test was performed. At this time, the temperature of the specimen was tested at 10 ° C intervals in the range of -40 to 0 ° C.
(㎛)Epsilon Carbide Average Size
(μm)
(MPa)yield strength
(MPa)
(MPa)tensile strength
(MPa)
온도
(℃)Machining brittleness
temperature
(℃)
본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명예들은 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 성질을 모두 확보하였다.As shown in Table 3, the inventive examples satisfying the alloy composition and manufacturing method proposed in the present invention secured all the mechanical properties targeted in the present invention.
본 발명의 합금조성 또는 제조방법을 만족하지 않는 비교예들은 본 발명이 목적하는 기계적 물성을 확보하지 못한 것을 확인할 수 있다.It can be seen that comparative examples that do not satisfy the alloy composition or manufacturing method of the present invention do not secure the mechanical properties desired by the present invention.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.Although the present invention has been described in detail through examples above, other types of embodiments are also possible. Therefore, the spirit and scope of the claims set forth below are not limited to the embodiments.
Claims (6)
하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1.0~5.0이고,
미세조직은 면적%로, 30% 이상 50%미만의 베이나이트, 50% 이상 70%미만의 템퍼드 마르텐사이트 및 15% 미만의 기타 잔부조직을 포함하며,
상기 템퍼드 마르텐사이트 래쓰 내의 엡실론 카바이드 평균 크기가 0.3㎛ 이하이고,
굽힘 성형성 R/t가 2.5 이하이며,
가공취성 온도가 -30℃ 이하인 강판.
[관계식 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(여기서, [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 해당 합금원소의 중량%이다.)
In weight percent, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.8 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.005 to 1.2%, Mo: 0.005 to 0.5%, P: 0.001 to 0.01%, S: 0.001 to 0.01%, N: 0.00 1 to 0.01%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.05%, B: 0.001 to 0.003%, the balance including Fe and unavoidable impurities,
The T value defined in the following relational expression 1 is 1.0 to 5.0,
The microstructure includes 30% or more and less than 50% of bainite, 50% or more and less than 70% of tempered martensite and less than 15% of other residual structures, by area%,
The average size of epsilon carbide in the tempered martensite lath is 0.3 μm or less,
Bending formability R / t is 2.5 or less,
Steel sheet with a processing brittleness temperature of -30℃ or less.
[Relationship 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(Where [C], [Mn], [Cr] and [Mo] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
상기 기타 잔부조직으로는 템퍼드 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 마르텐사이트를 포함하는 강판.
According to claim 1,
Steel sheet containing tempered bainite, retained austenite, ferrite, and martensite as the other remaining structures.
상기 기타 잔부조직 중 페라이트는 5% 미만인 강판.
According to claim 2,
A steel sheet containing less than 5% of ferrite among the other remaining structures.
상기 강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, 인장강도가 980MPa 이상이며, 항복비가 0.90 이상인 강판.
According to claim 1,
The steel sheet has a yield strength of 900 MPa or more, a tensile strength of 980 MPa or more, and a yield ratio of 0.90 or more.
상기 재가열된 강 슬라브를 하기 관계식 2에서 정의되는 Tn-50~Tn 범위의 마무리 압연온도로 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 450~550℃의 온도범위까지 하기 관계식 3에서 정의되는 CCRmin~CCRmax의 냉각속도(CR1)로 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 강판을 하기 관계식 4에서 정의되는 R이 60~70을 만족하는 권취온도까지 상기 관계식 3에서 정의되는 CCRmin~CCRmax-15의 냉각속도(CR2)로 2차 냉각 후 권취하는 단계를 포함하는 강판의 제조방법.
[관계식 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(여기서, [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] 및[B]는 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 3]
Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])
Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] 및 [B]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 4]
R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))
M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]
(여기서, CT는 권취온도(℃)이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] 및 [B]는 해당 합금원소의 중량%이다.)
In weight percent, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.8 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.005 to 1.2%, Mo: 0.005 to 0.5%, P: 0.001 to 0.01%, S: 0.001 to 0.01%, N: 0.00 Reheating a steel slab containing 1 to 0.01%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.05%, B: 0.001 to 0.003%, the balance Fe and unavoidable impurities, and having a T value of 1.0 to 5.0 defined in the following relational expression 1 in the temperature range of 1150 to 1350 ° C;
Hot rolling the reheated steel slab at a finish rolling temperature in the range of Tn-50 to Tn defined by the following relational expression 2;
Primary cooling of the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 450 to 550 ° C. at a cooling rate (CR1) of CCRmin to CCRmax defined in the following relational expression 3; and
The steel sheet that has been cooled for the first time at a cooling rate (CR2) of CCRmin to CCRmax-15 defined in the above relational expression 3 to a coiling temperature at which R satisfies 60 to 70 defined in the following relational expression 4, followed by secondary cooling and then winding.
[Relationship 1]
T = (4[C]+[Mn])/(0.7[Cr]+1.5[Mo])
(Where [C], [Mn], [Cr] and [Mo] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
[Relationship 2]
Tn = 780+171[C]-35[Si]+50[Mn]+21.4[Cr]+24.1[Mo]+389[Ti]+980[Nb]+385[B]
(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloying element.)
[Relationship 3]
Log(CCRmax) = 4.7 - (0.1[C]-0.4[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+450[B])
Log(CCRmin) = 4.7 - (0.1[C]-0.3[Si]+1.1[Mn]+0.6[Cr]+1[Mo]+550[B])
(Where [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
[Relationship 4]
R = 246EXP(-730/((CT+M)/2+273))
M = 543-414[C]-15.5[Si]-41.2[Mn]-19.8[Cr]-97[Al]-25.0[Mo]+17[Ti]-283[Nb]-1786[B]
(Where CT is the winding temperature (℃), and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], [Mo], [Ti], [Nb] and [B] are the weight percent of the corresponding alloy element.)
상기 권취 후, 코일을 상온까지 0.001~10℃/s로 냉각하는 단계를 더 포함하는 강판의 제조방법.According to claim 5,
After the winding, the method of manufacturing a steel sheet further comprising the step of cooling the coil to room temperature at 0.001 ~ 10 ℃ / s.
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