KR20100102442A - Steel for structure and manufacturing method of it - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 구조용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 건설 구조물에서 대입열 용접시 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 용접열영향부의 저온 인성을 향상시키는 구조용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a structural steel material and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a structural steel material for improving the low temperature toughness of a weld heat affected zone by suppressing the growth of austenite grains during large heat welding .
최근, 빌딩이나 교량 등의 건설 구조물이 고층화 및 대형화되면서 이들 구조물에 사용되는 구조용 강재는 고하중을 견딜 수 있도록 높은 강도 등이 요구되는 동시에 대형화되면서 후물 강재의 사용 비중이 증가하고 있다.In recent years, as construction structures such as buildings and bridges have become higher and larger, structural steels used in these structures are required to have high strength in order to withstand high loads. At the same time, the proportion of used steel is increasing.
이러한 후물 강재를 용접하는 경우에는 고 능률의 용접법이 필수적으로 요구되며, 일렉트로 가스 및 일렉트로 슬래그 용접법이 광범위하게 사용되고 있다. 특히, 후물 강재의 사용 비중이 큰 건설 구조물에서는 1 패스 용접이 가능한 대입열 용접(High heat input welding)방식이 적용된다. 대입열 용접방식은 입열량이 증가할수록 용착량이 커져 용접 패스 수를 감소시킬 수 있기 때문에 용접 생산성의 측면에서 소입열 용접방식보다 유리하다.In case of welding such a steel sheet, a highly efficient welding method is indispensably required, and an electrogas and an electro slag welding method are widely used. In particular, a high heat input welding method, which enables one pass welding, is applied to a construction structure having a large proportion of use of a steel material. In the case of large-volume heat welding, as the amount of heat input increases, the amount of welding can be increased and the number of welding passes can be reduced.
그런데, 건설 구조물을 이루는 후물 강재를 대입열 용접방식으로 용접하는 경우에 강재의 용접열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)는 1400℃ 이상의 고온의 환경에서 장시간 영향을 받기 때문에 저온 인성(low temperature toughness)이 저하되는 문제가 발생하였다. 즉, 용융선(fusion boundary) 근처의 용접열영향부는 입열량이 증가함에 따라서 오스테나이트(austenite) 결정립이 조대화되고, 이후 냉각과정에서 인성에 취약한 상부 베이나이트(upper bainite) 및 도상 마르텐사이트(martensite austenite constituent; MA)의 미세조직이 형성된다. 따라서, 건설 구조물의 신뢰성을 확보하는데 어려움이 있었다.However, in case of welding the steel material of the construction structure by the large heat welding method, since the heat affected zone (HAZ) of the steel is influenced for a long time in the high temperature environment of 1400 ° C. or more, the low temperature toughness ) Is lowered. That is, the weld heat affected zone near the fusion boundary has austenite grains coarsened as the heat input increases, and then the upper bainite and the malleable martensite The microstructure of martensite austenite constituent (MA) is formed. Therefore, it has been difficult to secure the reliability of the construction structure.
이와 같은 문제를 해결하기 위하여 용접열영향부의 인성을 향상시키는 종래의 기술들을 살펴보면 다음과 같다.Conventional technologies for improving the toughness of the weld heat affected zone in order to solve such a problem are as follows.
우선, Ti계 탄질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키는 방식으로서, TiN 석출물을 통해 페라이트(ferrite)를 미세화하여 인성을 확보하였다. 이때의 질화물은 용접시 용해되지 않고 피닝의 효과를 통해 오스테나이트 결정립의 미세화에 기여한다.First, as a method of appropriately distributing Ti-based carbonitride or the like on a steel material and delaying the growth of grain growth of the weld heat affected zone, toughness of ferrite is ensured through TiN precipitates to ensure toughness. At this time, the nitride does not dissolve in welding, and contributes to miniaturization of the austenite grains through the effect of pinning.
그런데, 이러한 방식의 종래 기술은 용접열영향부를 1400℃ 이상의 고온의 환경에 장시간 노출시키는 대입열 용접과정에서 질화물이 모재에 용이하게 용해되어 소멸되는 문제점이 있었다. 또한, 통상의 구조용 강재는 B를 첨가하여 강도를 향상시키지만, 종래 기술에서는 N의 함량 범위 내에 고용B의 확보가 불가능하고, 첨가한 B가 BN으로 석출되어 강재의 강도를 저하시키는 단점이 발생하였다.However, the prior art of this type has a problem in that the nitride is easily dissolved in the base material during the heat-up welding process in which the weld heat affected zone is exposed to a high temperature environment of 1400 占 폚 or more for a long time. In addition, conventional structural steel improves strength by adding B, but in the prior art, it is impossible to secure solubility B within the content range of N, and the added B precipitates as BN, causing a disadvantage of lowering the strength of the steel .
다른 종래의 기술로서 용접시 오스테나이트 결정립의 내에서 상변태(phase transformation)를 유도하여 오스테나이트 결정립을 미세하게 유지시키는 방식으로 서, 고온에서 안정한 산화물, 황화물 또는 질화물로 이루어진 개재물의 형태, 조성 성분 및 개수를 적절하게 조절하여 강재에 분포시켰다. 그런데 개재물 입자의 형태, 조성 성분 등이 구체적으로 제시되지 않거나 또는 단순히 개재물의 개수만을 일정범위로 제시하여 구조용 강재에 실질적으로 구현하는데 어려움이 있었다.Another conventional technique is a method of inducing a phase transformation in the austenite grains during welding to finely maintain the austenite grains so that the shape, composition and composition of inclusions composed of oxides, sulfides or nitrides stable at high temperatures The number was appropriately controlled and distributed to the steel. However, there is a problem in that the shape, composition, etc. of the inclusion particles are not specifically shown, or only the number of inclusions is presented in a certain range, thereby practically implementing the steel in the structural steel.
또한, 상변태를 유도하는 종래의 방식을 그대로 구조용 강재에 적용하는 경우에 합금원소의 첨가량이 증가하면 저온 변태조직인 입내 침상페라이트(acicular ferrite)보다 그래뉼라 베이나이트(granular bainite) 및 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)의 혼합 미세조직이 먼저 생성된다. 즉, 입내 침상페라이트를 균질하게 생성시키기 위하여 오스테나이트 결정립 내에 분포시킨 산화물, 황화물 또는 질화물이 입내 침상페라이트의 핵 생성 촉진제로서 제대로 작용하지 못하는 문제점이 있었다.In addition, when the conventional method for inducing the phase transformation is applied to the structural steel as it is, when the amount of the alloy element is increased, granular bainite and bainitic ferrite are more likely to be produced than acicular ferrite, ferrite microstructure is first generated. That is, the oxide, sulfide, or nitride distributed in the austenite grains does not act properly as nucleation accelerator for the needle-shaped ferrite in order to homogeneously produce the needle-shaped ferrite.
또 다른 종래의 기술로서, 용접시 용접열영향부의 조직을 미세화하기 위하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 동시에 오스테나이트 결정립 내의 개재물을 통해 침상페라이트의 상변태를 유도하여 오스테나이트의 유효 결정립을 미세화시키는 방식이다. 구체적으로, 고온에서 안정한 나노(nano) 크기의 Mg 및 Ti계 복합 산화물을 이용하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 동시에 수 ㎛ 크기의 Mg 및 Ti계 복합 산화물을 입내 침상페라이트의 변태핵으로 작용시켜 용접시 용접열영향부의 결정립을 미세화시키는 방식이다.Another conventional technique is to suppress the growth of the austenite grains and to induce phase transformation of the acicular ferrite through the inclusions in the austenite grains to miniaturize the effective grains of the austenite in order to miniaturize the structure of the weld heat affected zone during welding to be. Specifically, Mg and Ti composite oxides which are stable at high temperatures are used to inhibit the growth of austenite grains while simultaneously reacting Mg and Ti composite oxides with a size of several micrometers as transformation nuclei of the needle-like ferrite And the crystal grains of the weld heat affected zone are refined at the time of welding.
일반적으로 용강 중에서 산화물의 생성 및 성장은 용강 중에 존재하는 용존산소와 탈산 원소의 반응에 의한 핵 생성 단계와, 용존산소의 확산에 의한 핵 성장 단계 및 용강의 젖음성(wettability)에 의한 합체 성장의 단계를 통해 이루어진다. 그런데 종래의 기술에서는 산화물이 나노 크기로 이루어지기 때문에 정련단계에서 연속주조단계까지 장시간 소요되는 강재의 제조과정에서 산화물이 성장 및 합체 성장되는 것을 억제하여 미세한 상태로 유지하기가 어려운 점이 있었다. 또한, 나노 크기의 산화물은 응고가 진행되면 덴드라이트(dendrite)에 포집되지 않고, 액상 영역에 잔존하게 되어 강재에 불균일한 분포를 나타내는 문제점이 있었다.Generally, the production and growth of oxides in molten steel are carried out by a nucleation step by reaction of dissolved oxygen and deoxidized elements present in molten steel, a step of nucleation by diffusion of dissolved oxygen, and a step of coalescence by wettability of molten steel Lt; / RTI > However, in the conventional technology, since oxides are made of nano-sized oxides, it is difficult to keep the oxides in a fine state while suppressing the growth and coalescence of the oxides during the manufacturing process of the steel material which takes a long time from the refining step to the continuous casting step. Further, the nano-sized oxide is not captured by dendrite when solidification proceeds, and remains in the liquid phase region, which causes a problem of uneven distribution in the steel.
또한, 용접열영향부의 오스테나이트의 유효 결정립을 미세화하면 오스테나이트 결정립 내에서 개재물의 분포 분율과 경합관계에 있는 유효 결정립의 분율이 증가한다. 따라서, 결정립계 페라이트(gain boundary ferrite), 페라이트 사이드 플레이트(ferrite side plate) 또는 조대한 상부 베이나이트(upper bainite)가 우선적으로 상변태되기 쉬운 상태에 놓이게 된다. 그 결과 오스테나이트 결정립 내의 개재물을 기점으로 하는 침상페라이트의 상변태를 발생시켜, 입내 침상페라이트를 통한 결정립 내의 미세화가 어려운 점이 발생하였다.If the effective grain size of the austenite in the weld heat affected zone is made finer, the fraction of the effective grain size in competition with the distribution fraction of the inclusions in the austenite grain is increased. Therefore, the grain boundary ferrite, the ferrite side plate, or the coarse upper bainite are placed in a state in which the ferrite side plate or the coarse upper bainite is preferentially transformed. As a result, phase transformation of the needle-shaped ferrite starting from the inclusions in the austenite grains is generated, and it is difficult to miniaturize the crystal grains through the needle-shaped ferrite.
이처럼 종래의 기술들은 1400℃ 이상의 고온의 환경에서 장시간 유지되는 대입열 용접방식이 적용되는 강재에 있어서, 강재의 인성을 개선 또는 향상시키는데 곤란하였다.As described above, the conventional techniques have been difficult to improve or improve the toughness of a steel material to which a large heat-welding method is applied for a long period of time at a high temperature of 1400 DEG C or higher.
상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명은 Zr-Al-Ti-O계 및/또는 Al-Mg-Ti-O계 산화물을 핵으로 하고, 상기 산화물의 주변에 (Mn, Cu)S 황화물 및/또는 (Ti, Nb)N 질화물을 함유시킨 구형 또는 구형과 비슷한 형태의 복합 개재물을 단위면적당 400개/㎟ 이상의 개수로 분포시켜 대입열 용접시 용접열영향부(HAZ)에서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제함으로써 용접열영향부의 저온 인성을 향상시키는 구조용 강재 및 이의 제조방법을 제공한다.In order to solve the above-mentioned problems, the present invention provides a method of manufacturing a semiconductor device, which comprises using a Zr-Al-Ti-O-based oxide and / or an Al-Mg- / Or (N, N) N nitrides in a number of more than 400 / mm 2 per unit area in a welded heat affected zone (HAZ) To thereby improve the low temperature toughness of the weld heat affected zone, and a method of manufacturing the same.
상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 구조용 강재는, 중량%로, C: 0.03~0.09%, Mn: 0.3~2.5%, Si: 0.01~0.4%, Ni: 0.01~2.0%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.03%, Al: 0.002~0.03%, O: 0.0010~0.01%, P: 0.02%이하, B: 5~40ppm, N: 15~50ppm, Ca: 5~50ppm, S: 0.01%이하, Mg: 5~30ppm, Zr: 0.005~0.03%를 함유하고, Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나를 포함한다. 한편, 상기 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나를 핵으로 하고, 상기 산화물의 주변에 황화물 및 질화물 중 적어도 하나를 함유시킨 평균 입자 크기가 0.5∼5㎛인 복합 개재물이 400개/㎟ 이상의 개수로 분포된다.In order to achieve the above object, the present invention provides a structural steel comprising, by weight, 0.03 to 0.09% of C, 0.3 to 2.5% of Mn, 0.01 to 0.4% of Si, 0.01 to 2.0% of Ni, 0.005 to 0.10% of Ti, 0.002 to 0.03% of Al, 0.002 to 0.03% of Al, 0.0010 to 0.01% of O, 0.02% or less of P, 5 to 40 ppm of B, 15 to 50 ppm of N, At least one of Zr-Al-Ti-O system and Al-Mg-Ti-O system oxide containing S: 0.01% or less, Mg: 5 to 30 ppm and Zr: 0.005 to 0.03% On the other hand, when at least one of the Zr-Al-Ti-O-based and Al-Mg-Ti-O-based oxides is used as a nucleus and at least one of sulfide and nitride is contained in the periphery of the oxide, M < 2 > are distributed in the number of 400 / mm < 2 > or more.
또한, 상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 구조용 강재는 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나를 핵으로 하고, 상기 산화물의 주변에 황화물 및 질화물 중 적어도 하나를 함유시킨 평균 입자 크기가 0.5∼5㎛인 복합 개재물이 400개/㎟ 이상의 개수로 분포된다.According to another aspect of the present invention, there is provided a structural steel comprising at least one of Zr-Al-Ti-O-based and Al-Mg-Ti-O-based oxides as nuclei, The composite inclusions containing at least one of the nitrides and having an average particle size of 0.5 to 5 mu m are distributed in a number of 400 / mm < 2 > or more.
또한, 상기와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 구조용 강재의 제조방법은 용강을 준비하는 단계와, 상기 용강을 탈산시키는 단계와, 상기 용강에 Ti를 투입하여 타이타늄 산화물을 생성시키는 단계 및 상기 용강에 Mg을 포함하는 합금을 투입하여 다수의 핵을 생성하는 단계를 포함한다. 여기에서 상기 용강을 탈산시키는 단계는 상기 용강에 Mn 및 Si를 투입하여 상기 용강을 탈산시키는 단계와, 상기 용강에 Al를 투입하여 상기 용강을 추가 탈산시키는 단계로 이루어진다.According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a structural steel comprising the steps of preparing molten steel, deoxidizing the molten steel, adding Ti to the molten steel to produce titanium oxide, And adding an alloy containing Mg to the molten steel to generate a plurality of nuclei. The step of deoxidizing the molten steel may include the steps of deoxidizing the molten steel by injecting Mn and Si into the molten steel, and further deoxidizing the molten steel by injecting Al into the molten steel.
한편, 상기 다수의 핵을 생성하는 단계 이후에 상기 용강을 응고시켜 상기 다수의 핵에 황화물 및 질화물 중 적어도 하나를 함유하는 복합 개재물을 석출시키는 단계를 포함한다.Meanwhile, the step of forming the plurality of nuclei includes solidifying the molten steel to precipitate a composite inclusion containing at least one of sulfide and nitride in the plurality of nuclei.
본 발명에 따르면 구조용 강재에 Zr-Al-Ti-O계 및/또는 Al-Mg-Ti-O계 산화물을 핵으로 하고, 상기 산화물의 주변에 (Mn, Cu)S 황화물 및/또는 (Ti, Nb)N 질화물을 함유시킨 복합 개재물을 분포시킴으로써 1400℃ 이상의 고온의 환경을 제공하는 대입열 용접시 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제할 수 있다.(Mn, Cu) S sulfide and / or a (Ti, O) -sulfide and / or a (Zr-Al-Ti-O) based oxide on the periphery of the oxide, It is possible to suppress the growth of the austenite grains in the weld heat affected zone during the bulk heat welding which provides a high temperature environment of 1400 ° C or higher by distributing the composite inclusion containing Nb nitride.
따라서, 위와 같은 강재는 대입열 용접시 1 패스 용접이 가능하여 용접작업의 능률을 향상시킬 수 있으며, 1 패스 용접이 요구되는 건설 구조물에 적합하게 사용될 수 있다.Therefore, the above-mentioned steel material can improve the efficiency of the welding work by enabling one pass welding at the time of large heat welding, and can be suitably used for a construction structure requiring one pass welding.
즉, 본 발명에 따른 강재를 통해 용접 생산성을 향상시킬 수 있으며, 건설 구조물의 신뢰성을 확보할 수 있는 효과가 있다.That is, welding productivity can be improved through the steel material according to the present invention, and the reliability of the construction structure can be secured.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 실시예를 더욱 상세히 설명한다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 도면상의 동일 부호는 동일한 요소를 지칭한다.Hereinafter, embodiments according to the present invention will be described in more detail with reference to the accompanying drawings. It should be understood, however, that the invention is not limited to the disclosed embodiments, but is capable of other various forms of implementation, and that these embodiments are provided so that this disclosure will be thorough and complete, It is provided to let you know completely. Like reference numerals refer to like elements throughout.
본 발명의 일실시예에 따른 구조용 강재는 중량%로, C: 0.03~0.09%, Mn: 0.3~2.5%, Si: 0.01~0.4%, Ni: 0.01~2.0%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.03%, Al: 0.002~0.03%, O: 0.0010~0.01%, P: 0.02% 이하, B: 5~40ppm, N: 15~50ppm, Ca: 5~50ppm, S: 0.01% 이하, Mg: 5~30ppm, Zr: 0.005~0.03%를 함유하고, Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나를 포함한다. 물론, 강재를 구성하는 나머지 조성은 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.The structural steel according to one embodiment of the present invention may contain 0.03 to 0.09% of C, 0.3 to 2.5% of Mn, 0.01 to 0.4% of Si, 0.01 to 2.0% of Ni, 0.005 to 0.10% of Nb, B: 5 to 40 ppm, N: 15 to 50 ppm, Ca: 5 to 50 ppm, S: 0.01% or less, and more preferably 0.005 to 0.03% Ti, 0.002 to 0.03% 5 to 30 ppm of Mg, and 0.005 to 0.03% of Zr, and at least one of Zr-Al-Ti-O-based and Al-Mg-Ti-O-based oxides. Of course, the remainder of the composition of the steel consists of Fe and other inevitable impurities.
또한, 본 발명의 일실시예에 따른 강재는 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나를 핵으로 하고, 상기 산화물의 주변에 황화물 및 질화물 중 적어도 하나를 함유시킨 평균 입자 크기가 0.5∼5㎛인 복합 개재물이 400개/㎟ 이상의 개수로 분포된다.The steel according to an embodiment of the present invention may have at least one of Zr-Al-Ti-O-based and Al-Mg-Ti-O-based oxides as nuclei and at least one of sulfides and nitrides The composite inclusions having an average particle size of 0.5 to 5 占 퐉 are distributed in a number of 400 / mm < 2 > or more.
일반적으로 미세 입자의 크기 및 개수에 의한 오스테나이트(austenite) 결정립의 성장 억제는 아래의 [식 1]을 통해서 그 상관관계를 확인할 수 있다.In general, the inhibition of the growth of austenite grains by the size and number of fine grains can be confirmed by the following Equation 1.
……… (1) ... ... ... (One)
여기에서, 는 결정립의 평균 직경, 는 평균 입자 크기, 는 입자의 용적(volume) 비율이다.From here, The average diameter of the crystal grains, Average particle size, Is the volume fraction of the particles.
또한, [식 1]에서의 입자의 용적 비율은 아래의 [식 2]와 같이 나타내어진다.In addition, the volume ratio of the particles in the formula (1) is expressed by the following formula (2).
………(2) ... ... ... (2)
여기에서, 는 단위 용적당 입자의 개수를 나타낸다.From here, Represents the number of particles per unit volume.
[식 1]을 살펴보면, 결정립의 평균 직경()는 평균 입자 크기()에 비례하고, 입자의 용적 비율()에 반비례한다. 따라서, 결정립의 성장을 억제하기 위해서는 평균 입자 크기()를 작게하거나 또는 입자의 용적 비율()를 늘리면 된다. 한편, [식 2]에서와 같이 입자의 용적 비율()이 일정하다고 가정한다면 단위 용적당 입자의 개수()가 많아질수록 결정립의 성장 억제에 효과적이다.Referring to Equation 1, the average diameter of the grains ( ) Has an average particle size ( ), And the volume ratio of particles ( ). Therefore, in order to suppress the growth of the crystal grains, ) Or the volume ratio of particles ( ). On the other hand, as shown in [Equation 2], the volume ratio of particles ) Is constant, the number of particles per unit volume ( ) Is more effective in inhibiting the growth of crystal grains.
본 발명에서는 평균 입자 크기가 0.5∼5㎛이며, 단위면적당 400개/㎟ 이상의 개수로 분포되는 복합 개재물을 강재에 균일하게 분포시켰다. 즉, 복합 개재물을 이루는 입자의 평균 크기를 0.5∼5㎛ 범위에서 형성함으로써 단위 용적당 입자의 개수()를 크게 증가시키지 않고서도 오스테나이트 결정립의 성장을 억제할 수 있는 입자의 용적 비율()을 유지할 수 있다. 즉, 오스테나이트 결정립에서 차지하는 복합 개재물의 분율 비율을 극대화시킬 수 있어서 용접열영향부에서의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 것이 가능해진다.In the present invention, composite inclusions having an average particle size of 0.5 to 5 占 퐉 and distributed in a number of 400 / mm2 or more per unit area are uniformly distributed in the steel. That is, by forming the average size of particles constituting the complex inclusions within the range of 0.5 to 5 mu m, the number of particles per unit volume ( The volume ratio of particles capable of suppressing the growth of the austenite grains ( ). That is, it is possible to maximize the fraction ratio of the composite inclusions in the austenite grains, thereby making it possible to suppress the growth of the austenite grains in the weld heat affected zone.
한편, 복합 개재물은 1400℃ 이상의 고온에서도 모재에 용해되지 않는 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나를 핵으로 하고, 상기 산화물의 주변에 황화물 및 질화물 중 적어도 하나를 함유시켜 이루어진다. 이때, 황화물은 (Mn, Cu)S으로 조성되고, 질화물은 (Ti, Nb)N으로 조성된다.On the other hand, the composite inclusion has at least one of Zr-Al-Ti-O-based and Al-Mg-Ti-O-based oxides which are not dissolved in the base material even at a high temperature of 1400 ° C or higher as nuclei, and sulfides and nitrides And at least one of them is contained. At this time, the sulfide is composed of (Mn, Cu) S and the nitride is composed of (Ti, Nb) N.
이하에서는 본 발명에 따른 구조용 강재의 조성을 구성하는 각 합금성분의 첨가 이유와 이들의 적절한 함량 범위에 대하여 구체적으로 살펴보기로 한다.Hereinafter, the reasons for the addition of each alloy component constituting the composition of the structural steel according to the present invention and the appropriate content range thereof will be described in detail.
(기본 합금원소)(Basic alloy element)
C: 0.03~0.09%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함)C: 0.03 to 0.09% (hereinafter, the content of each component means weight%)
C는 강재의 강도를 결정하는 원소로서 적절한 범위 내에서 함유되어야 한다. C의 함량이 0.03%보다 적은 경우에는 도상 마르텐사이트(martensite austenite constituent; MA)의 분율 감소로 인하여 인장 강도가 부족해지고, C의 함량이 0.09%를 초과하면 도상 마르텐사이트의 분율이 증가하여 저온 인성을 저하시키고 용접성을 악화시켜 C의 함량 범위를 0.03∼0.09%로 한다.C should be contained within an appropriate range as an element that determines the strength of the steel. When the content of C is less than 0.03%, the tensile strength becomes insufficient due to the decrease of the fraction of martensite austenite constituent (MA). When the content of C exceeds 0.09%, the fraction of martensite increases, And deteriorates the weldability, so that the content range of C is 0.03 to 0.09%.
Si: 0.01~0.4%Si: 0.01 to 0.4%
Si는 탈산제로 사용되며 강도를 향상시키는 원소이다. 즉, Si는 도상 마르텐사이트의 안정성을 높여 적은 C의 함량으로도 많은 도상 마르텐사이트를 형성시킬 수 있어서 강도를 향상시킨다. 그런데 Si의 함량이 0.4% 이상이 되면 저온 인성을 저하시키는 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, Si가 0.01% 이하로 함유되는 경우에는 탈산 효과가 불충분하게 일어난다. 따라서, Si의 함량 범위를 0.01∼0.4%로 한다.Si is used as a deoxidizer and improves the strength. That is, Si improves the stability of the martensite and improves the strength of the martensite because a large amount of martensite can be formed even at a low C content. However, when the content of Si is 0.4% or more, the low temperature toughness is lowered and the weldability is deteriorated. In addition, when Si is contained at 0.01% or less, the deoxidation effect is insufficient. Therefore, the content range of Si is set to 0.01 to 0.4%.
Mn: 0.3~2.5%Mn: 0.3 to 2.5%
Mn은 Si과 함께 탈산제로 사용되는 동시에 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 원소로서 0.3% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, Mn의 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인하여 용접열영향부의 인성을 크게 저하시키기 때문에 Mn의 함량은 0.3~2.5%를 범위로 한다.Mn is used together with Si as a deoxidizing agent and at the same time, 0.3% or more as an element for improving the strength by solid solution strengthening. However, when the content of Mn exceeds 2.5%, the toughness of the weld heat affected zone is greatly lowered due to an increase in the hardenability, so the content of Mn is in the range of 0.3 to 2.5%.
P: 0.02% 이하P: not more than 0.02%
P는 강도 및 내식성을 향상시키는 원소이지만, 충격 인성을 저하시키는 원소이므로 가능한 적게 함유하는 것이 유리하여 함량의 상한을 0.02%로 설정하였다.P is an element that improves strength and corrosion resistance, but it is an element that lowers the impact toughness, so it is advantageous to contain as little as possible so that the upper limit of the content is set at 0.02%.
S: 0.01% 이하S: not more than 0.01%
S는 MnS 등을 형성하여 충격 인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 적게 함유하는 것이 유리하며, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.S is an element which forms MnS or the like to greatly deteriorate the impact toughness. Therefore, it is advantageous to contain as little as possible, and the upper limit is preferably 0.01%.
Al: 0.002~0.03%Al: 0.002 to 0.03%
Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.002% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.03% 이상의 함량으로 첨가할 경우에는 미세 산화물의 개수를 감소시키며 연속주조시 노즐 막힘(nozzle clogging)을 야기하기 때문에 Al의 함량 범위를 0.002~0.03%로 한다.Since Al is an element capable of inexpensively deoxidizing molten steel, it is preferable to add 0.002% or more of Al. However, if it is added in an amount of 0.03% or more, the number of fine oxides is decreased and nozzle clogging occurs in continuous casting The content range of Al is set to 0.002 to 0.03%.
Nb: 0.005~0.1%Nb: 0.005 to 0.1%
Nb는 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출되어 모재 및 용접열영향부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트 재결정을 억제하고, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 따라서, Nb는 0.005% 이상의 함량으로 첨가되는 것이 바람직하나, 0.1% 이상의 함량으로 과다 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성 크랙을 야기할 가능성이 증대되기 때문에 Nb의 함량을 0.005~0.1%의 범위로 한다.Nb precipitates in the form of NbC or NbCN, which greatly improves the strength of the base material and weld heat affected zone. In addition, Nb dissolved at the time of reheating at a high temperature has the effect of suppressing austenite recrystallization and suppressing transformation of ferrite or bainite to make the structure finer. Therefore, it is preferable that Nb is added in an amount of 0.005% or more, but when it is added in an amount of 0.1% or more, the possibility of brittle cracks is increased at the edge of the steel, so the content of Nb is preferably 0.005-0.1% do.
B: 5~40ppmB: 5 to 40 ppm
B은 아주 저가의 첨가원소로 강력한 경화능을 나타내는 원소이고, 소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시킨다. 최소 5ppm 이상의 함량으로 첨가하는 것이 바람직하며, 과도하게 첨가될 경우에는 Fe23(CB)6를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키고 저온 인성도 크게 저하시킨다. 따라서, B의 함량 범위는 5~40ppm으로 한다.B is a very low-cost additive element and exhibits strong hardenability, and addition of a small amount greatly improves the strength. It is preferable to add Fe 2 O 3 (CB) 6 in an amount of at least 5 ppm or more, and when it is added excessively, Fe 23 (CB) 6 is formed to lower the hardenability and lower the low temperature toughness. Therefore, the content range of B is 5 to 40 ppm.
Ti: 0.005~0.1%Ti: 0.005 to 0.1%
Ti은 용강 중의 용존산소와 결합하여 Ti 산화물을 형성한다. 또한, 재가열시에 N과 결합하여 미세 TiN 석출물을 형성시켜 결정립의 성장을 억제함으로써 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과가 발현되기 위해서는 Ti의 함량이 0.005% 이상으로 첨가되어야 한다. 또한, 0.1% 이상으로 과도하게 첨가될 경우에는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온 인성이 감소되는 문제점이 발생하므로 Ti의 함량 범위는 0.005~0.1%의 범위로 한다.Ti bonds with dissolved oxygen in molten steel to form Ti oxide. In addition, at the time of reheating, there is an effect of improving the low-temperature toughness by binding with N and forming fine TiN precipitates to suppress the growth of crystal grains. In order to exhibit such an effect, Ti content should be added in an amount of 0.005% or more. In addition, when the content is excessively increased to 0.1% or more, clogging of the performance nozzle or low temperature toughness due to centering may occur, so that the content of Ti is in the range of 0.005 to 0.1%.
Ni: 0.01~2.0%Ni: 0.01 to 2.0%
Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, Mg의 용강 중의 용해도를 높인다. Mg의 용해도를 높이는 효과를 나타내기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가되어야 하나, Ni은 고가의 원소이므로 2.0% 이상으로 첨가되면 경제성이 저하되고, 또한 용접성도 저하된다. 따라서, Ni은 0.01∼2.0%의 함량 범위를 갖는다.Ni is an element capable of simultaneously improving the strength and toughness of a base material, and enhances the solubility of Mg in molten steel. In order to exhibit the effect of increasing the solubility of Mg, it is required to be added in an amount of 0.01% or more. However, since Ni is an expensive element, if it is added in an amount of 2.0% or more, economical efficiency decreases. Therefore, Ni has a content range of 0.01 to 2.0%.
N: 15~50ppmN: 15 to 50 ppm
N을 첨가하면 강도를 증가시키는 반면에 인성을 크게 감소시키기 때문에 50ppm 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다. 다만, 15ppm 이하로 함유시키는 경우에는 제강부하를 증가시키기 때문에 N 함량의 하한은 15ppm으로 한다. 즉, N은 15∼50ppm의 함량 범위를 갖는다.Addition of N increases the strength, while it decreases the toughness significantly, so it is necessary to limit the content to 50 ppm or less. However, when it is contained at 15 ppm or less, the lower limit of the N content is set at 15 ppm to increase the steelmaking load. That is, N has a content range of 15 to 50 ppm.
Ca: 5~50ppmCa: 5 to 50 ppm
Ca은 제강정련시 조대한 MnS의 형상을 제어하는 효과가 있다. 이를 5ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 50ppm을 초과할 경우에는 대형 개재물 및 클러스터(cluster)를 생성시켜 강의 인성을 저하시키기 때문에 5~50ppm의 범위로 한다.Ca has an effect of controlling the shape of coarse MnS during steel refining. If it exceeds 50 ppm, large inclusions and clusters are formed to decrease the toughness of the steel. Therefore, the range of 5 to 50 ppm is required.
Mg: 5~30ppmMg: 5 to 30 ppm
Mg은 탈산제로 사용됨과 동시에 Ti산화물을 Zr과 함께 환원하여 미세 산화물의 개수를 증대시킨다. Mg의 효과를 나타내기 위해서는 5ppm 이상으로 첨가하는 것이 바람직하며, 30ppm을 초과할 경우에는 조대한 Mg 산화물을 형성하여 용접열영향부의 인성을 저하시키기 때문에 함량 범위를 5~30ppm으로 한다.Mg is used as a deoxidizer, and Ti oxide is reduced together with Zr to increase the number of fine oxides. In order to exhibit the effect of Mg, it is preferable to add 5 ppm or more. If it exceeds 30 ppm, a coarse Mg oxide is formed to lower the toughness of the weld heat affected zone, so the content range is set to 5 to 30 ppm.
Zr: 0.005~0.03%Zr: 0.005 to 0.03%
Zr은 탈산제로 사용됨과 동시에 Ti산화물을 Mg과 함께 환원하여 미세 산화물의 개수를 증대시킨다. Zr은 강도상승의 효과가 있기 때문에 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.03%의 함량 범위를 초과할 경우에는 용접열영향부의 인성을 저하시키기 때문에 함량 범위를 0.005~0.03%으로 한다.Zr is used as a deoxidizer, and Ti oxide is reduced together with Mg to increase the number of fine oxides. Zr is preferably added in an amount of 0.005% or more because of the effect of increasing the strength. When the content exceeds 0.03%, the toughness of the weld heat affected zone is lowered, so that the content range is 0.005 to 0.03%.
O: 0.001~0.01%O: 0.001 to 0.01%
O는 용강 중에서 Ti, Mg, Zr등의 탈산제와 반응하여 산화물을 형성하는 원소로서, 0.001% 이하로 함유될 경우에는 산화물이 충분한 개수로 생성되지 않으며, 0.01% 이상으로 함유시에는 산화물을 조대화하여 부상분리로 인한 산화물의 제어가 곤란하다. 따라서, O의 함량 범위를 0.001~0.01%로 한다.O is an element which reacts with a deoxidizing agent such as Ti, Mg and Zr in the molten steel to form an oxide. When the content is less than 0.001%, the oxide is not produced in a sufficient number. When the content is more than 0.01% It is difficult to control the oxide due to floating separation. Therefore, the content range of O is set to 0.001 to 0.01%.
본 발명에 따른 구조용 강재는 전술한 함량 범위를 각기 갖는 합금원소를 강재에 포함하는 것만으로도 용접열영향부의 저온 인성을 향상시키는 효과를 발휘할 수 있으나, 강재의 강도나 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위하여 별도의 추가적인 합금원소들을 적절한 범위 내에서 첨가할 수 있다. 후술되는 추가 합금원소들은 1종만 첨가될 수 있으며, 2종 이상이 동시에 첨가될 수도 있다.The structural steel according to the present invention can exhibit the effect of improving the low-temperature toughness of the weld heat affected zone by merely including the alloy element having the above-mentioned content range in the steel material. However, Additional additional alloying elements may be added within a suitable range. Only one kind of the additional alloying elements described later may be added, or two or more kinds of the additional alloying elements may be added at the same time.
(추가 합금원소)(Additional alloying element)
Cr: 0.05~1.0%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함)Cr: 0.05 to 1.0% (hereinafter, the content of each component means weight%)
Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 1.0% 이상으로 첨가되는 경우에는 용접성을 크게 저하시키기 때문에 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, Cr의 함량 범위를 0.05∼1.0%로 한다.Cr has a great effect on increasing the hardenability by increasing the hardenability and therefore, it is necessary to add 0.05% or more to obtain the effect. However, when it is added in an amount of 1.0% or more, the weldability is greatly lowered, so that it is preferable to be limited to 1.0% or less. Therefore, the content of Cr is set to 0.05 to 1.0%.
Mo: 0.01~1.0%Mo: 0.01 to 1.0%
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키고, 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어 강도를 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.01% 이상의 첨가가 필요하지만, 1.0% 이상으로 첨가되면 용접열영향부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해한다. 따라서, Mo는 0.01∼1.0%의 함량 범위를 갖는다.Since Mo can greatly improve the hardenability and inhibit the formation of ferrite by only adding a small amount of Mo, it is necessary to add Mo at a content of 0.01% or more. If Mo is added at a content of 1.0% or more, Excessively increases and inhibits toughness. Therefore, Mo has a content range of 0.01 to 1.0%.
Cu: 0.01~1.0%Cu: 0.01 to 1.0%
Cu는 모재의 인성 저하를 최소화하는 동시에 강도를 높일 수 있다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가되어야 하며, 1.0% 이상으로 과도하게 첨가될 경우에는 강재의 표면 품질을 크게 저해시킬 수 있으므로 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, Cu는 0.01∼1.0%의 함량 범위를 갖는다.Cu can increase the strength while minimizing toughness deterioration of the base material. In order to exhibit such an effect, it should be added in an amount of 0.01% or more, and if it is added in an amount exceeding 1.0%, the surface quality of the steel may be significantly deteriorated. Therefore, Cu has a content range of 0.01 to 1.0%.
V: 0.005~0.3%V: 0.005 to 0.3%
V은 다른 미세 합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에서 석출되어 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하며, 0.3% 이상으로 과도하게 첨가될 경우에는 인성을 저하시키므로 V의 함량 범위는 0.005~0.3%로 한다. V has a low temperature to be employed as compared with other fine alloys and has an effect of preventing precipitation in the weld heat affected portion and thus lowering the strength. It is preferably added in an amount of 0.005% or more, and when it is added in excess of 0.3%, the toughness is lowered, so that the content of V is 0.005 to 0.3%.
이하, 본 발명의 일실시예에 따른 구조용 강재의 제조방법에 관하여 첨부된 도면을 참조하여 상세히 살펴보기로 한다.Hereinafter, a method of manufacturing a structural steel according to an embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 구조용 강재의 제조방법을 나타낸 순서도 이다.1 is a flowchart illustrating a method of manufacturing a structural steel according to an embodiment of the present invention.
도 1을 참조하면, 우선 구조용 강재를 제조하기 위해 일정한 합금원소들이 포함된 용강을 준비한다. 최초 전로에서 출강되는 용강은 정련과정을 통해 C, O, P, N 및 S의 기본 합금원소들이 적정 함량 범위로 포함되며, 이후 Nb, Ni 등의 다른 기본 합금원소들이 투입된다. 또한, Cu, V, Mo, Cr의 추가 합금원소들 중에서 선택된 1종 이상의 합금원소들이 용강에 투입된다.(S110)Referring to FIG. 1, a molten steel containing certain alloying elements is first prepared to produce a structural steel. During the refining process, the molten steel that is introduced in the first converter contains the basic alloying elements of C, O, P, N and S in the proper amount range, and then other basic alloying elements such as Nb and Ni are inputted. Further, one or more alloying elements selected from the additional alloying elements of Cu, V, Mo, and Cr are injected into the molten steel (S110)
이후, 탈산제로 사용되는 Mn 및 Si를 용강으로 투입하여 용강 중의 용존산소를 약탈산 상태로 만든다.(S120) 본 실시예에서는 약탈산 상태가 40∼70ppm 범위로 형성된다. Mn 및 Si를 투입함에 따라 용강에는 MnO-SiO2계 산화물이 생성된다. 이와 같이 약탈산된 상태의 용강에 Al을 연이어 투입하여 용강 중의 용존산소를 추가적으로 낮춘다.(S130) 이때, 본 실시예에서는 Al의 추가 투입에 따른 용강 중의 용존산소는 20∼40ppm의 범위를 갖는다. 또한, 산화물을 응집, 조대화시키는 Al의 성질을 이용하여 Mn 및 Si의 투입에 따라 생성된 MnO-SiO2계 산화물을 부분 환원시켜 부상분리를 촉진시킨다. 본 실시예에서는 용강 중의 용존산소량을 추가적으로 낮추는 것이 가능하기 때문에 이후 투입되는 고가의 Ti의 첨가량을 최소한으로 줄일 수 있어 경제성을 확보할 수 있다.Then, Mn and Si used as a deoxidizer are added as molten steel to make the dissolved oxygen in the molten steel into a spoil acid state. (S120) In this embodiment, the spoil acid state is formed in a range of 40 to 70 ppm. As Mn and Si are added, MnO-SiO 2 oxide is produced in the molten steel. In this way, dissolved oxygen in the molten steel is further reduced by addition of Al to the molten steel in the spoil-acid state. (S130) At this time, in this embodiment, dissolved oxygen in the molten steel due to the addition of Al is in the range of 20 to 40 ppm. In addition, the MnO 2 -SiO 2 -based oxide produced by the addition of Mn and Si is partially reduced by using the property of Al, which agglomerates and coarsens the oxide, thereby promoting floating separation. In this embodiment, since the amount of dissolved oxygen in the molten steel can be further lowered, the amount of expensive Ti added thereafter can be minimized, thereby ensuring economical efficiency.
이후, 용강 내에 Ti을 투입하여 TiOx 산화물을 형성시킨다.(S140) 일반적으로 산화물은 용존산소의 확산에 의하여 산화물의 핵 생성과 성장이 이루어진다. Ti의 투입이 용강 중의 용존산소가 Mn 및 Si의 투입에 의해 단순히 약탈산된 상태에 서 이루어지는 것과 달리 Al의 추가 탈산에 의해 보다 낮아짐으로써 미세한 TiOx 산화물이 부상분리되는 시간을 지연시킬 수 있다. 즉, Ti의 투입에 따라 형성된 TiOx 산화물은 용강 중에서 쉽게 부상분리되지 않고 용강 중에 미세하게 분산된 상태를 유지한다.Then, Ti is injected into the molten steel to form a TiO x oxide (S140). In general, oxides nucleate and grow oxides by diffusion of dissolved oxygen. The addition of Ti is delayed by the additional deoxidation of Al, which is different from the fact that the dissolved oxygen in the molten steel is merely spoiled by the introduction of Mn and Si, thereby delaying the time during which the fine TiO x oxide is separated. That is, the TiO x oxide formed in accordance with the input of Ti is not easily separated in the molten steel and is finely dispersed in the molten steel.
이후, Mg을 Ni-Zr-Mg계 합금의 형태로 투입한다.(S150) 일단, Ni-Zr-Mg계 합금의 투입이 이루어지면, 미세하게 분산된 TiOx 산화물을 Zr과 Mg이 동시에 부분 환원시켜 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나의 종류를 다수의 핵으로 형성한다.Thereafter, the input of the Mg in the form of a Ni-Zr-Mg-based alloy. (S150) one, Ni-Zr-Mg-based alloy In is completed, a, a TiO x oxide finely dispersed Zr and Mg at the same time partial reduction of At least one kind of Zr-Al-Ti-O system and Al-Mg-Ti-O system oxide is formed into a plurality of nuclei.
본 실시예에서 Ni-Zr-Mg계 합금의 투입은, Ti의 투입이 이루어져 TiOx 산화물이 용강 중에 미세하게 분산된 상태 이후에 10분 미만의 시간범위 내에서 이루어진다. 물론, 10분 미만의 시간범위 내에서도 가능한 빠른 시간내에 Ni-Zr-Mg계 합금이 투입되는 것이 바람직하다.In the present embodiment, the introduction of the Ni-Zr-Mg alloy is performed within a time period of less than 10 minutes after the Ti is introduced and the TiO x oxide is finely dispersed in the molten steel. Of course, it is preferable that the Ni-Zr-Mg alloy is injected as soon as possible even within the time range of less than 10 minutes.
Ni-Zr-Mg계 합금을 10분 미만의 시간범위 내에서 가능한 빠르게 첨가하는 이유는 시간의 경과에 따라 생성된 TiOx 산화물이 성장, 응집하여 조대화되고 부상하기 용이해지기 때문이며, 10분 이내의 시간범위 내에서 투입이 이루어지면 Ni-Zr-Mg계 합금의 투입에 따라 생성되는 산화물의 감소량이 크게 변하지 않는다.The reason why the Ni-Zr-Mg alloy is added as soon as possible within a time period of less than 10 minutes is because the TiO x oxide formed over time grows and coheres to become coarse and easy to float, The reduction amount of the oxide produced by the addition of the Ni-Zr-Mg based alloy does not change greatly.
Ti의 탈산 단계 이후에 Ni-Zr-Mg계 합금의 형태로 용강 중에 Mg을 첨가하는 것은 Mg의 비중이 1.74, 융점이 649℃, 비등점이 1090℃로서 1550℃ 이상의 용강 온도에서 바로 기화되기 때문에 실수율이 아주 낮아져 직접 투입하기 어렵기 때문이며, 이러한 이유로 통상 대기압하에서 첨가하는 경우에는 비중이 큰 Ni-Zr-Mg계 합금의 형태로 투입된다. 한편, Ni-Zr-Mg계 합금에서, Ni은 Mg의 용해도가 높이 때문에 Ni을 동시에 함유하는 합금을 사용하는 것이 용강내 Mg의 실수율을 높이는데 효과적이다. 또한, Mg과의 동시 첨가효과를 극대화하기 위해서 Zr이 첨가되었다.Mg is added to the molten steel in the form of a Ni-Zr-Mg alloy after the deoxidation step of Ti, since the specific gravity of Mg is 1.74, the melting point is 649 ° C and the boiling point is 1090 ° C. For the reason that it is difficult to inject directly. For this reason, when it is added under an atmospheric pressure, it is added in the form of a Ni-Zr-Mg alloy having a high specific gravity. On the other hand, in Ni-Zr-Mg alloys, since Ni has a high solubility of Mg, it is effective to increase the rate of occurrence of Mg in molten steel by using an alloy containing Ni at the same time. Zr was added to maximize the simultaneous addition effect with Mg.
종래에 Mg을 투입하는 과정에서 Mg의 투입량이 과도하게 많은 경우에는 다량의 Mg 증기발생 및 격렬한 산화 발열반응으로 조업상 문제점들이 발생하였으며, 다량의 Mg 투입에 따라 비용이 증가하는 문제점이 있었다. 본 실시예에서와 같이 밀도가 큰 Ni-Zr-Mg계 합금을 사용하기 때문에 Mg의 실수율을 높여 Mg의 사용량을 줄일 수 있으며, Zr의 강탈산 작용과 복합적으로 작용하여 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나의 종류를 핵으로 원활하게 생성시켜 Mg의 투입 비용을 절감할 수 있다. 즉, 제강 조업과정에서의 부하를 감소시키고 경제성 및 조업성을 확보할 수 있다.Conventionally, when the amount of Mg is excessively increased in the course of Mg addition, a large amount of Mg vapor and a vigorous oxidation exothermic reaction cause operational problems, and a large amount of Mg is added to increase the cost. Since the Ni-Zr-Mg alloy having a high density is used as in the present embodiment, the amount of Mg used can be reduced by increasing the rate of realization of Mg. In addition, Zr-Al-Ti-O Based oxide and Al-Mg-Ti-O-based oxide can be smoothly generated as nuclei, thereby reducing Mg charging cost. That is, it is possible to reduce the load during the steelmaking process and to secure economical efficiency and operability.
위와 같은 단계를 통해 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나의 종류를 다수의 핵으로 포함하는 용강을 연속주조공정을 통해 응고시켜 강재를 형성한다. 용강의 응고되면서 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나의 종류를 갖는 다수의 핵 주변에는 MnS, CuS의 황화물 및 TiN, NbN의 질화물 중 어느 하나를 함유하여 도 2에 도시된 바와 같은 복합 개재물을 석출시킨다.(S160)Through the above steps, molten steel containing at least one kind of Zr-Al-Ti-O system and Al-Mg-Ti-O system oxide as a plurality of nuclei is solidified through a continuous casting process to form a steel material. As the molten steel solidifies, any one of MnS, CuS sulfides, and nitrides of TiN and NbN is contained in the vicinity of a plurality of nuclei having at least one kind of Zr-Al-Ti-O system and Al-Mg- Thereby precipitating the composite inclusions as shown in Fig. 2. (S160)
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 복합 개재물을 주사형 전자 현미경(FE-SEM) 및 에너지 분산형 X선 분석(EDS)을 이용하여 나타낸 도면이다.2 is a view showing a complex inclusion according to an embodiment of the present invention using a scanning electron microscope (FE-SEM) and energy dispersive X-ray analysis (EDS).
도 2를 참조하면, 용강이 응고되면서 구형 또는 일그러진 구형의 형태를 갖는 복합 개재물이 석출된다. 복합 개재물에는 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나가 포함되는데, 이때의 산화물은 구형 또는 일그러진 구형에 국부적으로 위치한다. 즉, 산화물 입자는 복합 개재물의 내측 중심부에 위치할 수 있으며, 외주면 일측에 일부가 노출되어 위치할 수도 있다.Referring to FIG. 2, the molten steel is solidified to form a composite inclusion having a spherical or distorted spherical shape. The composite inclusion includes at least one of a Zr-Al-Ti-O-based oxide and an Al-Mg-Ti-O-based oxide, wherein the oxide is locally located in a spherical or distorted spherical shape. That is, the oxide particle may be located at the inner center portion of the composite inclusion, and may be located partially exposed at one side of the outer circumferential surface.
본 실시예에서 복합 개재물은 평균 입자 크기가 0.5∼5㎛의 범위 내에서 형성되며, 단위면적당 400개/㎟ 이상의 개수로 석출된다.(복합 개재물의 크기와 형상에 대해서는 후술하는 실시예에서 보다 상세하게 설명한다.)In the present embodiment, the composite inclusions are formed within the range of 0.5 to 5 mu m in average particle size, and are precipitated in a number of 400 / mm < 2 > per unit area (the size and shape of the composite inclusions are more detailed )
용강 중에 포함된 Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나의 핵은 연속주조공정에서 복합 개재물을 석출시키는데 그치는 것이 아니라, 용강 중에 남아있는 경우에는 연속주조공정 이후의 냉각과정이나 재가열-열간가공 중에서도 복합 개재물을 석출시키는 핵으로 작용한다.At least one nucleus of the Zr-Al-Ti-O-based and Al-Mg-Ti-O-based oxides contained in the molten steel does not just precipitate the composite inclusions in the continuous casting process, And serves as nuclei for precipitation of composite inclusions in the subsequent cooling process or reheating-hot working.
한편, 본 실시예에서 용강을 주조하여 강재를 형성하는데 연속주조 방식을 사용한 이유는 연속주조 방식이 냉각속도가 빠르기 때문이다. 따라서, 냉각속도가 빠르면 용강을 짧은 시간 내에 응고시켜 용강내 형성되는 석출물을 미세하게 분산시킬 수 있다. 그리고, 이와 같은 단계를 거쳐 제조된 본 발명에 따른 강재는 열간압연 공정에서 사용자의 용도에 따라서 공지된 제어압연, 제어냉각 등의 각종 기술이 적용될 수 있으며, 기계적 성질을 개선시키기 위하여 열처리를 적용할 수도 있다.On the other hand, in the present embodiment, the continuous casting method is used for casting molten steel to form a steel material because the continuous casting method has a high cooling rate. Therefore, if the cooling rate is high, the molten steel can be solidified in a short time, and the precipitate formed in the molten steel can be finely dispersed. Various kinds of techniques such as control rolling and control cooling known in the art can be applied according to the user's use in the hot rolling process, and the heat treatment is applied to improve the mechanical properties. It is possible.
이하, 실험예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 살펴보기로 한다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples.
[표 1]은 예비처리-전로 정련-2차 정련-연주공정-압연공정을 차례로 실시한 압연판재의 화학조성을 나타내고, [표 2]는 단위면적당 복합 개재물의 개수, 용접열영향부에서 오스테나이트의 평균 입자 크기 및 샤르피 시험 결과를 나타낸다.[Table 1] shows the chemical composition of the rolled plate material subjected to the preliminary treatment-converter refining-second refining-performance step-rolling step in turn. Table 2 shows the number of composite inclusions per unit area, Average particle size and Charpy test results are shown.
[표 1][Table 1]
잔부 : 철(Fe) 및 불가피적 불순물The remainder: iron (Fe) and inevitable impurities
[표 2][Table 2]
[표 1]에 표시된 화학조성을 갖는 각각의 압연판재(발명강 1∼발명강 7, 비교강 8, 7, 9)로부터 시편을 채취하고, 1 패스 대입열 용접(입열량 800KJ/cm, 일렉트로 가스 아크 용접)을 실시하여 용접 이음매를 얻었다. 그리고, 이들 용접 이음매로부터 용접이 이루어진 용접열영향부(HAZ)에서 샤르피(Charpy) 충격시험편을 채취하여 용접열영향부의 인성을 평가하였다. 평가방법으로는 3개의 시험편에 대해 -20℃의 환경조건에서 샤르피 충격시험을 각각 행하여 흡수 에너지를 3회 측정하였으며, 3회 측정에 대한 평균치를 구하였다. 여기에서 흡수 에너지에 대한 평균치는 용접열영향부(HAZ)의 충격인성(vE-20℃:J)을 나타낸다.The specimens were taken from each of the rolled plates having the chemical composition shown in Table 1 (inventive steels 1 to 7, comparative steels 8, 7 and 9), and subjected to one-pass substitution heat welding (heat input: 800 KJ / cm, Arc welding) was performed to obtain a welded joint. Then, Charpy impact test specimens were taken from the weld heat affected zone (HAZ) welded from these weld seams to evaluate the toughness of the weld heat affected zone. As the evaluation method, the Charpy impact test was performed on each of three test pieces under the environmental condition of -20 ° C, and the absorbed energy was measured three times, and the average value for three measurements was obtained. Here, the average value for the absorbed energy represents impact toughness (vE -20 ° C : J) of the weld heat affected zone (HAZ).
[표 2]에 표시된 바와 같이, 흡수 에너지의 평균치가 200J을 초과하는 시험 대상에 대하여 용접열영향부의 인성이 우수한 것이라고 평가하였다. 또한, 각 시험편 중앙부의 용접열영향부를 주사형 전자 현미경(FR-SEM)을 이용하여 관찰함으로써 도 2에 도시된 바와 같이 복합 개재물의 형상을 확인할 수 있으며, 에너지 분산형 X선 분석(EDS)을 통해 복합 개재물의 조성을 확인하였다. 그 결과, Zr-Al-Ti-O계 및 Al-Mg-Ti-O계 산화물 중 적어도 하나를 핵으로 하며, 핵의 주변에 (Mn, Cu)S 황화물 및 (Ti, Nb)N 질화물 중 적어도 하나를 함유한 복합 개재물은 평균 입자 크기가 0.5∼5㎛의 범위 내에서 형성되며, 구형 또는 구형에 비슷한 일그러진 구형의 형태를 갖는다. 복합 개재물의 개수는 전자현미경을 통해 포인트 카운팅(point counting)법으로 찾고, 화상분석기(Image analyzer)를 통해 단위면적당 개수로 환산한 결과 400개/㎟ 이상임을 확인할 수 있었다.As shown in Table 2, it was evaluated that the toughness of the weld heat affected zone was excellent for the test object having an average value of absorbed energy exceeding 200J. The shape of the composite inclusion can be confirmed as shown in FIG. 2 by observing the weld heat affected zone of each test piece using a scanning electron microscope (FR-SEM), and the energy dispersive X-ray analysis (EDS) The composition of the complex inclusions was confirmed. As a result, at least one of the Zr-Al-Ti-O system and the Al-Mg-Ti-O system oxide is used as a nucleus, and at least (Mn, Cu) S sulfide and Composite inclusions containing one are formed within a range of 0.5 to 5 탆 in average particle size and have a shape of a distorted spherical shape similar to a spherical or spherical shape. The number of complex inclusions was found by point counting method through an electron microscope and converted to the number per unit area through an image analyzer. As a result, it was confirmed that the number of complex inclusions was more than 400 pieces / mm 2.
상기의 결과로부터 다음과 같은 결과를 알 수 있다.From the above results, the following results are obtained.
우선, 본 발명의 요건을 만족하는 압연판재([표 1]의 발명강 1 내지 발명강 7)를 비교재([표 1]의 비교강 8, 9, 10)와 대비하면 상당히 균일한 범위내에서 단위면적당 복합 개재물의 개수가 형성되며, 그 개수도 비교재보다 현저하게 증가되었음을 확인할 수 있다. 따라서, 복합 개재물의 개수에 따른 밀도가 높게 분포되어 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 용접열영향부의 인성이 향상됨을 확인할 수 있다.First, the rolling steels satisfying the requirements of the present invention (inventive steels 1 to 7 of Table 1) are compared with comparative steels (comparative steels 8, 9 and 10 of Table 1) , The number of complex inclusions per unit area is formed, and the number of composite inclusions is remarkably increased as compared with the comparative material. Therefore, it can be confirmed that the density according to the number of composite inclusions is distributed so that the growth of the austenite grains is suppressed in the weld heat affected zone, and the toughness of the weld heat affected zone is improved.
이에 비해서, 본 발명에서 규정하는 요건 중 어느 하나가 부족한 압연판재([표 1]의 비교강 8, 9, 10)에서는 양호한 용접열영향부의 인성을 얻을 수 없음을 확인할 수 있다. 구체적으로, 비교강 8에서는 Mg이 적정 함량 범위(5∼30ppm)를 초과하고, 비교강 9에서는 Zr이 적정 함량 범위(0.005∼0.03%)를 초과하여 각각 조대한 Mg 산화물 및 Zr 산화물이 생성되고, 이후 산화물간의 충돌 합체에 의하여 부상분리가 일어난 결과 복합 개재물의 개수에 따른 밀도가 낮아져 용접열영향부의 오 스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 것이 불가능하였다. 따라서, 용접열영향부에서 낮은 인성이 나타났다.On the other hand, it can be confirmed that good toughness of the weld heat affected zone can not be obtained in the rolled plate materials (comparative steels 8, 9 and 10 in Table 1) in which any of the requirements specified in the present invention are insufficient. Specifically, in the comparative steel 8, Mg exceeds the optimum content range (5 to 30 ppm), and in the comparative steel 9, Zr exceeds the optimum content range (0.005 to 0.03%) to produce coarse Mg oxide and Zr oxide , And then flotation separation occurred due to the collision between the oxides. As a result, the density of the composite inclusions was lowered according to the number of the inclusions, and it was impossible to suppress the growth of the austenite grains in the weld heat affected zone. Therefore, low toughness appeared in the weld heat affected zone.
한편, 비교강 10에서는 탈산원소인 Al이 적정 함량 범위(0.002∼0.03%)를 초과하여 용강중 용존산소가 극저로 유지됨으로써 산화물을 적절하게 생성하지 못하였다. 또한, 조대화된 Al 산화물은 생성 후 산화물간의 충돌 및 합체과정을 통해 부상분리되어 복합 개재물의 개수가 적게 형성되어 용접열영향부의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 것이 불가능하며 이로 인해 낮은 인성이 나타났다.On the other hand, in the comparative steel 10, Al, which is a deoxidizing element, exceeded the appropriate content range (0.002 to 0.03%) and dissolved oxygen in the molten steel was kept extremely low, so that the oxide could not be properly produced. In addition, the coarsened Al oxide is formed by the collision between the oxides and the coalescence process, so that the number of the complex inclusions is reduced and the growth of the austenite grains in the weld heat affected zone can not be suppressed, resulting in low toughness .
이상과 같이 전술한 본 발명의 일실시예에 따른 구조용 강재 및 이의 제조방법을 통해 1400℃ 이상의 고온에서 견디는 복합 개재물을 강재에 고르게 분포시켜 대입열 용접시 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제할 수 있다. 따라서, 건설 구조물에 적용될 수 있는 후물 강재로서 사용이 가능하며, 1 패스 용접이 가능하여 용접작업의 능률을 향상시킬 수 있다. 즉, 본 발명에 따른 구조용 강재 및 이의 제조방법을 통해서 건설 구조물의 신뢰성을 확보할 수 있다.As described above, the structural steel according to one embodiment of the present invention and the manufacturing method thereof can uniformly distribute the composite inclusions, which can withstand at high temperatures of 1400 ° C. or higher, to the steel material, so that the growth of austenite grains . Therefore, it can be used as a backing steel which can be applied to a construction structure, and it is possible to perform one pass welding, thereby improving the efficiency of the welding work. That is, the reliability of the construction structure can be secured through the structural steel material and the manufacturing method thereof according to the present invention.
이상, 본 발명에 대하여 전술한 실시예 및 첨부된 도면을 참조하여 설명하였으나, 본 발명은 이에 한정되지 않으며, 후술되는 특허청구범위에 의해 한정된다. 따라서, 본 기술분야의 통상의 지식을 가진 자라면 후술되는 특허청구범위의 기술적 사상에서 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명이 다양하게 변형 및 수정될 수 있음을 알 수 있을 것이다.While the present invention has been particularly shown and described with reference to exemplary embodiments thereof, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed exemplary embodiments. Accordingly, those skilled in the art will appreciate that various modifications and changes may be made thereto without departing from the spirit of the following claims.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 구조용 강재의 제조방법을 나타낸 순서도.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG. 1 is a flow chart illustrating a method of manufacturing a structural steel according to an embodiment of the present invention; FIG.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 복합 개재물을 주사형 전사 현미경(FE-SEM) 및 에너지 분산형 X선 분석(EDS)을 사용하여 나타낸 도면.FIG. 2 is a diagram showing complex inclusions according to an embodiment of the present invention using a scanning transfer microscope (FE-SEM) and energy dispersive X-ray analysis (EDS).
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