KR20120132838A - High strength thick steel and method of manufacturing the thick steel - Google Patents

High strength thick steel and method of manufacturing the thick steel Download PDF

Info

Publication number
KR20120132838A
KR20120132838A KR1020110051199A KR20110051199A KR20120132838A KR 20120132838 A KR20120132838 A KR 20120132838A KR 1020110051199 A KR1020110051199 A KR 1020110051199A KR 20110051199 A KR20110051199 A KR 20110051199A KR 20120132838 A KR20120132838 A KR 20120132838A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
weight
steel
less
thick steel
rolling
Prior art date
Application number
KR1020110051199A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR101344556B1 (en
Inventor
박기정
박규협
황성두
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020110051199A priority Critical patent/KR101344556B1/en
Publication of KR20120132838A publication Critical patent/KR20120132838A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101344556B1 publication Critical patent/KR101344556B1/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Abstract

PURPOSE: A high-strength thick steel plate and a manufacturing method thereof are provided to obtain a high tensile strength of 800MPa or greater and superior low-temperature toughness by reducing inclusion segregated in the center of the steel plate. CONSTITUTION: A method for manufacturing a high-strength thick steel plate comprises the steps of: rolling steel slab in an austenite recrystallization area first(S110), rolling the steel plate in an austenite non-recrystallization area secondly(S120), cooling the rolled steel plate to a bainite area(S130), and tempering the cooled steel plate(S140), wherein the steel slab comprises 0.045-0.055weight% of C, 0.1-0.3 weight% of Si, 1.4-2.1 weight% of Mn, 0.01weight% or less of P, 0.003 weight% or less of S, 0.10-0.25 weight% of Cu, 0.3-0.4 weight% of Ni, 0.2-0.4 weight% of Cr, 0.1-0.2 weight% of Mo, 0.03-0.05 weight% of V, 0.004-0.01 weight% of Ti, 0.001-0.0025 weight% of B, 0.02-0.04 weight% of Al, 0.025-0.035 weight% of Nb, 0.01weight% or less of N, 0.003 weight% or less of O, and the remaining amount of Fe and inevitable impurities. [Reference numerals] (AA) Start; (BB) End; (S110) First rolling(1130-1200°C); (S120) Second rolling(700-1100°C); (S130) Cooling(bainite area); (S140) Tempering(580-620°C)

Description

고강도 후물 강재 및 그 제조 방법 {HIGH STRENGTH THICK STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE THICK STEEL}High strength thick steel and its manufacturing method {HIGH STRENGTH THICK STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE THICK STEEL}

본 발명은 교량 등에 사용되는 고강도 후물 강재 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 중심부에 편석된 개재물을 감소시켜 강도 및 저온인성이 우수한 후물 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a high strength thick steel manufacturing technology used in bridges and the like, and more particularly, to a thick steel materials excellent in strength and low temperature toughness by reducing the inclusions segregated in the center portion and a method of manufacturing the same.

교량 등에는 주로 후물 강재가 적용된다. The thick steel is mainly applied to bridges.

이러한 후물 강재는 일반적으로 슬라브 재가열 과정, 압연 과정 및 냉각 과정을 통하여 제조된다.Such thick steels are generally produced by slab reheating, rolling and cooling.

슬라브 재가열 과정에서는 반제품 상태의 강 슬라브를 재가열한다. In the slab reheating process, the steel slab in semi-finished condition is reheated.

압연 과정에서는 압연롤을 이용하여 강 슬라브를 압연한다. In the rolling process, steel slabs are rolled using a rolling roll.

냉각 과정에서는 압연이 마무리된 강재를 정해진 냉각종료온도까지 냉각한다.
In the cooling process, the finished steel is cooled down to a predetermined cooling end temperature.

본 발명의 목적은 합금성분 조절 및 공정조건 제어를 통하여, 고강도를 가지면서도 저온인성이 우수한 고강도 후물 강재 제조 방법을 제공하는 것이다. An object of the present invention is to provide a high-strength thick steel material manufacturing method having a high strength and excellent low temperature toughness through the control of alloy components and process conditions control.

본 발명의 다른 목적은 800MPa 이상의 고강도를 가지면서도 -20℃에서 49J 이상의 평균충격인성을 갖는 고강도 후물 강재를 제공하는 것이다.
It is another object of the present invention to provide a high strength thick steel having an average impact toughness of 49J or more at -20 ° C while having a high strength of 800 MPa or more.

상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 후물 강재 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.045~0.055%, 실리콘(Si) : 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.4~2.1%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.003% 이하, 구리(Cu) : 0.10~0.25%, 니켈(Ni) : 0.3~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.2%, 바나듐(V) : 0.03~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.004~0.01%, 보론(B) : 0.001~0.0025%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.025~0.035%, 질소(N) : 0.01% 이하, 산소(O) : 0.003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 강재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계; 2차 압연된 강재를 베이나이트 영역까지 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
High-strength thick steel production method according to an embodiment of the present invention for achieving the one object by weight, carbon (C): 0.045 ~ 0.055%, silicon (Si): 0.1 ~ 0.3%, manganese (Mn): 1.4 to 2.1%, phosphorus (P): 0.01% or less, sulfur (S): 0.003% or less, copper (Cu): 0.10 to 0.25%, nickel (Ni): 0.3 to 0.4%, chromium (Cr): 0.2 to 0.4%, Molybdenum (Mo): 0.1-0.2%, Vanadium (V): 0.03-0.05%, Titanium (Ti): 0.004-0.01%, Boron (B): 0.001-0.0025%, Aluminum (Al): 0.02- A steel slab consisting of 0.04%, niobium (Nb): 0.025 to 0.035%, nitrogen (N): 0.01% or less, oxygen (O): 0.003% or less, and the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities is added in the austenite recrystallization zone. Secondary rolling; Secondary rolling the primary rolled steel in an austenite uncrystallized region; Cooling the secondary rolled steel to the bainite region; And tempering the cooled steel material.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 후물 강재는 중량%로, 탄소(C) : 0.045~0.055%, 실리콘(Si) : 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.4~2.1%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.003% 이하, 구리(Cu) : 0.10~0.25%, 니켈(Ni) : 0.3~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.2%, 바나듐(V) : 0.03~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.004~0.01%, 보론(B) : 0.001~0.0025%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.025~0.035%, 질소(N) : 0.01% 이하, 산소(O) : 0.003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) 800MPa 이상 및 -20℃에서 49J 이상의 평균충격인성을 갖는 것을 특징으로 한다. High-strength thick steel according to an embodiment of the present invention for achieving the other object by weight, carbon (C): 0.045 ~ 0.055%, silicon (Si): 0.1 ~ 0.3%, manganese (Mn): 1.4 ~ 2.1 %, Phosphorus (P): 0.01% or less, sulfur (S): 0.003% or less, copper (Cu): 0.10-0.25%, nickel (Ni): 0.3-0.4%, chromium (Cr): 0.2-0.4%, Molybdenum (Mo): 0.1 ~ 0.2%, Vanadium (V): 0.03 ~ 0.05%, Titanium (Ti): 0.004 ~ 0.01%, Boron (B): 0.001 ~ 0.0025%, Aluminum (Al): 0.02 ~ 0.04%, Niobium (Nb): 0.025 ~ 0.035%, Nitrogen (N): 0.01% or less, Oxygen (O): 0.003% or less and the rest of iron (Fe) and inevitable impurities, tensile strength (TS) 800MPa or more and -20 It is characterized by having an average impact toughness of 49J or more at ℃.

이때, 본 발명에 따른 강재에는 하기 식 1을 만족하는 범위에서 티타늄 및 보론이 포함되어 있는 것이 바람직하다. At this time, the steel according to the present invention preferably contains titanium and boron in a range satisfying the following Equation 1.

식 1 : 3 ≤ [Ti]/[B] ≤ 5 ([ ]는 각 성분의 중량%)Equation 1: 3 ≤ [Ti] / [B] ≤ 5 ([] is the weight percent of each component)

또한, 본 발명에 따른 강재에는 하기 식 2에 의해 정해지는 탄소 당량(Ceq)이 하기 식 3을 만족하는 범위에서, 탄소, 실리콘, 망간, 니켈, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐이 포함되어 있는 것이 바람직하다. In addition, the steel according to the present invention preferably contains carbon, silicon, manganese, nickel, chromium, molybdenum and vanadium in a range in which the carbon equivalent (Ceq) determined by the following formula 2 satisfies the following formula 3. .

식 2 : 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35+0.0004t (t : 강재의 두께(mm))Equation 2: 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35 + 0.0004t (t: thickness of steel (mm))

식 3 : Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14 ([ ]는 각 성분의 중량%)
Equation 3: Ceq = [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14 ([] is each component Weight% of

본 발명에 따른 고강도 후물 강재 제조 방법은 몰리브덴 및 보론을 첨가하고, 티타늄과 보론의 함량 조절을 통하여 강재 중심부에 편석된 개재물을 감소시킴으로써 인장강도 800MPa 이상의 고강도 및 우수한 저온인성을 갖는 후물 강재를 제조할 수 있다. The method for producing a high strength thick steel according to the present invention can produce a thick steel having high strength and excellent low temperature toughness of 800 MPa or more by adding molybdenum and boron and reducing inclusions segregated at the center of the steel by controlling the content of titanium and boron. Can be.

따라서, 본 발명에 따른 고강도 후물 강재는 교량과 같이 강도 및 저온인성이 요구되는 분야에 활용될 수 있다.
Therefore, the high strength thick steel according to the present invention can be utilized in fields requiring strength and low temperature toughness such as bridges.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 후물 강재 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.
Figure 1 schematically shows a method of manufacturing a high strength thick steel according to an embodiment of the present invention.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.Advantages and features of the present invention, and methods of achieving the same will become apparent with reference to the embodiments described below in detail in conjunction with the accompanying drawings. It should be understood, however, that the invention is not limited to the disclosed embodiments, but is capable of many different forms and should not be construed as limited to the embodiments set forth herein. Rather, these embodiments are provided so that this disclosure will be thorough and complete, To fully disclose the scope of the invention to those skilled in the art, and the invention is only defined by the scope of the claims. Like reference numerals refer to like elements throughout the specification.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고강도 후물 강재 및 그 제조 방법 에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, with reference to the accompanying drawings, a high-strength thick steel according to a preferred embodiment of the present invention and a manufacturing method thereof will be described in detail.

고강도 후물 강재 High strength thick steel

본 발명에 따른 고강도 후물 강재는 중량%로, 탄소(C) : 0.045~0.055%, 실리콘(Si) : 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.4~2.1%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.003% 이하, 구리(Cu) : 0.10~0.25%, 니켈(Ni) : 0.3~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.2%, 바나듐(V) : 0.03~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.004~0.01%, 보론(B) : 0.001~0.0025%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.025~0.035%, 질소(N) : 0.01% 이하 및 산소(O) : 0.003% 이하를 포함한다.High-strength thick steel according to the present invention by weight%, carbon (C): 0.045 ~ 0.055%, silicon (Si): 0.1 ~ 0.3%, manganese (Mn): 1.4 ~ 2.1%, phosphorus (P): 0.01% or less , Sulfur (S): 0.003% or less, copper (Cu): 0.10 to 0.25%, nickel (Ni): 0.3 to 0.4%, chromium (Cr): 0.2 to 0.4%, molybdenum (Mo): 0.1 to 0.2%, Vanadium (V): 0.03 ~ 0.05%, Titanium (Ti): 0.004 ~ 0.01%, Boron (B): 0.001 ~ 0.0025%, Aluminum (Al): 0.02 ~ 0.04%, Niobium (Nb): 0.025 ~ 0.035%, Nitrogen (N): 0.01% or less and oxygen (O): 0.003% or less.

상기 성분들 외에 나머지는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다. In addition to the above components, the remainder is composed of impurities that are inevitably included in iron (Fe) and steelmaking.

이하, 본 발명에 따른 고강도 후물 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component included in the high strength thick steel according to the present invention will be described.

탄소(C)Carbon (C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가된다.Carbon (C) is added to secure the strength.

상기 탄소는 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.045 ~ 0.055 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.045 중량% 미만일 경우 요구되는 강도를 확보하기 어렵다. 반대로, 탄소의 첨가량이 0.055 중량%를 초과할 경우, 후물 강재 용접시 열영향부가 취약해지며, 이에 따라 후물 강재 용접부의 저온인성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon is preferably added at 0.045 to 0.055% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the amount of carbon added is less than 0.045% by weight, it is difficult to secure the required strength. On the contrary, when the added amount of carbon exceeds 0.055% by weight, the heat affected zone becomes weak at the time of welding the steel material, and thus there is a problem that the low temperature toughness of the steel material welding part is lowered.

실리콘(Si)Silicon (Si)

실리콘(Si)은 강도 확보에 기여하며, 특히, 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.Silicon (Si) contributes to securing strength and, in particular, serves as a deoxidizer to remove oxygen in the steel.

상기 실리콘은 고유의 탈산 효과 및 표면 품질 등을 고려할 때, 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.1 중량% 미만일 경우, 실리콘 첨가에 따른 탈산 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우, 저온인성 및 용접성이 저하될 수 있다.
In consideration of the inherent deoxidation effect and surface quality, the silicon is preferably added at 0.1 to 0.3% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the amount of silicon added is less than 0.1% by weight, the deoxidation effect due to the addition of silicon is insufficient. On the contrary, when the content of silicon exceeds 0.3% by weight, low temperature toughness and weldability may decrease.

망간(Mn)Manganese (Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고, 강도를 향상시키기에 유효하다. Manganese (Mn) is effective for improving strength without deteriorating toughness.

상기 망간은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 1.4 ~ 2.1 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 첨가량이 1.4 중량% 미만일 경우, 상기 망간 첨가 효과가 불충분하다. 반면, 망간의 첨가량이 2.1 중량%를 초과하면 템퍼링시 취화감수성이 지나치게 증가하는 문제점이 있다.
The manganese is preferably added in 1.4 ~ 2.1% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the amount of manganese added is less than 1.4% by weight, the effect of adding manganese is insufficient. On the other hand, when the amount of manganese exceeds 2.1% by weight, there is a problem in that the embrittlement sensitivity is excessively increased during tempering.

인(P)Phosphorus (P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시킨다. 그러나, 인이 과다하게 첨가될 경우, 인성을 악화시키고 Fe3P 등 편석을 생성시킨다.Phosphorus (P) inhibits cementite formation and increases strength. However, when excessively added phosphorus deteriorates toughness and produces segregation such as Fe 3 P.

이러한 점을 고려할 때, 본 발명에서는 인의 함량을 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.
In view of this point, in the present invention, the content of phosphorus is limited to 0.01% by weight or less of the total weight of the steel according to the present invention.

황(S)Sulfur (S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해하고, 취약한 FeS를 형성하고 망간과 결합하여 MnS 를 형성하는 등 편석에 영향을 미친다. Sulfur (S) affects segregation, such as inhibiting the toughness and weldability of steel, forming brittle FeS and combining with manganese to form MnS.

따라서, 본 발명에서는 상기 황의 함량을 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한하였다.
Therefore, in the present invention, the content of sulfur was limited to 0.003% by weight or less of the total weight of the steel according to the present invention.

구리(Cu)Copper (Cu)

구리(Cu)는 고용강화 원소로서 강도 향상에 기여한다.Copper (Cu) contributes to strength improvement as a solid solution strengthening element.

상기 구리는 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.1~0.25 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리의 첨가량이 0.1 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 구리의 첨가량이 0.25 중량%를 초과하는 경우 열간가공성을 저하시키는 문제점이 있다.
The copper is preferably added at 0.1 to 0.25% by weight of the total weight of the thick steel according to the present invention. When the amount of copper added is less than 0.1% by weight, the effect of addition is insufficient. On the contrary, when the addition amount of copper exceeds 0.25% by weight, there is a problem of lowering hot workability.

니켈(Ni)Nickel (Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성 개선에 유효하다. Nickel (Ni) is effective for improving toughness while improving hardenability.

상기 니켈은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.3~0.4 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈의 첨가량이 0.3 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 니켈의 첨가량이 0.4 중량%를 초과하는 경우, 냉간가공성을 저하시키는 문제점이 있다.
The nickel is preferably added in 0.3 ~ 0.4% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the amount of nickel added is less than 0.3% by weight, the effect of addition is insufficient. On the contrary, when the addition amount of nickel exceeds 0.4 wt%, there is a problem of lowering cold workability.

크롬(Cr)Chrome (Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로서 저온취성과 수소취성을 방지하는 역할을 하며, 또한 내산화성을 향상시킨다. Chromium (Cr) is a ferrite stabilizing element that serves to prevent low temperature and hydrogen embrittlement, and also improves oxidation resistance.

상기 크롬은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.2~0.4 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬의 첨가량이 0.2 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 크롬의 첨가량이 0.4 중량%를 초과하는 경우, 용접 열영향부 인성 열화를 초래하고, 템퍼링 취성을 발생시키는 문제점이 있다.
The chromium is preferably added in 0.2 ~ 0.4% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the amount of chromium added is less than 0.2% by weight, the effect of addition is insufficient. On the contrary, when the amount of chromium added exceeds 0.4% by weight, there is a problem that the weld heat affected zone deteriorates the toughness and generates temper brittleness.

몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)

몰리브덴(Mo)은 안정적으로 탄화물을 생성하기 때문에 크롬과 같이 고온강도 향상에 유효하다. Molybdenum (Mo) is effective in improving high temperature strength, such as chromium, because it generates carbides stably.

상기 몰리브덴은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.1~0.2 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴의 첨가량이 0.1 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴의 첨가량이 0.2 중량%를 초과하는 경우, 용접부 인성이 저하되는 문제점이 있다.
The molybdenum is preferably added in 0.1 to 0.2% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the amount of molybdenum added is less than 0.1% by weight, the effect of addition is insufficient. On the contrary, when the addition amount of molybdenum exceeds 0.2% by weight, there is a problem that the welded toughness is lowered.

바나듐(V)Vanadium (V)

바나듐은(V) 탄화물 생성원소로 특히 고온강도 향상에 기여한다. 특히 항복강도보다 인장강도 강화효과가 커서 항복비(YR)를 낮추는 효과를 가진다.Vanadium is a (V) carbide generating element that contributes particularly to high temperature strength. In particular, the effect of strengthening the tensile strength is greater than the yield strength, thereby lowering the yield ratio (YR).

상기 바나듐은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.03~0.05중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐의 첨가량이 0.03 중량% 미만일 경우, 바나듐 첨가에 따른 강도 향상 등의 효과가 불충분하다. 반대로, 바나듐의 첨가량이 0.05 중량%를 초과하는 경우, 탄소당량(Ceq)이 높아져 용접성의 저하를 초래하는 문제점이 있다.
The vanadium is preferably added in an amount of 0.03 to 0.05% by weight of the total weight of the steel material according to the present invention. When the added amount of vanadium is less than 0.03% by weight, effects such as strength improvement due to the addition of vanadium are insufficient. On the contrary, when the added amount of vanadium exceeds 0.05% by weight, the carbon equivalent (Ceq) is increased to cause a decrease in weldability.

티타늄(Ti) Titanium (Ti)

티타늄(Ti)은 TiN, TiC 등의 석출물 형성 원소로서, 슬라브 재가열시 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 강도를 증대시키는 역할을 한다. 특히, TiN 석출물은 높은 용해온도로 인하여 고온에서 쉽게 용해되지 않으며, 이로 인해 용접 열영향부(HAZ)에서 결정립을 미세화시키는 역할을 한다. Titanium (Ti) is a precipitate-forming element such as TiN and TiC, and forms TiN upon reheating the slab, thereby suppressing austenite grain growth and increasing strength. In particular, TiN precipitates are not easily dissolved at high temperatures due to the high dissolution temperature, and thus serve to refine the grains in the weld heat affected zone (HAZ).

상기 티타늄은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.004~0.01 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄의 첨가량이 0.004 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 티타늄의 첨가량이 0.01 중량%를 초과하는 경우, 조대한 Ti(C,N) 석출물이 형성되어, 평균 석출물이 조대화되는 단점이 있다.
The titanium is preferably added in 0.004 to 0.01 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. When the amount of titanium added is less than 0.004% by weight, the effect of addition is insufficient. On the contrary, when the added amount of titanium exceeds 0.01% by weight, coarse Ti (C, N) precipitates are formed, resulting in coarse average precipitates.

보론(B)Boron (B)

보론(B)은 소입성 원소로, 강재의 경화능을 크게 향상시킨다. 또한 보론을 티타늄과 함께 첨가하였을 때, TiB2의 형태로 Ti가 조대한 Ti(C,N)으로 성장하는 것을 억제한다. Boron (B) is a hardenable element, and greatly improves the hardenability of steel materials. In addition, when boron is added together with titanium, it suppresses the growth of Ti into coarse Ti (C, N) in the form of TiB 2 .

상기 보론은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.001~0.025 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 보론의 첨가량이 0.001 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 보론의 첨가량이 0.0025 중량%를 초과하는 경우, Fe3B가 형성되어 적열취성을 발생시키는 문제점이 있다.
The boron is preferably added in 0.001 to 0.025% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the addition amount of boron is less than 0.001% by weight, the addition effect is insufficient. On the contrary, when the addition amount of boron exceeds 0.0025% by weight, Fe 3 B is formed there is a problem that generates red brittle.

한편, 본 발명에서, 상기 티타늄 및 보론은 하기의 식 1을 만족하는 범위 내에서 각각 첨가되는 것이 바람직하다. On the other hand, in the present invention, it is preferable that the titanium and boron are each added within a range satisfying the following Equation 1.

식 1 : 3 ≤ [Ti]/[B] ≤ 5 ([ ]는 각 성분의 중량%)Equation 1: 3 ≤ [Ti] / [B] ≤ 5 ([] is the weight percent of each component)

Ti(C,N)은 Nb(C,N)보다 개재물의 크기가 크다. 또한, 니오븀은 다른 개재물에서 핵생성하여 성장하는 경향이 강하다. 따라서, Ti(C,N)과 같은 조대한 개재물의 형성은 후물 강재의 중심부 편석 제어에 악영향을 미친다. Ti (C, N) has a larger inclusion size than Nb (C, N). In addition, niobium tends to nucleate and grow in other inclusions. Therefore, the formation of coarse inclusions such as Ti (C, N) adversely affects the segregation control of the core of the thick steel.

본 발명의 발명자들은 보론과 티타늄이 상기 범위를 만족할 때, Ti(C,N)의 형성이 억제되고, 아울러 니오븀 석출물의 피닝 효과(pinning effect)가 유지됨을 알아내었다. 보론 첨가량 대비 티타늄 첨가량이 3배 미만일 경우, 니오븀 석출물의 피닝 효과가 크게 감소한다. 반대로, 보론 첨가량 대비 티타늄 첨가량이 5배를 초과하면 후물 강재의 중심부에 편석되는 조대한 개재물에 의하여 강도 및 저온인성을 확보하기 어렵다.
The inventors of the present invention have found that when boron and titanium satisfy the above range, the formation of Ti (C, N) is suppressed and the pinning effect of niobium precipitate is maintained. If the amount of titanium added is less than three times the amount of boron added, the pinning effect of niobium precipitates is greatly reduced. On the contrary, when the amount of titanium added exceeds 5 times the amount of boron, it is difficult to secure strength and low temperature toughness by coarse inclusions segregated in the center of the thick steel.

알루미늄(Al)Aluminum (Al)

알루미늄(Al)은 질화물을 형성하고, 결정립 사이즈를 줄이는데 유효하다. Aluminum (Al) is effective for forming nitrides and reducing grain size.

상기 알루미늄은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.02~0.04 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄이 첨가량이 0.02 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 알루미늄의 첨가량이 0.04 중량%를 초과하면 개재물이 증가하고 청정성이 저하되는 문제점이 있다.
The aluminum is preferably added in an amount of 0.02 to 0.04% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When aluminum is added in an amount less than 0.02% by weight, the addition effect is insufficient. On the contrary, when the addition amount of aluminum exceeds 0.04% by weight, inclusions increase and cleanliness is deteriorated.

니오븀(Nb)Niobium (Nb)

니오븀(Nb)은 상기 티타늄과 함께 용접성에 거의 영향을 미치지 않으면서 강도 향상에 효과적으로 기여한다. Niobium (Nb) together with the titanium effectively contributes to strength improvement with little effect on weldability.

상기 니오븀은 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.025~0.035중량% 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.025 중량% 미만이면 니오븀 첨가에 따른 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.035중량%를 초과하는 경우, 후물 강재 중심부에 편석으로 존재할 가능성이 높다.
The niobium is preferably added in an amount of 0.025 to 0.035% by weight of the total weight of the thick steel according to the present invention. If the addition amount of niobium is less than 0.025% by weight, the effect of improving strength due to niobium addition is insufficient. On the contrary, when the addition amount of niobium exceeds 0.035 weight%, it is likely to exist as segregation in the core steel core.

질소(N)Nitrogen (N)

질소(N)는 AlN의 생성에 의해 결정립을 미세화하는데 기여할 수 있다. 그러나, 질소가 과다하게 함유되면 제조되는 후물 강재의 인성을 열화시킨다.Nitrogen (N) can contribute to refine the grains by the production of AlN. However, excessive nitrogen content deteriorates the toughness of the thick steel produced.

따라서, 본 발명에서는 질소의 함량을 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.
Therefore, in the present invention, the content of nitrogen was limited to 0.01% by weight or less of the total weight of the steel according to the present invention.

산소(O)Oxygen (O)

산소(O)는 산화물계 개재물을 형성하고, 과하게 존재하면 인성을 열화시킨다. Oxygen (O) forms oxide inclusions and, if excessively present, deteriorates toughness.

따라서, 본 발명에서는 산소의 함량을 본 발명에 따른 후물 강재 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한하였다.
Therefore, in the present invention, the oxygen content is limited to 0.003% by weight or less of the total weight of the steel according to the present invention.

한편, 하기 식 2에 의해 정해지는 탄소 당량(Ceq)이 하기 식 3을 만족하는 경우, 강도 및 용접특성 확보에 용이하다. On the other hand, when the carbon equivalent (Ceq) determined by the following formula 2 satisfies the following formula 3, it is easy to secure the strength and welding characteristics.

식 2 : 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35+0.0004t (t : 강재의 두께(mm))Equation 2: 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35 + 0.0004t (t: thickness of steel (mm))

식 3 : Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14 ([ ]는 각 성분의 중량%) Equation 3: Ceq = [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14 ([] is each component % By weight of

실험결과, 탄소당량(Ceq)이 강재의 두께와 관계없이 0.57을 초과하면 강재의 용접 특성이 좋지 않았다. 또한, 탄소 당량이 강재의 두께와의 관계에서, 0.35+0.0004t 미만인 경우, 강도가 부족하였다. 예를 들어, 강재의 두께가 65mm인 경우, 탄소 당량은 0.376 이상이 바람직하고, 이를 만족하도록 탄소, 실리콘, 망간, 니켈, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐의 첨가량이 조절될 수 있다.
As a result, when the carbon equivalent (Ceq) exceeds 0.57 regardless of the thickness of the steel, the welding properties of the steel was not good. Moreover, when carbon equivalent was less than 0.35 + 0.0004t in relationship with the thickness of steel materials, strength was inadequate. For example, when the thickness of the steel is 65mm, the carbon equivalent is preferably 0.376 or more, and the amount of carbon, silicon, manganese, nickel, chromium, molybdenum and vanadium may be adjusted to satisfy this.

고강도 후물 강재 제조 방법High strength thick steel manufacturing method

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 후물 강재 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다. Figure 1 schematically shows a method of manufacturing a high strength thick steel according to an embodiment of the present invention.

도 1을 참조하면, 도시된 고강도 후물 강재 제조 방법은 1차 압연 단계(S110), 2차 압연 단계(S120), 냉각 단계(S130) 및 템퍼링 단계(S140)를 포함한다. Referring to FIG. 1, the illustrated high strength thick steel manufacturing method includes a first rolling step S110, a second rolling step S120, a cooling step S130, and a tempering step S140.

도 1에는 도시하지 않았으나, 1차 압연 이전에 강 슬라브를 1차 압연의 개시 온도보다 높은 온도, 예를 들면 1250~1300℃에서 1~2시간 정도 재가열하는 슬라브 재가열 단계가 더 포함될 수 있다. Although not shown in FIG. 1, a slab reheating step of reheating the steel slab at a temperature higher than the initial temperature of the first rolling, for example, 1250 to 1300 ° C. for about 1 to 2 hours before the first rolling may be further included.

1차 압연Primary rolling

1차 압연 단계(S110)에서는 본 발명에서 제시된 조성을 갖는 강 슬라브를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차적으로 압연한다. In the primary rolling step (S110), the steel slab having the composition shown in the present invention is primarily rolled in the austenite recrystallization region.

1차 압연은 오스테나이트 재결정 영역에 해당하는 1130~1250℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 1차 압연이 1250℃를 초과하는 온도에서 실시되는 경우, 충분한 강도 확보가 어렵고, 모재 및 용접부 인성이 저하된다. 반대로, 1차 압연이 1130℃ 미만에서 실시되는 경우, 2차 압연의 압연부하가 커지는 문제점이 있다.
It is preferable that primary rolling is performed at 1130-1250 degreeC corresponding to an austenite recrystallization area | region. When primary rolling is performed at the temperature exceeding 1250 degreeC, securing sufficient strength is difficult and the base material and weld part toughness fall. On the contrary, when primary rolling is performed at less than 1130 degreeC, there exists a problem that the rolling load of secondary rolling becomes large.

2차 압연Secondary rolling

다음으로, 2차 압연 단계(S120)에서는 1차 압연된 강재를 압연하여 결정립을 미세화한다. Next, in the secondary rolling step (S120) to roll the primary rolled steel to refine the grains.

2차 압연은 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 700~1100℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 2차 압연의 압연 온도가 1100℃를 초과하는 경우, 결정립 조대화로 인하여 강도 및 용접부 인성 확보가 어렵다. 반면, 2차 압연의 마무리 온도가 700℃ 미만일 경우, 미재결정 영역에서의 지나친 압연량으로 인하여 항복비가 높아질 수 있다.It is preferable that secondary rolling is performed at 700-1100 degreeC corresponding to an austenite uncrystallized area | region. When the rolling temperature of the secondary rolling exceeds 1100 ° C., it is difficult to secure the strength and the welded part toughness due to grain coarsening. On the other hand, when the finishing temperature of the secondary rolling is less than 700 ° C., the yield ratio may be high due to the excessive rolling amount in the unrecrystallized region.

한편, 균일하면서도 미세한 조직 확보 및 생산성을 고려할 때, 2차 압연은 압하량이 대략 40~60%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 이러한 2차 압연의 압하량은 1차 압연의 압하량을 조절함으로써 정해질 수 있다.
On the other hand, in view of securing a uniform and fine structure and productivity, the secondary rolling is preferably carried out so that the reduction amount is approximately 40 to 60%. The reduction amount of such secondary rolling can be determined by adjusting the reduction amount of the primary rolling.

냉각Cooling

다음으로, 냉각 단계(S130)에서는 압연이 종료된 강재를 충분한 강도를 확보하기 위하여, 베이나이트 영역까지 냉각한다. 냉각은 수냉 방식이 적용될 수 있다. Next, in the cooling step (S130), in order to ensure sufficient strength of the steel material is finished rolling, to the bainite region. Cooling may be applied to the water cooling method.

냉각은 300 ~ 500℃의 온도까지 5 ~ 100 ℃/sec의 냉각속도로 실시되는 것이 바람직하다. Cooling is preferably carried out at a cooling rate of 5 ~ 100 ℃ / sec to a temperature of 300 ~ 500 ℃.

냉각 종료 온도가 300℃ 미만일 경우, 충분한 강도는 확보할 수 있으나, 저온인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각 종료 온도가 500℃를 초과하는 경우, 조대한 미세조직의 형성으로 강도가 저하되는 문제가 있다. If the cooling end temperature is less than 300 ° C, sufficient strength can be secured, but there is a problem that low-temperature toughness is lowered. On the contrary, when cooling end temperature exceeds 500 degreeC, there exists a problem that intensity | strength falls by formation of coarse microstructure.

또한, 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우 충분한 강도 및 용접부 인성 확보가 어렵다. 반대로, 냉각 속도가 100℃/sec를 초과하면 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 경제성이 저하될 수 있다.
In addition, when the cooling rate is less than 5 ℃ / sec it is difficult to secure sufficient strength and toughness of the weld. On the contrary, when the cooling rate exceeds 100 ° C / sec, it is difficult to control the cooling, and the economic efficiency may be reduced due to excessive cooling.

템퍼링Tempering

다음으로, 템퍼링(Tempering) 단계(S140)에서는 냉각된 강재를 템퍼링한다. 템퍼링에 의하여, 강판의 취성이 완화될 수 있다. Next, in the tempering step (S140), the cooled steel material is tempered. By tempering, brittleness of the steel sheet can be alleviated.

템퍼링은 600 ± 50℃에서 30분 내지 2시간동안 실시되는 것이 바람직하다. Tempering is preferably carried out at 600 ± 50 ° C for 30 minutes to 2 hours.

템퍼링 온도가 650℃를 초과하는 경우, 강재의 강도가 저하될 수 있다. 반대로, 템퍼링 온도가 550℃ 미만일 경우, 탄화물 등 석출이 원활하게 이루어지지 않아 템퍼링 효과가 불충분하다. If the tempering temperature exceeds 650 ° C., the strength of the steel may be lowered. On the contrary, when the tempering temperature is less than 550 ° C., precipitation such as carbide does not occur smoothly, and thus the tempering effect is insufficient.

또한, 템퍼링 시간이 30분 미만일 경우, 템퍼링 효과가 불충분하다. 반대로, 템퍼링 시간이 2시간을 초과하는 경우, 더 이상의 템퍼링 효과없이 생산성이 저하될 수 있다.
In addition, when the tempering time is less than 30 minutes, the tempering effect is insufficient. Conversely, when the tempering time exceeds 2 hours, productivity may be lowered without further tempering effect.

상기 단계들(S110 ~ S140)을 포함하는 방법으로 제조된 후물 강재는 인장강도(TS) 800MPa 이상을 가질 수 있다. 또한, 상기 방법으로 제조된 후물 강재에 대하여 -20℃에서 샤르피 충격시험을 실시한 결과, 흡수에너지가 평균 49J 이상으로, 우수한 평균충격인성을 나타내었다. The steel material manufactured by the method including the steps S110 to S140 may have a tensile strength TS of 800 MPa or more. In addition, the Charpy impact test was carried out at -20 ° C on the thick steel produced by the above method. As a result, the absorbed energy averaged 49J or more, showing excellent average impact toughness.

이와 같이, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 후물 강재의 우수한 강도 및 저온인성 특성은 전술한 합금성분 조절 및 공정 조건 조절을 통하여 중심부의 조대한 개재물을 감소시킨 결과로 볼 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 고강도 후물 강재는 교량 등 강도 및 저온인성이 요구되는 다양한 용도로 활용할 수 있다.
Thus, the excellent strength and low temperature toughness characteristics of the thick steel produced by the method according to the present invention can be seen as a result of reducing the coarse inclusions in the center through the adjustment of the above-described alloy components and process conditions. Therefore, the high-strength thick steel material according to the present invention can be utilized for various applications such as bridges, such as strength and low temperature toughness.

실시예Example

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다. Hereinafter, the configuration and operation of the present invention through the preferred embodiment of the present invention will be described in more detail. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
Details that are not described herein will be omitted since those skilled in the art can sufficiently infer technically.

1. 후물 강재의 제조1. Fabrication of thick steels

표 1에 나타낸 조성을 갖는 실시예 1~3 및 비교예 1~3에 따른 강 슬라브를 1200℃로 1시간동안 재가열한 후, 1150℃까지 1차 압연을 수행하고, 이어서 1100℃부터 2차 압연을 실시하여 850℃에서 압연을 종료한 후, 10℃/sec의 냉각속도로 400℃까지 냉각하였다. 이후, 600℃에서 1시간동안 템퍼링을 실시하여, 후물 강재를 제조하였다. After reheating the steel slabs according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3 having the compositions shown in Table 1 for 1 hour at 1200 ° C., the primary rolling was carried out to 1150 ° C., followed by secondary rolling from 1100 ° C. After completion of rolling at 850 ° C., the mixture was cooled to 400 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./sec. Thereafter, tempering was performed at 600 ° C. for 1 hour to prepare a thick steel.

[표 1](단위 : 중량%)[Table 1] (unit:% by weight)

Figure pat00001

Figure pat00001

2. 물성 평가2. Property evaluation

표 2는 실시예 1~2에 따라 제조된 강재의 물성 평가 결과를 나타낸 것이다. Table 2 shows the results of evaluation of physical properties of the steel produced according to Examples 1-2.

[표 2][Table 2]

Figure pat00002
Figure pat00002

표 2를 참조하면, 실시예 1~3에 따라 제조된 후물 강재의 경우, 두께에 관계없이 인장강도가 800MPa 이상을 나타내었으며, -20℃에서 샤르피 충격시험 결과 평균 흡수에너지가 49J 이상을 나타내어, 저온인성이 우수하였다. Referring to Table 2, in the case of thick steels manufactured according to Examples 1 to 3, the tensile strength was 800 MPa or more regardless of the thickness, and the Charpy impact test at -20 ° C showed an average absorbed energy of 49 J or more. Excellent low temperature toughness.

그러나, 비교예 1의 경우, -20℃에서의 인성이 목표치인 49J에 미달하였으며, 비교예 2의 경우, 인장강도가 800MPa에 미달하였다. 또한, 비교예 3의 경우, -20℃에서의 인성이 목표치에 미달하였으며, 인장강도 대비 항복강도가 매우 높았다.
However, in Comparative Example 1, the toughness at −20 ° C. fell short of the target value of 49J, and in Comparative Example 2, the tensile strength did not reach 800 MPa. In addition, in the case of Comparative Example 3, the toughness at −20 ° C. fell short of the target value, and the yield strength compared to the tensile strength was very high.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 고강도 후물 강재는 몰리브덴 및 보론을 첨가하고, 티타늄과 보론의 함량 조절을 통하여 강재 중심부에 편석된 개재물을 감소시킴으로써 인장강도 800MPa 이상의 고강도 및 우수한 저온인성을 갖는 장점이 있다.
As described above, the high strength thick steel according to the present invention has the advantage of having high strength and excellent low temperature toughness of 800 MPa or more by adding molybdenum and boron and reducing inclusions segregated at the center of the steel by controlling the content of titanium and boron. have.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
While the invention has been described in connection with what is presently considered to be the most practical and preferred embodiment, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments. Such changes and modifications are intended to fall within the scope of the present invention unless they depart from the scope of the present invention. Accordingly, the scope of the present invention should be determined by the following claims.

S110 : 1차 압연 단계
S120 : 2차 압연 단계
S130 : 냉각 단계
S140 : 템퍼링 단계S110: first rolling step
S120: secondary rolling step
S130: cooling stage
S140: Tempering step

Claims (10)

중량%로, 탄소(C) : 0.045~0.055%, 실리콘(Si) : 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.4~2.1%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.003% 이하, 구리(Cu) : 0.10~0.25%, 니켈(Ni) : 0.3~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.2%, 바나듐(V) : 0.03~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.004~0.01%, 보론(B) : 0.001~0.0025%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.025~0.035%, 질소(N) : 0.01% 이하, 산소(O) : 0.003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 압연하는 단계;
상기 1차 압연된 강재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 2차 압연하는 단계;
2차 압연된 강재를 베이나이트 영역까지 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재 제조 방법.
By weight%, carbon (C): 0.045 ~ 0.055%, silicon (Si): 0.1 ~ 0.3%, manganese (Mn): 1.4 ~ 2.1%, phosphorus (P): 0.01% or less, sulfur (S): 0.003% Copper (Cu): 0.10 to 0.25%, Nickel (Ni): 0.3 to 0.4%, Chromium (Cr): 0.2 to 0.4%, Molybdenum (Mo): 0.1 to 0.2%, Vanadium (V): 0.03 to 0.05 %, Ti: 0.004 ~ 0.01%, Boron (B): 0.001 ~ 0.0025%, Aluminum (Al): 0.02 ~ 0.04%, Niobium (Nb): 0.025 ~ 0.035%, Nitrogen (N): 0.01% or less Oxygen (O): 0.003% or less, and first rolling the steel slab consisting of the remaining iron (Fe) and inevitable impurities in the austenite recrystallization region;
Secondary rolling the primary rolled steel in an austenite uncrystallized region;
Cooling the secondary rolled steel to the bainite region; And
Tempering the cooled steel material; characterized in that it comprises a.
제1항에 있어서,
상기 1차 압연은
1130~1250℃에서 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
The primary rolling is
High-strength thick steel production method characterized in that carried out at 1130 ~ 1250 ℃.
제1항에 있어서,
상기 2차 압연은
700~1100℃에서 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
The secondary rolling is
High-strength thick steel production method characterized in that carried out at 700 ~ 1100 ℃.
제1항에 있어서,
상기 강 슬라브에는
하기 식 1을 만족하는 범위에서 티타늄 및 보론이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재 제조 방법.
식 1 : 3 ≤ [Ti]/[B] ≤ 5 ([ ]는 각 성분의 중량%)
The method of claim 1,
The steel slab
Method for producing a high strength thick steel material, characterized in that titanium and boron is included in the range satisfying the following formula 1.
Equation 1: 3 ≤ [Ti] / [B] ≤ 5 ([] is the weight percent of each component)
제1항에 있어서,
상기 강 슬라브에는
하기 식 2에 의해 정해지는 탄소 당량(Ceq)이 하기 식 3을 만족하는 범위에서, 탄소, 실리콘, 망간, 니켈, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재 제조 방법.
식 2 : 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35+0.0004t (t : 강재의 두께(mm))
식 3 : Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14 ([ ]는 각 성분의 중량%)
The method of claim 1,
The steel slab
Carbon, silicon, manganese, nickel, chromium, molybdenum and vanadium are contained in the range whose carbon equivalent (Ceq) determined by following formula 2 satisfy | fills following formula 3, The high-strength thick steel manufacturing method characterized by the above-mentioned.
Equation 2: 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35 + 0.0004t (t: thickness of steel (mm))
Equation 3: Ceq = [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14 ([] is each component Weight% of
제1항에 있어서,
상기 냉각은
300 ~ 500℃의 온도까지 5 ~ 100 ℃/sec의 냉각속도로 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
The cooling is
A high strength thick steel manufacturing method, characterized in that carried out at a cooling rate of 5 ~ 100 ℃ / sec to a temperature of 300 ~ 500 ℃.
제1항에 있어서,
상기 템퍼링은
550 ~ 650℃에서 30분 내지 2시간 동안 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
The tempering
Method for producing a high strength steel material, characterized in that carried out for 30 minutes to 2 hours at 550 ~ 650 ℃.
중량%로, 탄소(C) : 0.045~0.055%, 실리콘(Si) : 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.4~2.1%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.003% 이하, 구리(Cu) : 0.10~0.25%, 니켈(Ni) : 0.3~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.2%, 바나듐(V) : 0.03~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.004~0.01%, 보론(B) : 0.001~0.0025%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.025~0.035%, 질소(N) : 0.01% 이하, 산소(O) : 0.003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
인장강도(TS) 800MPa 이상 및 -20℃에서 49J 이상의 평균충격인성을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재.
By weight%, carbon (C): 0.045 ~ 0.055%, silicon (Si): 0.1 ~ 0.3%, manganese (Mn): 1.4 ~ 2.1%, phosphorus (P): 0.01% or less, sulfur (S): 0.003% Copper (Cu): 0.10 to 0.25%, Nickel (Ni): 0.3 to 0.4%, Chromium (Cr): 0.2 to 0.4%, Molybdenum (Mo): 0.1 to 0.2%, Vanadium (V): 0.03 to 0.05 %, Ti: 0.004 ~ 0.01%, Boron (B): 0.001 ~ 0.0025%, Aluminum (Al): 0.02 ~ 0.04%, Niobium (Nb): 0.025 ~ 0.035%, Nitrogen (N): 0.01% or less , Oxygen (O): less than 0.003% and the remaining iron (Fe) and inevitable impurities,
Tensile strength (TS) High strength thick steel, characterized in that it has an average impact toughness of 800MPa or more and 49J or more at -20 ℃.
제8항에 있어서,
상기 강재는
하기 식 1을 만족하는 범위에서 티타늄 및 보론이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재.
식 1 : 3 ≤ [Ti]/[B] ≤ 5 ([ ]는 각 성분의 중량%)
9. The method of claim 8,
The steel is
High-strength thick steel material, characterized in that the titanium and boron is contained in the range satisfying the following formula 1.
Equation 1: 3 ≤ [Ti] / [B] ≤ 5 ([] is the weight percent of each component)
제8항에 있어서,
상기 강재는
하기 식 2에 의해 정해지는 탄소 당량(Ceq)이 하기 식 3을 만족하는 범위에서, 탄소, 실리콘, 망간, 니켈, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 강재.
식 2 : 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35+0.0004t (t : 강재의 두께(mm))
식 3 : Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14 ([ ]는 각 성분의 중량%) 9. The method of claim 8,
The steel is
A high-strength thick steel material characterized by containing carbon, silicon, manganese, nickel, chromium, molybdenum and vanadium in a range in which the carbon equivalent (Ceq) determined by the following formula 2 satisfies the following formula 3.
Equation 2: 0.57 ≥ Ceq ≥ 0.35 + 0.0004t (t: thickness of steel (mm))
Equation 3: Ceq = [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14 ([] is each component Weight% of
KR1020110051199A 2011-05-30 2011-05-30 High strength thick steel and method of manufacturing the thick steel KR101344556B1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020110051199A KR101344556B1 (en) 2011-05-30 2011-05-30 High strength thick steel and method of manufacturing the thick steel

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020110051199A KR101344556B1 (en) 2011-05-30 2011-05-30 High strength thick steel and method of manufacturing the thick steel

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20120132838A true KR20120132838A (en) 2012-12-10
KR101344556B1 KR101344556B1 (en) 2013-12-26

Family

ID=47516296

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020110051199A KR101344556B1 (en) 2011-05-30 2011-05-30 High strength thick steel and method of manufacturing the thick steel

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101344556B1 (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016072681A1 (en) * 2014-11-03 2016-05-12 주식회사 포스코 Wire rod having enhanced strength and impact toughness and preparation method for same

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016072681A1 (en) * 2014-11-03 2016-05-12 주식회사 포스코 Wire rod having enhanced strength and impact toughness and preparation method for same

Also Published As

Publication number Publication date
KR101344556B1 (en) 2013-12-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101676143B1 (en) High strength structural steel having low yield ratio and good impact toughness and preparing method for the same
KR20210053526A (en) Steel plate having high strength and excellent low-temperature impact toughness and method for manufacturing thereof
JP2008075107A (en) Method for manufacturing high-strength/high-toughness steel
KR101318227B1 (en) Cu-added complex bainitic steel and manufacturing method thereof
KR101553108B1 (en) Steel for pressure vessel and method of manufacturing the steel
JP5130472B2 (en) Method for producing high-tensile steel material with excellent weld crack resistance
KR101278004B1 (en) High strength steel plate and method of manufacturing the steel plate
KR101320222B1 (en) High strength steel plate and method of manufacturing the steel plate
KR20160014998A (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR101786258B1 (en) The steel sheet having high-strength and excellent heat affected zone toughness and method for manufacturing the same
KR101679668B1 (en) Manufacturing method for high strength steel palte with low temperature toughness and high strength steel palte with low temperature toughness thereof
KR101344556B1 (en) High strength thick steel and method of manufacturing the thick steel
KR101455458B1 (en) Steel plate and method for manufacturing of the same
KR20150101735A (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR20200075964A (en) Ultra-high strength and high toughness steel plate and method for manufacturing the same
KR101455469B1 (en) Thick steel sheet and method of manufacturing the same
KR20150002956A (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR102503448B1 (en) Thick steel having excellent weldability and method of manufactured the same
KR101267624B1 (en) Structural steel and method of manufacturing the structural steel
KR101424889B1 (en) Steel and method of manufacturing the same
KR101185289B1 (en) High strength steel exellent in low-temperature toughness welding part and method of manufacturing the high strength steel
US20240093326A1 (en) Pressure vessel steel plate having excellent high temperature pwht resistance and method for manufacturing same
KR101149251B1 (en) HIGH STRENGTH STRUCTURAL STEEL OF TENSILE STRENGTH OF 650MPa GRADE WITH LOW YIELD RATIO AND METHOD OF MANUFACTURING THE HIGH STRENGTH STRUCTURAL STEEL
KR101435319B1 (en) Method of manufacturing steel sheet
KR101193768B1 (en) Addition of boron high-carbon steel with hardenability and method of manufacturing the same

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
X091 Application refused [patent]
AMND Amendment
X701 Decision to grant (after re-examination)
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20161205

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20181023

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20191127

Year of fee payment: 7