KR20140042100A - Extremely thick steel sheet and method of manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 우수한 내진성능을 확보할 수 있는 극후 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention [0001] The present invention relates to a steel sheet and a method of manufacturing the steel sheet, and more particularly, to a steel sheet having excellent seismic performance by controlling alloy components and controlling process conditions.
최근 지진에서 자유로울 수 없다는 인식의 확산으로 철강업체와 건설업계에서는 내진 설계 및 내진용 강재에 대한 사용 확대에 큰 관심을 가지고 있다. 또한, 초고층 건물에 대한 수요와 함께 우수한 내진성능을 갖는 고강도 극후 강판에 대한 개발 필요성이 대두되고 있다.With the spread of awareness that it can not be free from earthquakes in recent years, steel companies and the construction industry are keenly interested in expanding use of seismic design and resisting steel. In addition, there is a need to develop a high-strength extreme-strength steel plate having excellent seismic performance along with the demand for a skyscraper.
관련 선행문헌으로는 대한민국 등록특허공보 제10-0345715호(2002.07.10. 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 저항복비를 갖는 고강도 볼트용 복합조직강의 제조방법이 개시되어 있다.
A related prior art document is Korean Patent Registration No. 10-0345715 (published on July 10, 2002), which discloses a method for producing a composite structure steel for high strength bolts having a low resistance.
본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 적정 강도를 가지면서도 저항복비 특성을 만족할 뿐만 아니라, 편석에 의한 심부 충격인성이 우수하여 내진용으로 활용하기에 적합한 극후 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide a method of manufacturing a steel sheet excellent in resistance to brittleness and having excellent strength through control of alloy components and process conditions and excellent in tough impact resistance due to segregation, .
본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 극후 강판을 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a method of producing a steel sheet having a yield ratio (YR) of elongation (TS) of 500 to 650 MPa, a yield strength (YS) of 400 to 550 MPa, And to provide a superficial steel sheet.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브 판재를 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 1200℃ 조건으로 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature) : 650 ~ 900℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 상기 2차 압연된 판재를 2 ~ 8℃/sec의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
In order to accomplish the above object, the present invention provides a method for manufacturing extreme-strength steel sheet, which comprises 0.05 to 0.12% of C, 0.05 to 0.30% of Si, 1.2 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.03% of Al, P: not more than 0.015%, S: not more than 0.005%, Nb: 0.01 to 0.04%, Ti: 0.02 to 0.05%, Mo: 0.01 to 0.20%, Ca: 0.001 to 0.003% ) And unavoidable impurities to a slab reheating temperature (SRT) of 1150 to 1250 占 폚; Subjecting the reheated slab sheet to primary rolling at a temperature of 900 to 1200 ° C for a first rolling finish temperature; Subjecting the primary rolled plate to a secondary rolling at a finishing rolling temperature of 650 to 900 ° C; And cooling the secondary rolled plate to 200 to 500 ° C at a rate of 2 to 8 ° C / sec.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided an extreme-strength steel sheet, which comprises 0.05 to 0.12% of C, 0.05 to 0.30% of Si, 1.2 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.03% of Al, : 0.0015% or less, S: 0.005% or less, Nb: 0.01-0.04%, Ti: 0.02-0.05%, Mo: 0.01-0.20%, Ca: 0.001-0.003% Characterized in that the final microstructure has a composite structure including acicular ferrite, bainite and MA (martensite-austenite constituent) phase, and the average grain size of the MA phase is 10 탆 or less .
본 발명은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 500 ~ 650MPa의 인장강도(TS) 및 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR)를 갖는 극후 강판을 제조할 수 있다.The present invention can produce a steel sheet having a tensile strength (TS) of 500 to 650 MPa and a yield ratio (YR) of 0.7 to 0.8 through controlling the alloy components and controlling the process conditions.
이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 극후 강판은 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는다.Thus, the extreme-strength steel sheet produced by the method according to the present invention has a composite structure in which the final microstructure includes acicular ferrite, bainite and MA (martensite-austenite constituent) phase, and the average grain size of the MA phase is 10 탆 Or less.
따라서, 본 발명에 따른 극후 강판은 500 ~ 650MPa의 인장강도(TS)를 가지면서도 저항복비 특성을 가질 뿐만 아니라, 편석에 의한 심부 충격인성이 우수하므로 내진용으로 활용하기에 적합하다.
Therefore, the extreme post-welded steel sheet according to the present invention has a tensile strength (TS) of 500 to 650 MPa and has a low resistance to brittleness,
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 실시예 2에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.1 is a process flowchart showing a method for manufacturing a thick-steel sheet according to an embodiment of the present invention.
Fig. 2 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Example 1. Fig.
3 is a photograph showing the microstructure of a specimen prepared according to Example 2. Fig.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예는 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.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The advantages and features of the present invention, and how to accomplish them, will become apparent by reference to the embodiments described in detail below with reference to the accompanying drawings. However, the present invention is not limited to the embodiments disclosed below, but may be implemented in various other forms, and it should be understood that the present embodiment is intended to be illustrative only and is not intended to be exhaustive or to limit the invention to the precise form disclosed, To fully disclose the scope of the invention to a person 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 극후 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, with reference to the accompanying drawings will be described in detail with respect to the ultra-thick steel sheet according to a preferred embodiment of the present invention and a manufacturing method thereof.
극후 강판Extreme thickness steel plate
본 발명에 따른 극후 강판은 인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.The extreme post-warp steel sheet according to the present invention aims at having a yield ratio (YR) of elongation (TS) of 500 to 650 MPa, yield strength (YS) of 400 to 550 MPa, 0.7 to 0.8 and elongation (EL) of 20% do.
이를 위해, 본 발명에 따른 극후 강판은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.
The steel sheet according to the present invention comprises 0.05 to 0.12% of C, 0.05 to 0.30% of Si, 1.2 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.03% of Al, 0.015% or less of P, (Fe) and unavoidable impurities in an amount of 0.001 to 0.005%, Nb of 0.01 to 0.04%, Ti of 0.02 to 0.05%, Mo of 0.01 to 0.20%, Ca of 0.001 to 0.003% and N of 0.005% or less.
이때, 상기 강판은 최종 미세조직이 침상 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는다.At this time, the steel sheet has a composite structure in which the final microstructure includes acicular ferrite, bainite, and MA (martensite-austenite constituent) phase, and the average grain size of the MA phase is 10 탆 or less.
또한, 상기 강판은 Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상을 포함할 수 있다.In addition, the steel sheet may include at least one of 0.1 to 0.4% by weight of Cu and 0.1 to 0.4% by weight of Ni.
또한, 상기 강판은 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것이 더 바람직하다.Further, it is more preferable that the steel sheet contains sulfur (S) and calcium (Ca) in a range satisfying the following formula (1).
수학식 1 : 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5Equation 1: 1.0? [Ca] / [S]? 2.5
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
(Where [] is the weight percentage of each element)
이하, 본 발명에 따른 극후 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component included in the ultra-thick steel plate according to the present invention will be described.
탄소(C)Carbon (C)
본 발명에서 탄소(C)는 강판의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.In the present invention, carbon (C) is added to secure the strength of the steel sheet.
상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.12 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.12 중량%를 초과할 경우에는 강판의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added in an amount of 0.05 to 0.12% by weight based on the total weight of the steel sheet according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.05% by weight, the fraction of the second phase structure is lowered and the strength is lowered. On the contrary, when the content of carbon (C) exceeds 0.12% by weight, the strength of the steel sheet is increased, but there is a problem that low-temperature impact toughness and weldability are deteriorated.
실리콘(Si)Silicon (Si)
본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘은 고용강화 효과를 갖는다.In the present invention, silicon (Si) is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process. In addition, silicon has a solubility enhancing effect.
상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.30 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.30 중량%를 초과할 경우에는 강판 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The silicon (Si) is preferably added in a content ratio of 0.05 to 0.30% by weight based on the total weight of the extreme cold rolled steel sheet according to the present invention. When the content of silicon (Si) is less than 0.05% by weight, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.30% by weight, there is a problem that the non-metallic inclusions are excessively formed on the surface of the steel sheet to lower the toughness.
망간(Mn)Manganese (Mn)
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, Ar3점을 낮추어 제어압연 온도 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다.Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element and serves to improve the strength and toughness by reducing the Ar 3 point to expand the control rolling temperature range, thereby finer crystal grains by rolling.
상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 1.2 ~ 2.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.2 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.0 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The manganese (Mn) is preferably added in a content ratio of 1.2 to 2.0% by weight based on the total weight of the extreme steel sheet according to the present invention. When the content of manganese (Mn) is less than 1.2% by weight, the fraction of the second phase structure decreases and it may be difficult to secure the strength. On the other hand, when the content of manganese (Mn) exceeds 2.0% by weight, sulfur dissolved in the steel precipitates into MnS, which lowers impact toughness at low temperatures.
알루미늄(Al)Aluminum (Al)
알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.Aluminum (Al) acts as a deoxidizer to remove oxygen in the steel.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al2O3를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The aluminum (Al) is preferably added in a content ratio of 0.01 to 0.03% by weight based on the total weight of the extreme cold rolled steel sheet according to the present invention. When the content of aluminum (Al) is less than 0.01% by weight, the silicon addition effect may not be properly exhibited. On the contrary, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.03% by weight, Al 2 O 3 , which is a non-metallic inclusion, is formed to lower the impact resistance at low temperatures.
인(P), 황(S)Phosphorus (P), sulfur (S)
인(P)은 강도 향상에 일부 기여하나, 저온 충격인성을 저하시키는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 극후 강판 전체 중량의 0.015 중량% 이하로 제한하였다.Phosphorus (P) contributes partly to the strength improvement, but it is a representative element that lowers impact toughness at low temperatures. The lower the content is, the better. Therefore, in the present invention, the content of phosphorus (P) is limited to 0.015% by weight or less based on the total weight of the extreme-surface steel sheet.
황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 극후 강판 전체 중량의 0.005 중량% 이하로 제한하였다.
Sulfur (S), together with phosphorus (P), is an element that is inevitably contained in the production of steel, and forms MnS to lower impact toughness at low temperatures. Therefore, in the present invention, the content of sulfur (S) is limited to 0.005 wt% or less of the total weight of the extreme steel sheet.
니오븀(Nb)Niobium (Nb)
니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 저온인성을 향상시킨다.Niobium (Nb) combines with carbon (C) and nitrogen (N) at high temperatures to form carbides or nitrides. Niobium carbide or nitride improves the strength and low-temperature toughness of a steel sheet by suppressing crystal grain growth during rolling and making crystal grains finer.
상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 강판의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
The niobium (Nb) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.04% by weight based on the total weight of the extreme-strength steel sheet according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.01% by weight, the effect of adding niobium can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.04% by weight, the weldability of the steel sheet is lowered. If the content of niobium exceeds 0.04% by weight, the strength and low temperature toughness due to the increase in niobium content are not further improved but exist in a solid state in the ferrite, thereby lowering impact toughness.
티타늄(Ti)Titanium (Ti)
티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.Titanium (Ti) has the effect of improving the toughness and strength of the steel sheet by producing Ti (C, N) precipitates having high high temperature stability, inhibiting austenite grain growth during welding, and miniaturizing the structure of the weld zone.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강판의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
The titanium (Ti) is preferably added in an amount of 0.02 to 0.05% by weight based on the total weight of the extreme-strength steel sheet according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.02% by weight, there arises a problem that aging hardening occurs due to the remaining solid carbon and nitrogen employed without precipitation. On the contrary, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.05% by weight, coarse precipitates are produced, which lowers the low-temperature impact properties of the steel sheet and raises the production cost without further effect of addition.
몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)
몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성의 향상에 기여하며, 또한 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하는데 기여한다. Molybdenum (Mo) contributes to improvement of strength and toughness, and also contributes to ensuring stable strength at room temperature or high temperature.
상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.20 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가 효과를 제대로 발휘하기 어렵다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.20 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
The molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.20% by weight based on the total weight of the steel sheet according to the present invention. When the content of molybdenum (Mo) is less than 0.01% by weight, the effect of adding molybdenum is difficult to exhibit properly. On the other hand, when the content of molybdenum (Mo) exceeds 0.20% by weight, there is a problem that the weldability is lowered.
칼슘(Ca)Calcium (Ca)
칼슘(Ca)은 CaS를 형성시켜 강중의 황의 함량을 낮추고, 아울러 MnS 편석을 감소시켜 강의 청정도 및 황의 입계편석을 감소시켜 재가열 균열에 대한 저항성을 증가시키는 역할을 한다.Calcium (Ca) forms CaS to lower the sulfur content in the steel, and also reduces MnS segregation, thereby reducing steel cleanliness and grain boundary segregation of sulfur, thereby increasing resistance to reheat cracking.
상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.003 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우, 후술할 수학식 1, 즉 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5를 만족시키기 위하여 황의 함량이 극소가 되도록 제어하여야 하는 문제점이 있다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.003 중량%를 초과할 경우 CaO와 같은 개재물을 형성시키는 문제점이 있다.
The calcium (Ca) is preferably added in a content ratio of 0.001 to 0.003% by weight based on the total weight of the extreme cold rolled steel sheet according to the present invention. When the content of calcium (Ca) is less than 0.001 wt%, there is a problem that the content of sulfur must be controlled so as to be minimized in order to satisfy the following formula (1), that is, 1.0 ≤ [Ca] / [S] ≤ 2.5. On the contrary, when the content of Ca exceeds 0.003% by weight, inclusions such as CaO are formed.
질소(N)Nitrogen (N)
본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물로, AlN, TiN 등의 개재물을 형성시켜 강판의 내부 품질을 저하시키는 문제가 있다.In the present invention, nitrogen (N) is an unavoidable impurity, and there is a problem that inclusions such as AlN and TiN are formed to lower the internal quality of the steel sheet.
본 발명에서 질소(N)는 극소량으로 제어하는 것이 바람직하나, 이 경우 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 극후 강판 전체 중량의 0.005 중량% 이하로 제한하였다.
In the present invention, it is preferable to control the nitrogen (N) in a very small amount, in which case the manufacturing cost increases and there is difficulty in management. Therefore, in the present invention, the content of nitrogen (N) is limited to 0.005% by weight or less based on the total weight of the extreme-surface steel sheet.
구리(Cu)Copper (Cu)
구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.Copper (Cu) together with nickel (Ni) serves to improve the hardenability of the steel and the impact resistance at low temperatures.
상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The copper (Cu) is preferably added at a content ratio of 0.1 to 0.4% by weight based on the total weight of the extreme cold rolled steel sheet according to the present invention. If the content of copper (Cu) is less than 0.1% by weight, the effect of adding copper can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of copper (Cu) exceeds 0.4% by weight, it exceeds the solubility limit, it does not contribute to the increase in the strength, and there is a problem of causing the hot brittleness.
니켈(Ni)Nickel (Ni)
본 발명에서 니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다.In the present invention, nickel (Ni) is refined in crystal grains and solidified in austenite and ferrite to strengthen the matrix. Nickel (Ni) is an effective element for improving impact resistance at low temperatures.
상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 극후 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.4 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The nickel (Ni) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.4% by weight based on the total weight of the extreme-strength steel sheet according to the present invention. If the content of nickel (Ni) is less than 0.1% by weight, the effect of adding nickel can not be exhibited properly. On the contrary, when a large amount of nickel (Ni) is added in excess of 0.4% by weight, there is a problem of causing red heat brittleness.
한편, 본 발명에 따른 극후 강판은 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것이 더 바람직하다.It is more preferable that the extreme-strength steel sheet according to the present invention contains sulfur (S) and calcium (Ca) in a range satisfying the following formula (1).
수학식 1 : 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5Equation 1: 1.0? [Ca] / [S]? 2.5
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)(Where [] is the weight percentage of each element)
수학식 1에서 황(S)의 함량 대비, 칼슘(Ca)의 함량 비율이 1.0 미만일 경우 CaS 형성이 불충분하여 중심편석을 유발하는 문제점이 있으며, 황(S)의 함량 대비 칼슘(Ca)의 함량비가 2.5를 초과할 경우 칼슘(Ca)의 과다 첨가로 인하여 CaO와 같은 개재물이 형성되거나 황(S)의 함량을 극소로 제어해야 하므로 강의 제조비용이 증가하는 문제점이 있다.
When the ratio of calcium (Ca) to the content of sulfur (S) in the formula (1) is less than 1.0, CaS formation is insufficient to cause center segregation, and the content of calcium (Ca) If the ratio exceeds 2.5, there is a problem that the inclusion such as CaO is formed due to the excessive addition of calcium (Ca), or the content of sulfur (S) must be controlled to a minimum so that the manufacturing cost of steel is increased.
극후 강판 제조 방법Extreme thickness steel plate manufacturing method
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.1 is a process flowchart showing a method for manufacturing a thick-steel sheet according to an embodiment of the present invention.
도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 극후 강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 1차 압연 단계(S120), 2차 압연 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 실시하는 것이 더 바람직하다.
Referring to Figure 1, the ultra-thick steel sheet manufacturing method according to an embodiment of the present invention shown includes a slab reheating step (S110), the first rolling step (S120), the second rolling step (S130) and the cooling step (S140). do. At this time, the slab reheating step (S110) is not necessarily performed, but it is more preferable to carry out the reheating step to obtain effects such as reuse of precipitates.
본 발명에 따른 극후 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.12%, Si : 0.05 ~ 0.30%, Mn : 1.2 ~ 2.0%, Al : 0.01 ~ 0.03%, P : 0.015% 이하, S : 0.005% 이하, Nb : 0.01 ~ 0.04%, Ti : 0.02 ~ 0.05%, Mo : 0.01 ~ 0.20%, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0.005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.The semi-finished slab plate to be subjected to the hot rolling process according to the present invention comprises 0.05 to 0.12% of C, 0.05 to 0.30% of Si, 1.2 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.01% of Al, 0.001 to 0.003% of N, 0.005 to 0.005% of N, 0.005 to 0.03% of P, 0.005% or less of S, 0.01 to 0.04% of Nb, 0.02 to 0.05% of Ti, 0.01 to 0.20% Iron (Fe) and inevitable impurities.
또한, 상기 슬라브 판재에는 Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상이 포함되어 있을 수 있다.
In addition, the slab plate may contain at least one of Cu: 0.1 to 0.4% by weight and Ni: 0.1 to 0.4% by weight.
슬라브 재가열Reheating slabs
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열한다. 여기서, 상기 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 연속주조공정을 통해 확보한 슬라브 판재를 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용한다.In the slab reheating step S110, the slab plate having the above composition is reheated to a slab reheating temperature (SRT) of 1150 to 1250 ° C. Here, the slab plate can be obtained through a continuous casting process after obtaining a molten steel having a desired composition through a steelmaking process. At this time, in the slab reheating step (S110), the slab plate obtained through the continuous casting process is reheated to reuse the segregated components during casting.
본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
At this stage, when the slab reheating temperature (SRT) is less than 1150 DEG C, there is a problem that the reheating temperature is low and the rolling load becomes large. In addition, since the Nb-based precipitates NbC and NbN can not reach the solid solution temperature, they can not be precipitated as fine precipitates upon hot rolling, and the austenite grain growth can not be suppressed, resulting in a rapid coarsening of the austenite grains. On the other hand, when the slab reheating temperature exceeds 1250 deg. C, the austenite grains are rapidly coarsened and it is difficult to secure the strength and low temperature toughness of the steel sheet to be produced.
1차 압연Primary rolling
1차 압연 단계(S120)에서는 재가열된 슬라브 판재를 오스테나이트 재결정영역에 해당하는 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature, RDT) : 900 ~ 1200℃ 조건으로 1차 압연한다.In the primary rolling step (S120), the reheated slab plate is primarily rolled under the Roughing Delivery Temperature (RDT) of 900 to 1200 ° C corresponding to the austenite recrystallization region.
본 단계에서, 1차 압연 종료 온도(RDT)가 900℃ 미만일 경우에는 1차 압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 이와 반대로, 1차 압연 종료 온도(RDT)가 1200℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
If the primary rolling finish temperature (RDT) is less than 900 ° C at this stage, there is a risk that the time required for securing the cooling time during the primary rolling pass is required, thereby deteriorating the productivity. On the other hand, when the primary rolling finish temperature RDT exceeds 1200 ° C, it may be difficult to secure a sufficient reduction rate.
2차 압연Secondary rolling
2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature : FRT) : 650 ~ 900℃ 조건으로 2차 압연한다.In the secondary rolling step (S130), the primary rolled plate is secondarily rolled under the conditions of a finishing rolling temperature (FRT) of 650 to 900 DEG C corresponding to the austenite non-recrystallized region.
본 단계에서, 2차 압연 종료 온도(FRT)가 650℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 900℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.If the secondary rolling finish temperature (FRT) is lower than 650 占 폚 at this stage, an abnormal reverse rolling occurs to form a nonuniform structure, which may significantly reduce the low temperature impact toughness. On the other hand, when the secondary rolling finishing temperature (FRT) exceeds 900 캜, the ductility and toughness are excellent, but the strength is rapidly lowered.
이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율 : 30 ~ 60% 및 형상계수(shape factor) : 0.5 ~ 0.7이 되도록 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 2차 압연의 누적압하율이 30% 미만이거나, 또는 형상계수가 0.5 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 60%를 초과하거나, 또는 형상계수가 0.7을 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.At this time, the secondary rolling is preferably finish-rolled so that the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is 30 to 60% and the shape factor is 0.5 to 0.7. When the cumulative rolling reduction of the secondary rolling is less than 30% or the shape factor is less than 0.5, it is difficult to obtain a uniform but fine structure, which may cause a significant variation in strength and impact toughness. On the contrary, when the cumulative rolling reduction of the secondary rolling exceeds 60% or the shape factor exceeds 0.7, there is a problem that the rolling process time becomes longer and the fishyness is lowered.
본 발명에서와 같이, 1차 및 2차로 실시되는 다단 제어 압연을 적용할 경우, 오스테나이트 결정립내에 변형대가 형성되며, 그로 인해 오스테나이트 결정립내에 페라이트 핵생성 사이트를 다량 형성시켜 압연종료 후 미세한 결정립을 확보할 수 있게 된다.
As in the present invention, when the primary and secondary multi-stage controlled rolling is applied, a strain band is formed in the austenite grains, thereby forming a large amount of ferrite nucleation sites in the austenite grains, .
냉각Cooling
냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 2 ~ 8℃/sec의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각한다.In the cooling step (S140), the secondary rolled plate is cooled to 200 to 500 DEG C at a rate of 2 to 8 DEG C / sec.
본 단계에서, 내진성능을 향상시키기 위해서는 미세조직의 제어가 필수적이다. 특히, 본 발명에서는 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가질 수 있도록 2 ~ 8℃/sec의 빠른 냉각속도와 200 ~ 500℃의 낮은 냉각종료온도를 엄격히 제어하여 냉각하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 2차상인 MA(martensite-austenite constituent) 상을 생성시킬 경우, 2차상 주위의 가동전위에 의해 인장변형시 항복점 현상이 일어나지 않고 연속항복거동이 일어나므로 항복강도를 낮출 수 있게 되고, 이를 통해 저항복비를 구현할 수 있다.In this step, microstructure control is essential to improve seismic performance. Particularly, in the present invention, a rapid cooling rate of 2 to 8 DEG C / sec and a low cooling rate of 200 to 500 DEG C are required so that the final microstructure may have a composite structure including acicular ferrite, bainite and MA (martensite-austenite constituent) It is preferable that the cooling is performed by strictly controlling the cooling end temperature. In this way, when a secondary phase MA (martensite-austenite constituent) phase is generated, the yield strength can be lowered since the yield point behavior does not occur during tensile deformation due to the moving potential around the secondary phase and continuous yielding behavior occurs. You can implement a low resistance through.
냉각종료온도가 200℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 500℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직의 형성으로 인해 강도가 저하되는 문제점이 있다.If the cooling end temperature is less than 200 ℃ there is a problem that a large amount of low-temperature transformation structure is formed to lower the low-temperature toughness. On the other hand, when the cooling end temperature exceeds 500 ° C, there is a problem that strength is lowered due to formation of coarse microstructure.
또한, 냉각 속도가 2℃/sec 미만일 경우에는 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 8℃/sec를 초과할 경우에는 베이나이트 분율이 증가하여 강도는 상승하나, 저온 인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다.When the cooling rate is less than 2 캜 / sec, the crystal growth is promoted, and it may be difficult to secure the strength. On the other hand, when the cooling rate exceeds 8 DEG C / sec, the bainite fraction increases and the strength increases, but the low-temperature toughness sharply decreases.
상기의 냉각이 완료된 이후에는, 상온까지 공냉이 실시될 수 있다.
After the above-mentioned cooling is completed, air cooling may be performed up to room temperature.
상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 극후 강판은 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는다. 이 결과, 상기 방법으로 제조되는 극후 강판은 인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa, 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는다.The ultra-fine steel sheet produced in the above steps S110 to S140 has a composite structure including acicular ferrite, bainite and MA phase as the final microstructure, and the average grain size of the MA phase is 10 탆 or less. As a result, the extreme-strength steel sheet produced by the above method had a yield ratio (TS) of 500 to 650 MPa, a yield strength (YS) of 400 to 550 MPa, a yield ratio (YR) of 0.7 to 0.8 and an elongation (EL) .
따라서, 본 발명에 따른 극후 강판은 적정 강도를 가지면서도 저항복비 특성을 가질 뿐만 아니라, 편석에 의한 심부 충격인성이 우수하여 내진용으로 활용하기에 적합하다.
Therefore, the extreme post-welded steel sheet according to the present invention has adequate strength and resistance to brittleness, and is excellent in impact resistance due to seam seismicity, so that it is suitable for use as a sealant.
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 will be described in more detail with reference to preferred embodiments of the present invention. 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.
The contents not described here are sufficiently technically inferior to those skilled in the art, and a description thereof will be omitted.
1. 시편의 제조1. Preparation of specimens
표 1 및 표 2에 기재된 조성 및 표 3에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열한 후, 1차 압연 및 2차 압연을 실시한 후, 냉각하였다. 이후, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 수행하였다.
The specimens according to Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 and 2 were prepared with the compositions shown in Tables 1 and 2 and the process conditions shown in Table 3. At this time, in the case of the specimens according to Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 and 2, an ingot having each composition was prepared, heated using a rolling simulation tester, subjected to primary rolling and secondary rolling, And cooled. Thereafter, tensile tests were performed on the specimens prepared according to Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 2.
[표 1] (단위 : 중량%)[Table 1] (unit:% by weight)
[표 2] (단위 : 중량%)[Table 2] (unit:% by weight)
[표 3][Table 3]
2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties
표 4는 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다.Table 4 shows the evaluation results of the mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 and 2.
[표 4][Table 4]
표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들은 목표값에 해당하는 500 ~ 650MPa의 인장강도(TS), 400 ~ 550MPa의 항복강도(YS), 0.7 ~ 0.8의 항복비(YR) 및 20% 이상의 연신율(EL)을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.Referring to Tables 1 to 4, the specimens prepared according to Examples 1 to 4 have a tensile strength (TS) of 500 to 650 MPa, a yield strength (YS) of 400 to 550 MPa, a yield of 0.7 to 0.8 The ratio (YR) and the elongation (EL) of 20% or more are all satisfied.
반면, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 몰리브덴(Mo) 및 구리(Cu)가 첨가되지 않으며, Ca/S의 비, 냉각 속도 및 냉각종료온도 범위가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS) 대비 항복강도(YS)가 높게 측정되는 데 기인하여 항복비(YR)가 목표값에서 벗어난 것을 확인할 수 있다.On the other hand, compared to Example 1, most of the alloy components were added in similar contents, but no molybdenum (Mo) and copper (Cu) were added, and the Ca / S ratio, cooling rate, The tensile strength (TS), yield strength (YS) and elongation (EL) of the specimen prepared according to Comparative Example 1, which exceeded the range shown, satisfied the target value, but the yield strength (YS) It can be confirmed that the yield ratio YR deviates from the target value.
또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 니오븀(Nb) 및 니켈(Ni)이 첨가되지 않으며, Ca/S의 비, 냉각 속도 및 냉각종료온도 범위가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우 역시, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS) 대비 항복강도(YS)가 높게 측정되는 데 기인하여 항복비(YR)가 목표값에서 벗어난 것을 확인할 수 있다.
The ratio of Ca / S, the cooling rate, and the cooling end temperature range are not shown in the present invention, as compared with Example 1, although most of the alloy components are added in similar contents, but no niobium (Nb) (TS), yield strength (YS) and elongation (EL) of the specimen prepared according to Comparative Example 2, which exceeded the range shown in Table 1, satisfied the target value, but the yield strength ) Is higher than the target value, it can be confirmed that the yield ratio YR deviates from the target value.
한편, 도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 실시예 2에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.FIG. 2 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Example 1, and FIG. 3 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Example 2. FIG.
도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 실시예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 알 수 있다. 이러한 복합 조직을 갖는 것은 초기 오스테나이트의 결정립이 최대한 미세화되도록 다단 제어 압연을 실시한 후, 냉각 속도 및 냉각종료온도를 엄격히 제어한데 기인한 것으로 판단된다.
As shown in Figs. 2 and 3, in the case of the specimens produced according to Examples 1 and 2, the final microstructure has a composite structure including acicular ferrite, bainite and MA (martensite-austenite constituent) phase . Having such a composite structure is considered to be due to strict control of the cooling rate and the cooling end temperature after multi-stage controlled rolling so that the crystal grains of the initial austenite are minimized.
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 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 1차 압연 단계
S130 : 2차 압연 단계
S140 : 냉각 단계S110: Slab reheating step
S120: Primary rolling step
S130: Secondary rolling step
S140: cooling step
Claims (8)
상기 재가열된 슬라브 판재를 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 1200℃ 조건으로 1차 압연하는 단계;
상기 1차 압연된 판재를 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature) : 650 ~ 900℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
상기 2차 압연된 판재를 2 ~ 8℃/sec의 속도로 200 ~ 500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
0.01 to 0.03% of P, 0.015% or less of P, 0.005% or less of S, 0.01 to 0.04% or less of Nb, 0.05 to 0.10% of C, 0.05 to 0.30% (Slab reheating temperature) of from 1150 to 1150, a slab plate made of 0.02 to 0.05% of Ti, 0.01 to 0.20% of Mo, 0.001 to 0.003% of Ca, 0.005% or less of N and the balance of Fe and unavoidable impurities. Reheating to 1250 占 폚;
Subjecting the reheated slab sheet to primary rolling at a temperature of 900 to 1200 ° C for a first rolling finish temperature;
Subjecting the primary rolled plate to a secondary rolling at a finishing rolling temperature of 650 to 900 ° C; And
Cooling the second rolled plate to 200 ~ 500 ℃ at a rate of 2 ~ 8 ℃ / sec; Ultra-thick steel plate manufacturing method comprising a.
상기 슬라브 판재에는
Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
The method of claim 1,
The slab plate
0.1 to 0.4% by weight of Cu, and 0.1 to 0.4% by weight of Ni, based on the total weight of the steel sheet.
상기 슬라브 판재는
하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 상기 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
수학식 1 : 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
The method of claim 1,
The slab plate
(S) and calcium (Ca) in a range satisfying the following formula (1): " (1) "
Equation 1: 1.0? [Ca] / [S]? 2.5
(Where [] is the weight percentage of each element)
상기 2차 압연 단계에서,
상기 2차 압연은
30 ~ 60%의 누적압하율 및 0.5 ~ 0.7의 형상계수(shape factor)가 되도록 마무리 압연하는 것을 특징으로 하는 극후 강판 제조 방법.
The method of claim 1,
In the secondary rolling step,
The secondary rolling
Is subjected to finish rolling so as to obtain a cumulative reduction ratio of 30 to 60% and a shape factor of 0.5 to 0.7.
최종 미세조직이 침상형 페라이트, 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
0.01 to 0.03% of P, 0.015% or less of P, 0.005% or less of S, 0.01 to 0.04% or less of Nb, 0.05 to 0.10% of C, 0.05 to 0.30% 0.001 to 0.003% of Ca, 0.005% or less of N, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities, wherein the content of Ti is 0.02 to 0.05%, the content of Mo is 0.01 to 0.20%
And the final microstructure has a composite structure comprising acicular ferrite, bainite, and MA (martensite-austenite constituent) phase, wherein the average grain size of the MA phase has a thickness of 10 μm or less.
상기 강판은
Cu : 0.1 ~ 0.4 중량% 및 Ni : 0.1 ~ 0.4 중량% 중 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
6. The method of claim 5,
The steel sheet
Ultra-thick steel plate, characterized in that it comprises at least one of Cu: 0.1 to 0.4% by weight and Ni: 0.1 to 0.4% by weight.
상기 강판은
하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 상기 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 강판.
수학식 1 : 1.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
6. The method of claim 5,
The steel sheet
(S) and calcium (Ca) in a range satisfying the following formula (1): " (1) "
Equation 1: 1.0? [Ca] / [S]? 2.5
(Where [] is the weight percentage of each element)
상기 강판은
인장강도(TS) : 500 ~ 650MPa, 항복강도(YS) : 400 ~ 550MPa 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 강판.6. The method of claim 5,
The steel sheet
Tensile strength (TS): 500 ~ 650MPa, Yield strength (YS): 400 ~ 550MPa and elongation (EL): an ultra-thick steel sheet, characterized in that it has more than 20%.
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