KR20140042109A - Thick steel sheet and method of manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 후판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 고강도를 가지면서도 저항복비 특성을 나타내는 후판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a thick plate and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a thick plate exhibiting high resistance and low resistance by controlling alloy components and process conditions, and a method of manufacturing the same.
종래에는 800MPa 이상의 강판을 제조할시 QT(Quenching & Tempering) 열처리를 실시하는 방식으로 제조하여 왔다. 이에 더불어, 종래에는 저항복비를 확보하기 위해, QLT(Quenching & Lamellaizing & Tempering) 열처리를 실시하여 기지내의 페라이트 분율을 증가시키는 방식이 이용되어 왔다.Conventionally, steel plates of 800 MPa or more have been manufactured by a quenching & tempering (QT) process. In addition to this, conventionally, a method of increasing the ferrite fraction in the matrix by performing QLT (Quenching & Lamellaizing & Tempering) heat treatment has been used in order to secure a low resistance.
그러나, 저항복비를 확보하기 위한 목적으로 열간압연 후 QLT(Quenching & Lamellaizing & Tempering) 열처리의 3단계의 공정을 수행할 경우, 생산 비용 및 시간이 과도하게 증가하는 요인으로 작용하였으며, 이는 결국 생산 수율을 저하시키는 결과를 초래하였다.However, for the purpose of ensuring the low resistance, the three-step process of QLT (Quenching & Lamellaizing & Tempering) after hot rolling has caused an excessive increase in production cost and time, . ≪ / RTI >
또한, 종래에는 소입성 향상을 위해 합금원소를 다량 첨가하였는데, 이는 결국 합금 설계 비용의 증가와 더불어, 용접성을 열화시키는 요인으로 작용하였다.In addition, conventionally, a large amount of alloying elements were added to improve the hardenability. This, in turn, contributed to an increase in alloy design cost and a deterioration of weldability.
관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2012-00701709호(2012.07.03. 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 열처리에 의한 물성 변화가 적은 저항복비 후강판 및 그 제조방법이 개시되어 있다.
As a related prior art, there is Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2012-00701709 (published on Mar. 3, 2012), which discloses a steel sheet having low resistance to physical change due to heat treatment and a manufacturing method thereof.
본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 고강도를 가지면서도 저항복비 특성을 만족하는 후판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide a method of manufacturing a thick plate having high strength and satisfying the resistance to brittleness characteristics by controlling alloy components and controlling process conditions.
본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 600 ~ 750MPa, 연신율(EL) : 18% 이상 및 항복비(YR) : 0.70 ~ 0.75를 갖는 후판을 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a process for producing a polypropylene having a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 600 to 750 MPa, an elongation (EL) of not less than 18% and a yield ratio (YR) of 0.70 to 0.75 To provide a thick plate.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 후판 제조 방법은 중량%로, C : 0.02 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.3%, Al : 0.15 ~ 0.50, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.2 ~ 0.4%, Nb : 0.2 ~ 0.7%, V : 0.2 ~ 0.5%, B : 0.0005 ~ 0.0015% 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) : 1050 ~ 1100℃로 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature) : Ar3 ~ Ar3 + 25℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 상기 2차 압연된 판재를 450 ~ 550℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
In order to accomplish the above object, the present invention provides a method of manufacturing a thick plate according to the present invention, wherein the steel plate comprises 0.02 to 0.10% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.3% of Mn, 0.15 to 0.50 of Al, 0.1 to 0.5% of Cu, 0.1 to 0.5% of Ni, 0.1 to 0.5% of Ni, 0.1 to 0.4% of Mo, 0.2 to 0.4% of Ti, 0.2 to 0.7% of Nb, 0.2 to 0.5% of V, To about 0.0015% and the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities to a slab reheating temperature (SRT) of 1150 to 1250 ° C; Firstly rolling the reheated slab plate to a roughing delivery temperature of 1050 to 1100 占 폚; Subjecting the primary rolled plate to a secondary rolling at a finishing rolling temperature of Ar 3 to Ar 3 + 25 ° C; And cooling the secondary rolled plate to 450 to 550 占 폚.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 후판은 중량%로, C : 0.02 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.3%, Al : 0.15 ~ 0.50, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.2 ~ 0.4%, Nb : 0.2 ~ 0.7%, V : 0.2 ~ 0.5%, B : 0.0005 ~ 0.0015% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 베이나이트(bainite) 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상은 단면 면적율로 10 ~ 20%를 갖는 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a plate according to an embodiment of the present invention, wherein the steel plate comprises 0.02 to 0.10% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.3% of Mn, 0.15 to 0.50 of Al, 0.15 to 0.50 of Cr, 0.1 to 0.5% of Cu, 0.1 to 0.5% of Ni, 0.1 to 0.4% of Mo, 0.2 to 0.4% of Ti, 0.2 to 0.7% of Nb, 0.2 to 0.5% of V, 0.0015% and the balance iron (Fe) and inevitable impurities, and the final microstructure has a composite structure including bainite and MA (martensite-austenite constituent) phase, and the MA phase has a cross-sectional area ratio of 10 to 20 %.
본 발명은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 최종 미세조직이 베이나이트(bainite) 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상은 단면 면적율로 10 ~ 20%를 갖는 후판을 제조할 수 있다.The present invention has the advantage that the final microstructure has a composite structure including bainite and MA (martensite-austenite constituent) phase through control of alloy components and process conditions, and the MA phase has a cross-sectional area ratio of 10 to 20% A thick plate can be manufactured.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 후판은 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 600 ~ 750MPa, 연신율(EL) : 18% 이상 및 항복비(YR) : 0.70 ~ 0.75를 갖는다.
Therefore, the thick plate produced by the method according to the present invention has a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 600 to 750 MPa, an elongation (EL) of 18% or more and a yield ratio (YR) of 0.70 to 0.75 .
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 후판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.FIG. 1 is a process flow chart showing a method for manufacturing a thick plate according to an embodiment of the present invention.
Fig. 2 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Comparative Example 1. Fig.
3 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Example 1. 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 후판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, a thick plate according to a preferred embodiment of the present invention and a method of manufacturing the same will be described in detail with reference to the accompanying drawings.
후판Plate
본 발명에 따른 후판은 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 600 ~ 750MPa, 연신율(EL) : 18% 이상 및 항복비(YR) : 0.70 ~ 0.75를 갖는 것을 목표로 한다.The thick plate according to the present invention is intended to have a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 600 to 750 MPa, an elongation (EL) of 18% or more and a yield ratio (YR) of 0.70 to 0.75.
이를 위해, 본 발명에 따른 후판은 중량%로, C : 0.02 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.3%, Al : 0.15 ~ 0.50, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.2 ~ 0.4%, Nb : 0.2 ~ 0.7%, V : 0.2 ~ 0.5%, B : 0.0005 ~ 0.0015% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.For this, the steel plate according to the present invention preferably contains 0.02 to 0.10% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.3% of Mn, 0.15 to 0.50 of Al, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% , 0.5 to 0.5% of Ni, 0.1 to 0.5% of Ni, 0.1 to 0.4% of Mo, 0.2 to 0.4% of Ti, 0.2 to 0.7% of Nb, 0.2 to 0.5% of V, 0.0005 to 0.0015% of B, ) And inevitable impurities.
이때, 상기 후판은 최종 미세조직이 베이나이트(bainite) 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상은 단면 면적율로 10 ~ 20%를 갖는다.At this time, the thick plate has a composite structure including a bainite and a MA (martensite-austenite constituent) phase in the final microstructure, and the MA phase has a cross sectional area ratio of 10 to 20%.
또한, 상기 후판은 P : 0.01 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하 및 N : 0.006 중량% 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
In addition, the thick plate may contain at least one of P: 0.01 wt% or less, S: 0.01 wt% or less, and N: 0.006 wt%.
이하, 본 발명에 따른 후판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component contained in the thick plate according to the present invention will be described as follows.
탄소(C)Carbon (C)
본 발명에서 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위해 첨가된다.In the present invention, carbon (C) is added to secure the strength of the steel.
상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.02 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added in an amount of 0.02 to 0.10 weight% of the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.02 wt%, the fraction of the second phase structure is lowered and the strength is lowered. On the contrary, when the content of carbon (C) exceeds 0.10 wt%, the strength of the steel is increased but the impact resistance and weldability are deteriorated at low temperatures.
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 후판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The silicon (Si) is preferably added at a content ratio of 0.1 to 0.4% by weight based on the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of silicon (Si) is less than 0.1% by weight, the silicon addition effect may not be properly exhibited. On the contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.4% by weight, there is a problem in that the non-metallic inclusions are excessively formed on the steel surface to reduce 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 후판 전체 중량의 1.5 ~ 2.3 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.3 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The manganese (Mn) is preferably added at a content ratio of 1.5 to 2.3% by weight of the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of manganese (Mn) is less than 1.5% by weight, the fraction of the second phase structure is lowered, and it may be difficult to secure the strength. On the contrary, when the content of manganese (Mn) exceeds 2.3% by weight, the 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 후판 전체 중량의 0.15 ~ 0.50 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.50 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al2O3를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The aluminum (Al) is preferably added at a content ratio of 0.15-0.50 wt% of the total weight of the steel plate according to the present invention. If the content of aluminum (Al) is less than 0.15% by weight, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.50% by weight, Al 2 O 3 , which is a non-metallic inclusion, is formed to lower the impact resistance at low temperatures.
크롬(Cr)Chromium (Cr)
크롬(Cr)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 또한, 상기 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 한다.Chromium (Cr) is an effective element added to secure strength. In addition, the chromium (Cr) serves to increase the hardenability.
크롬(Cr)은 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
Cr is preferably added at a content ratio of 0.1 to 0.5% by weight based on the total weight of the steel plate according to the present invention. If the content of chromium (Cr) is less than 0.1% by weight, the effect of addition thereof can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of chromium (Cr) exceeds 0.5% by weight, the weldability and the heat affected zone (HAZ) toughness are lowered.
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 후판 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 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 0.5 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The copper (Cu) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.5% by weight based on the total weight of the steel plate 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 0.5% 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 redispersible 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. In particular, nickel (Ni) is an effective element for improving the low-temperature impact toughness.
상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.1 ~ 0.5 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 0.5 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The nickel (Ni) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.5% by weight based on the total weight of the steel plate 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 the content of nickel (Ni) exceeds 0.5% by weight and is added in a large amount, there arises a problem of causing redispersible brittleness.
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 후판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
The molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.4% by weight based on the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of molybdenum (Mo) is less than 0.1% by weight, the effect of adding molybdenum is insufficient. On the contrary, when the content of molybdenum (Mo) exceeds 0.4% by weight, there is a problem of lowering the weldability.
티타늄(Ti)Titanium (Ti)
티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.Titanium (Ti) has the effect of improving the toughness and strength of steel by reducing the austenite grain growth by welding Ti (C, N) precipitates with high stability at high temperatures, thereby finishing the welded structure.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.2 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
The titanium (Ti) is preferably added in an amount of 0.2 to 0.4% by weight based on the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.2% 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 0.4% by weight, coarse precipitates are produced, which lowers the low-temperature impact properties of the steel and raises manufacturing costs without further effect of addition.
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 강의 강도와 저온인성을 향상시킨다.Niobium (Nb) combines with carbon (C) and nitrogen (N) at high temperatures to form carbides or nitrides. The niobium carbide or nitride improves the strength of the steel and the low temperature toughness by refining the crystal grains while suppressing grain growth during rolling.
상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.2 ~ 0.7 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.7 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.7 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 0.2 to 0.7% by weight of the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.2% by weight, the effect of adding niobium can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.7% by weight, the weldability of steel is deteriorated. If the content of niobium exceeds 0.7 wt%, the strength and low temperature toughness due to the increase in niobium content are not improved any more, but are present in a solid state in the ferrite, which may lower the impact toughness.
바나듐(V)Vanadium (V)
바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.Vanadium (V) plays a role in improving the strength of steel through precipitation strengthening effect by precipitate formation.
상기 바나듐은 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.2 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
The vanadium is preferably added in an amount of 0.2 to 0.5% by weight based on the total weight of the steel plate according to the present invention. If the content of vanadium (V) is less than 0.2% by weight, it may be difficult to exhibit the above effects properly. On the contrary, when the content of vanadium (V) exceeds 0.5% by weight, the low-temperature impact toughness is deteriorated.
보론(B)Boron (B)
보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.Boron (B) is a strong incipient element, which plays a role in blocking segregation of phosphorus (P) and improving strength. If segregation of phosphorus (P) occurs, secondary processing brittleness may occur, so boron (B) is added to block segregation of phosphorus (P) to increase resistance to process embrittlement.
상기 보론(B)은 본 발명에 따른 후판 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0015 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0015 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.
The boron (B) is preferably added in an amount of 0.0005 to 0.0015% by weight of the total weight of the steel plate according to the present invention. When the content of boron (B) is less than 0.0005 wt%, the amount of boron (B) is insufficient, so that the above effect can not be exhibited properly. On the other hand, if the boron (B) content exceeds 0.0015 wt% and the boron (B) is added in an excess amount, the surface quality of the steel may be deteriorated due to the formation of boron oxide.
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 후판 전체 중량의 0.01 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 0.01% by weight or less based on the total weight of the steel plate.
황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 후판 전체 중량의 0.01 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 0.01 wt% or less of the total weight of the steel plate.
질소(N)Nitrogen (N)
본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물로, AlN, TiN 등의 개재물을 형성시켜 강재의 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 and the internal quality of the steel is lowered.
본 발명에서 질소(N)는 극소량으로 제어하는 것이 바람직하나, 이 경우 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 후판 전체 중량의 0.006 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 0.006 wt% or less of the total weight of the steel plate.
후판 제조 방법Plate manufacturing method
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 후판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.FIG. 1 is a process flow chart showing a method for manufacturing a thick plate according to an embodiment of the present invention.
도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 후판 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 FIG. 1, a method of manufacturing a heavy plate according to an embodiment of the present invention includes a slab reheating step (Sl 10), a primary rolling step (S 120), a secondary rolling step (S 130), and a cooling step (S 140) . 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 후판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.02 ~ 0.10%, Si : 0.1 ~ 0.4%, Mn : 1.5 ~ 2.3%, Al : 0.15 ~ 0.50, Cr : 0.1 ~ 0.5%, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ni : 0.1 ~ 0.5%, Mo : 0.1 ~ 0.4%, Ti : 0.2 ~ 0.4%, Nb : 0.2 ~ 0.7%, V : 0.2 ~ 0.5%, B : 0.0005 ~ 0.0015% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.In the steel plate manufacturing method according to the present invention, the semi-finished slab plate to be subjected to the hot rolling process is composed of 0.02 to 0.10% of C, 0.1 to 0.4% of Si, 1.5 to 2.3% of Mn, 0.1 to 0.50 of Al, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Ni, 0.1 to 0.4% of Mo, 0.2 to 0.4% of Ti, 0.2 to 0.7% of Nb, 0.2 to 0.5% of V, B: 0.0005 to 0.0015%, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
이때, 상기 슬라브 판재에는 P : 0.01 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하 및 N : 0.006 중량% 중 1종 이상이 포함되어 있을 수 있다.
At this time, the slab plate may contain 0.01% by weight or less of P, 0.01% by weight or less of S and 0.006% by weight of N or more.
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) : 1050 ~ 1100℃ 조건으로 1차 압연한다.In the primary rolling step (S120), the reheated slab plate is primarily rolled under the Roughing Delivery Temperature (RDT) of 1050 to 1100 占 폚 corresponding to the austenite recrystallization region.
본 단계에서, 1차 압연 종료 온도(RDT)가 1050℃ 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 1100℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
In this step, when the primary rolling finish temperature (RDT) is less than 1050 DEG C, time for securing the cooling time in the primary rolling pass is required, which may result in a decrease in productivity. On the other hand, when the primary rolling finish temperature RDT exceeds 1100 占 폚, 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) : Ar3 ~ Ar3 + 25℃ 조건으로 2차 압연한다. 이때, 본 발명에서 Ar3의 온도는 820 ~ 860℃가 될 수 있다.In the secondary rolling step (S130), the primary rolled plate is secondarily rolled under the conditions of Finishing Rolling Temperature (FRT): Ar 3 to Ar 3 + 25 ° C corresponding to the austenite non-recrystallized region. At this time, the temperature of Ar 3 in the present invention may be 820 to 860 ° C.
본 단계에서, 2차 압연 종료 온도(FRT)가 Ar3 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 Ar3 + 25℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.In this step, when the secondary rolling finish temperature (FRT) is less than Ar 3 , an abnormal reverse rolling occurs to form an uneven structure, which may considerably lower the low temperature impact toughness. On the contrary, when the secondary rolling finishing temperature (FRT) exceeds Ar 3 + 25 캜, the ductility and toughness are excellent, but the strength is rapidly lowered.
이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 40 ~ 60%가 되도록 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 2차 압연의 누적압하율이 40% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 60%를 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 40 to 60%. If the cumulative rolling reduction of the secondary rolling is less than 40%, it is difficult to obtain a uniform and fine structure, which may cause a significant variation in strength and impact toughness. On the other hand, when the cumulative reduction rate of the secondary rolling exceeds 60%, there is a problem that the rolling process time is prolonged and the fishy property is deteriorated.
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 10 ~ 14℃/sec의 속도로 450 ~ 550℃까지 냉각한다.In the cooling step (S140), the secondary rolled plate is cooled to 450 to 550 DEG C at a rate of 10 to 14 DEG C / sec.
본 단계에서, 저항복비 특성을 구현하기 위해서는 미세조직의 제어가 필수적이다. 특히, 본 발명에서는 최종 미세조직이 베이나이트(bainite) 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가질 수 있도록 10 ~ 14℃/sec의 빠른 냉각속도와 450 ~ 550℃의 낮은 냉각종료온도를 엄격히 제어하여 냉각하는 것이 바람직하다. 이와 같이, MA(martensite-austenite constituent) 상을 생성시킬 경우, MA 상 주위의 가동전위에 의해 인장변형시 항복점 현상이 일어나지 않고 연속항복거동이 일어나므로 항복강도를 낮출 수 있게 되고, 이를 통해 저항복비를 구현할 수 있다.In this step, control of the microstructure is essential to realize the low resistance characteristic. Particularly, in the present invention, a rapid cooling rate of 10 to 14 DEG C / sec and a low cooling of 450 to 550 DEG C are required so that the final microstructure may have a composite structure including bainite and MA (martensite-austenite constituent) It is preferable to cool the temperature by strictly controlling the end temperature. In this way, when MA (martensite-austenite constituent) phase is formed, the yield strength is lowered because the yield point does not occur in the tensile deformation due to the moving potential around the MA phase and the continuous yielding behavior occurs, Can be implemented.
냉각종료온도가 450℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 550℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직의 형성으로 인해 강도가 저하되는 문제점이 있다.When the cooling end temperature is lower than 450 ° C, a large amount of low-temperature transformed structure is formed, and low-temperature toughness is deteriorated. On the other hand, when the cooling end temperature exceeds 550 캜, there is a problem that strength is lowered due to formation of coarse microstructure.
또한, 냉각 속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 14℃/sec를 초과할 경우에는 베이나이트 분율이 증가하여 강도는 상승하나, 저온 인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다.When the cooling rate is less than 10 DEG C / sec, the crystal growth is promoted, and it may be difficult to secure the strength. On the other hand, when the cooling rate exceeds 14 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 후판은 최종 미세조직이 베이나이트(bainite) 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상은 단면 면적율로 10 ~ 20%를 가질 수 있다. 이 결과, 상기 방법으로 제조되는 후판은 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 600 ~ 750MPa, 연신율(EL) : 18% 이상 및 항복비(YR) : 0.70 ~ 0.75를 갖는다.
The thick plate produced in the above steps S110 to S140 has a composite structure including a bainite and a MA (martensite-austenite constituent) phase, and the MA phase has a sectional area ratio of 10 to 20% Lt; / RTI > As a result, the thick plate produced by the above method had a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 600 to 750 MPa, an elongation (EL) of 18% or more and a yield ratio (YR) of 0.70 to 0.75.
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.
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 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편들을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열한 후, 1차 압연 및 2차 압연을 실시한 후, 냉각하였다. 이후, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 수행하였다.
The specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3 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 3 and Comparative Examples 1 to 3, the ingots having respective compositions were prepared, heated using a rolling simulation tester, subjected to primary rolling and secondary rolling, And cooled. Thereafter, tensile tests were conducted on the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3.
[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 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다.
Table 4 shows the evaluation results for the mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3.
[표 4][Table 4]
표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들은 목표값에 해당하는 800 ~ 950MPa의 인장강도(TS), 600 ~ 750MPa의 항복점(YP), 0.70 ~ 0.75의 항복비(YR) 및 18% 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 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 600 to 750 MPa, a yield ratio of 0.70 to 0.75 (YR) and an elongation (EL) of 18% or more are all satisfied.
반면, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 구리(Cu) 및 바나듐(V)이 첨가되지 않으며, 냉각 속도 및 냉각종료온도가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복점(YP) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 항복비(YR)가 0.78로 목표값을 벗어나는 것을 알 수 있다.On the other hand, in comparison with Example 1, most of the alloy components were added in similar contents, but the copper (Cu) and vanadium (V) were not added and the cooling rate and the cooling termination temperature were out of the range suggested by the present invention 1, the tensile strength (TS), yield point (YP) and elongation (EL) satisfied the target value, but it was found that the yield ratio (YR) was 0.78, deviating from the target value.
또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 크롬(Cr), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 보론(B)이 첨가되지 않으며, 냉각 속도 및 냉각종료온도가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복점(YP) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 항복비(YR)가 0.80으로 목표값을 벗어나는 것을 알 수 있다.Compared with Example 1, most of the alloy components were added in similar contents, but no addition of chromium (Cr), titanium (Ti), vanadium (V) and boron (B) (TS), yield point (YP) and elongation (EL) satisfied the target value, but the yield ratio (YR) was 0.80 in the case of the specimen prepared according to Comparative Example 2, Value is out of the range.
또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 및 니오븀(Nb)이 첨가되지 않으며, 냉각 속도 및 냉각종료온도가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 비교예 3에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS), 항복점(YP) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 항복비(YR)가 0.81로 목표값을 벗어나는 것을 알 수 있다.
Further, in comparison with Example 1, most of the alloy components were added in similar contents, but no nickel (Ni), molybdenum (Mo) and niobium (Nb) were added, and cooling rate and cooling termination temperature (TS), yield point (YP) and elongation (EL) of the specimen prepared according to Comparative Example 3 out of the range satisfied the target value, but it was found that the yield ratio (YR) .
한편, 도 2는 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.FIG. 2 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Comparative Example 1, and FIG. 3 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Example 1. FIG.
도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 최종 미세조직이 베이나이트 조직만으로 이루어진 것을 확인할 수 있다.As shown in FIGS. 2 and 3, in the case of the test piece prepared according to Comparative Example 1, it can be confirmed that the final microstructure is composed of bainite only.
반면, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 최종 미세조직이 베이나이트 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 확인할 수 있다.
On the other hand, in the case of the specimen prepared according to Example 1, it can be confirmed that the final microstructure has a composite structure including bainite and MA (martensite-austenite constituent) phase.
위의 실험 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 냉각 속도 및 냉각종료온도를 엄격히 제어함으로써, 베이나이트 기재 내에 MA(martensite-austenite constituent) 상의 분율을 증가시킬 경우 저항복비 특성을 확보할 수 있다는 것을 확인하였다. 이와 같이, MA(martensite-austenite constituent)의 분율을 증가시키면 MA상 주변에 가동전위가 생기고 MA상 주변의 전위 밀도가 높아져 항복점 현상이 일어나지 않고 연속항복이 일어나므로 항복강도가 감소된다는 것을 알아내었다.
As can be seen from the above experimental results, it has been confirmed that when the rate of MA (martensite-austenite constituent) phase is increased in the bainite substrate by strictly controlling the cooling rate and the cooling end temperature, . Thus, we found that increasing the fraction of MA (martensite-austenite constituent) leads to a dislocation density at the periphery of the MA phase and a higher dislocation density at the periphery of the MA phase.
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 (7)
상기 재가열된 슬라브 판재를 1차 압연 종료 온도(Roughing Delivery Temperature) : 1050 ~ 1100℃로 1차 압연하는 단계;
상기 1차 압연된 판재를 2차 압연 종료 온도(Finish Rolling Temperature) : Ar3 ~ Ar3 + 25℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
상기 2차 압연된 판재를 450 ~ 550℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 후판 제조 방법.
0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, (Fe) and inevitable impurities, and a slab plate made of a mixture of iron (Fe), 0.1 to 0.4% of Mo, 0.2 to 0.4% of Ti, 0.2 to 0.7% of Nb, 0.2 to 0.5% of V, 0.0005 to 0.0015% of B, SRT (Slab Reheating Temperature): reheating to 1150 to 1250 占 폚;
Firstly rolling the reheated slab plate to a roughing delivery temperature of 1050 to 1100 占 폚;
Subjecting the primary rolled plate to a secondary rolling at a finishing rolling temperature of Ar 3 to Ar 3 + 25 ° C; And
And cooling the secondary rolled plate to 450 to 550 占 폚.
상기 슬라브 판재에는
P : 0.01 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하 및 N : 0.006 중량% 중 1종 이상이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 후판 제조 방법.
The method of claim 1,
The slab plate
0.01% by weight or less of P, 0.01% by weight or less of S, and 0.006% by weight of N, based on the total weight of the steel sheet.
상기 냉각은
10 ~ 14℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 후판 제조 방법.
The method of claim 1,
The cooling
At a rate of 10 to 14 占 폚 / sec.
최종 미세조직이 베이나이트(bainite) 및 MA(martensite-austenite constituent) 상을 포함하는 복합 조직을 가지며, 상기 MA 상은 단면 면적율로 10 ~ 20%를 갖는 것을 특징으로 하는 후판.
0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Ni, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.5% of Cr, 0.1 to 0.4% of Mo, 0.2 to 0.4% of Ti, 0.2 to 0.7% of Nb, 0.2 to 0.5% of V, 0.0005 to 0.0015% of B and the balance of Fe and unavoidable impurities,
The final microstructure has a composite structure comprising a bainite (martinsite-austenite constituent) phase, the MA phase is characterized in that having a cross-sectional area ratio of 10 to 20%.
상기 후판은
P : 0.01 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하 및 N : 0.006 중량% 중 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 후판.
5. The method of claim 4,
The thick plate
0.01% by weight or less of P, 0.01% by weight or less of S, and 0.006% by weight or less of N.
상기 후판은
인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 600 ~ 750MPa 및 연신율(EL) : 18% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 후판.
5. The method of claim 4,
The thick plate
A tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 600 to 750 MPa and an elongation (EL) of 18% or more.
상기 후판은
항복비(YR) : 0.70 ~ 0.75를 갖는 것을 특징으로 하는 후판.The method according to claim 6,
The thick plate
And a yield ratio (YR) of 0.70 to 0.75.
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