KR20140130329A - Shape steel and method of manufacturing the shape steel - Google Patents

Shape steel and method of manufacturing the shape steel Download PDF

Info

Publication number
KR20140130329A
KR20140130329A KR1020130048655A KR20130048655A KR20140130329A KR 20140130329 A KR20140130329 A KR 20140130329A KR 1020130048655 A KR1020130048655 A KR 1020130048655A KR 20130048655 A KR20130048655 A KR 20130048655A KR 20140130329 A KR20140130329 A KR 20140130329A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
slab
weight
cooling
qst
Prior art date
Application number
KR1020130048655A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR101505281B1 (en
Inventor
이철원
송재창
윤명석
정승훈
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 KR1020130048655A priority Critical patent/KR101505281B1/en
Publication of KR20140130329A publication Critical patent/KR20140130329A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101505281B1 publication Critical patent/KR101505281B1/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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Disclosed are shape steel capable of ensuring high strength and excellent low temperature toughness due to grain refinement of steel by controlling an alloy component and a process condition; and a method to manufacture the same. According to the present invention, the method to manufacture the shape steel comprises: a step of re-heating a slab comprising 0.06-0.12 wt% of carbon (C), 0.15-0.4 wt% of silicon (Si), 1.25-1.6 wt% of manganese (Mn), 0.001-0.025 wt% of phosphorus (P), 0.001-0.025 wt% of sulfur (S), 0.001-0.055 wt% of aluminum (Al), 0.001-0.05 wt% of niobium (Nb), 0.001-0.1 wt% of vanadium (V), 0.001-0.025 wt% of titanium (Ti), 0.0001-0.012 wt% of nitrogen (N), and the remainder consisting of iron (Fe) and inevitable impurities at 1120-1180°C which is a slab reheating temperature (SRT); a step of hot rolling the re-heated slab at 770-830°C which is a finishing delivery temperature (FDT); and a step of quenching and self-tempering (QST) cooling the hot rolled steel.

Description

형강 및 그 제조 방법{SHAPE STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SHAPE STEEL}TECHNICAL FIELD [0001] The present invention relates to a steel sheet and a method of manufacturing the steel sheet,

본 발명은 형강 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 강의 결정립 미세화로 고강도를 확보할 수 있는 형강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a steel sheet manufacturing technique, and more particularly, to a steel sheet capable of securing a high strength by fine grain refinement of steel through control of alloy components and process conditions, and a manufacturing method thereof.

극해 지방의 해양 플랜트 산업이 발달함에 따라 해양구조물에 사용되는 H 형강에 대한 수요가 증가하고 있다. 이에 부합하여, H 형강의 강도 증가 및 우수한 저온 충격 인성을 요구하고 있는 실정이다.As the offshore plant industry in the region develops, there is an increasing demand for H-beams used in offshore structures. Accordingly, there is a demand for an increase in the strength of the H-shaped steel and excellent low temperature impact toughness.

종래에는 H형강을 제조함에 있어 냉각효과를 강화한 QST(Quenching and self tempering)가 개발되어 강화원소를 최소화하면서도 높은 강도를 갖는 H형강재를 생산할 수 있게 되었다.Conventionally, quenching and self-tempering (QST) with enhanced cooling effect has been developed in the production of H-shaped steel, and H-shaped steel having high strength can be produced while minimizing strengthened elements.

하지만 H형강의 형상특성상 QST 적용시, 냉각수를 고압으로 분사해야 하기 때문에 제품 표면부에는 경화층이 생성되며 중심부는 페라이트+펄라이트 조직이 형성된다. 따라서 이러한 표면과 중심부 조직이 갖는 강도의 분율로서 제품의 강도가 결정됨으로써, QST를 적용함에 있어 냉각효과를 정량적으로 나타내지 못하여 반복적인 테스트로 목표하는 물성을 평가하여 조건을 설정한다. 이때, 이러한 반복적인 테스트로 인하여 개발비용 증가, 개발 장기화 및 생산성이 저하되는 문제점이 발생했다.However, due to the shape characteristics of the H-shaped steel, QST requires that the cooling water be injected at a high pressure, so that a hardened layer is formed on the surface of the product and a ferrite + pearlite structure is formed in the center. Therefore, since the strength of the product is determined as the fraction of the strength of the surface and the core structure, the cooling effect can not be quantitatively expressed in the application of the QST. At this time, due to such repetitive tests, problems such as an increase in development cost, a prolonged development and a decrease in productivity have occurred.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2010-0087235호(2010.08.03. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 H형강과 그 제조 방법이 개시되어 있다.
As a related prior art, there is Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2010-0087235 (published on Aug. 3, 2010), and the above document discloses a high strength steel having excellent toughness and weldability, a high strength H steel having a high strength and a manufacturing method thereof .

본 발명의 목적은 QST를 적용하는 제품에 있어 요구하는 물성에 적합한 최적 조업조건을 설정함으로써, 반복적인 테스트로부터 발생하는 비용을 절감할 수 있는 형강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.It is an object of the present invention to provide a section steel which can reduce the cost resulting from repeated testing by setting an optimum operating condition suitable for the properties required in a product to which QST is applied and a manufacturing method thereof.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 경화층 분율 : 20 ~ 30%, 인장강도(TS) : 480 ~ 600 MPa, 항복강도(YS) : 400 MPa 이상, 항복비(YR) : 87% 이하, 연신율(EL) : 22% 이상 및 -40℃에서의 충격인성 : 180J 이상을 갖는 형강을 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a process for producing a cured product having a cured layer fraction of 20 to 30%, a tensile strength (TS) of 480 to 600 MPa, a yield strength (YS) of 400 MPa or more, a yield ratio (YR) of 87% , An elongation (EL) of 22% or more, and an impact toughness at -40 캜 of 180J or more.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 형강 제조 방법은 탄소(C) : 0.06 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.25 ~ 1.6 중량%, 인(P) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 알루미늄(Al) : 0.001 ~ 0.055 중량%, 니오븀(Nb) : 0.001 ~ 0.05 중량%, 바나듐(V) : 0.001 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 질소(N) : 0.0001 ~ 0.012 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1120 ~ 1180℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 770 ~ 830℃로 열간압연하는 단계; 및 상기 열간압연된 강을 QST(Quenching & Self-Tempering) 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
In order to accomplish the above object, the present invention provides a method for manufacturing a steel sheet, comprising the steps of: 0.06 to 0.12 weight% of carbon, 0.15 to 0.4 weight% of silicon, 1.25 to 1.6 weight% of manganese, 0.001 to 0.025 wt% of phosphorus (P), 0.001 to 0.025 wt% of sulfur (S), 0.001 to 0.055 wt% of aluminum (Al), 0.001 to 0.05 wt% of niobium (Nb) (Slab reheating temperature): 1120 to 1180 (inclusive), and the slab comprising the iron (Fe) and other inevitable impurities in an amount of 0.001 to 0.025 wt%, 0.1 to 0.1 wt%, and 0.001 to 0.025 wt% ≪ / RTI > Hot-rolling the reheated slab to a finishing delivery temperature (FDT) of 770 to 830 ° C; And cooling the hot-rolled steel by Quenching & Self-Tempering (QST).

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 형강은 탄소(C) : 0.06 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.25 ~ 1.6 중량%, 인(P) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 알루미늄(Al) : 0.001 ~ 0.055 중량%, 니오븀(Nb) : 0.001 ~ 0.05 중량%, 바나듐(V) : 0.001 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 질소(N) : 0.0001 ~ 0.012 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세 조직이 내부는 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직으로 이루어지고, 표면은 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 이루어진 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a steel according to an embodiment of the present invention, which comprises 0.06 to 0.12 wt% of carbon, 0.15 to 0.4 wt% of silicon, 1.25 to 1.6 wt% of manganese, 0.001 to 0.025% by weight of phosphorus (P), 0.001 to 0.025% by weight of sulfur (S), 0.001 to 0.055% by weight of aluminum (Al), 0.001 to 0.05% by weight of niobium (Nb) (Fe) and other unavoidable impurities. The final microstructure is composed of ferrite and pearlite in the inside thereof. The ferrite and the pearlite are contained in the final microstructure. , And the surface is made of a tempered martensite structure.

본 발명에 따른 형강 및 그 제조 방법은 QST를 적용하는 H형강 제품을 제조함에 있어서, QST에 의한 표면 경화층의 분율을 나타냄으로써, 냉각효과의 정도를 정량적으로 표현할 수 있으며 이로부터 생산 강종의 물성에 따라 경화층 분율을 설정하여 생산조건을 설정할 수 있다.The steel sheet and its manufacturing method according to the present invention can quantitatively express the degree of cooling effect by showing the fraction of the surface hardened layer by QST in manufacturing H-shaped steel products to which QST is applied, The production conditions can be set by setting the percentage of the cured layer.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 형강은 경화층 분율 : 20 ~ 30%, 인장강도(TS) : 480 ~ 600 MPa, 항복강도(YS) : 400 MPa 이상, 항복비(YR) : 87% 이하, 연신율(EL) : 22% 이상 및 -40℃에서의 충격인성 : 180J 이상을 가짐으로써, 해양 구조물에 적용하기 적합한 형강을 제공할 수 있다.
(YS): 400 MPa or more, yield ratio (YR): 87 or more, the tensile strength (TS): 480 to 600 MPa, the yield strength %, An elongation (EL) of 22% or more, and an impact toughness at -40 캜 of 180J or more, to thereby provide a steel sheet suitable for an offshore structure.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 형강 제조 방법을 나타낸 순서도이다.
도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경화층 분율에 따른 인장강도 및 항복강도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경화층 분율에 따른 항복비의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 4는 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경화층 분율에 따른 연신율의 변화를 나타낸 그래프이다.1 is a flowchart showing a method of manufacturing a steel sheet according to an embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a graph showing changes in tensile strength and yield strength according to the cured layer fraction of a specimen produced according to Example 1. FIG.
FIG. 3 is a graph showing a change in yield ratio according to a cured layer fraction of a specimen produced according to Example 1. FIG.
4 is a graph showing a change in elongation according to a cured layer fraction of a specimen produced according to Example 1. Fig.

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.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The advantages and features of the present invention and the manner of achieving them will become apparent with reference to the embodiments described in detail below with reference to the accompanying drawings. The present invention may, however, be embodied in many different forms and should not be construed as being limited to the embodiments set forth herein. Rather, these embodiments are provided so that this disclosure will be thorough and complete, and will fully convey the scope of the invention to those skilled in the art. Is provided to fully convey 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 형강 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The present invention will now be described more fully hereinafter with reference to the accompanying drawings, in which preferred embodiments of the invention are shown.

형강Section steel

본 발명에 따른 형강은 경화층 분율 : 20 ~ 30%, 인장강도(TS) : 480 ~ 600 MPa, 항복강도(YS) : 400 MPa 이상, 항복비(YR) : 87% 이하, 연신율(EL) : 22% 이상 및 -40℃에서의 충격인성 : 180J 이상을 갖는 것을 목표로 한다.The section steel according to the present invention has a hardening layer fraction of 20 to 30%, a tensile strength (TS) of 480 to 600 MPa, a yield strength (YS) of 400 MPa or more, a yield ratio (YR) of 87% : 22% or more, and impact toughness at -40 캜: 180J or more.

이를 위하여, 본 발명에 따른 형강은 탄소(C) : 0.06 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.25 ~ 1.6 중량%, 인(P) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 알루미늄(Al) : 0.001 ~ 0.055 중량%, 니오븀(Nb) : 0.001 ~ 0.05 중량%, 바나듐(V) : 0.001 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 질소(N) : 0.0001 ~ 0.012 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세 조직이 내부는 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직으로 이루어지고, 표면은 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 이루어진 것을 특징으로 한다.
For this purpose, the steel sheet according to the present invention comprises 0.06 to 0.12 wt% of carbon (C), 0.15 to 0.4 wt% of silicon (Si), 1.25 to 1.6 wt% of manganese (Mn) 0.001 to 0.025 wt.% Of aluminum (Al), 0.001 to 0.055 wt.% Of niobium (Nb), 0.001 to 0.1 wt.% Of vanadium (V) ) Of 0.001 to 0.025% by weight, nitrogen (N): 0.0001 to 0.012% by weight and the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities, the final microstructure being composed of a composite structure containing ferrite and pearlite, And the surface is characterized by being composed of a tempered martensite structure.

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

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 형강 전체 중량의 0.06 ~ 0.12 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.06 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.12 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 심부경도 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added at a content ratio of 0.06 to 0.12 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.06% by weight, it may be difficult to secure strength. On the contrary, when the content of carbon (C) exceeds 0.12% by weight, the strength of the steel increases but the core hardness and weldability are deteriorated.

실리콘(silicon( SiSi ))

본 발명에서 실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과도 갖는다.In the present invention, silicon (Si) is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process. Silicon (Si) also has a solid solution strengthening effect.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.15 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강 표면에 산화물을 형성하여 강의 용접성 등을 저하시키는 문제점이 있다.
The silicon (Si) is preferably added at a content ratio of 0.15 to 0.4% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. If the content of silicon (Si) is less than 0.15 wt%, the effect of adding silicon can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.4% by weight, oxides are formed on the surface of the steel to deteriorate the weldability of the steel.

망간(manganese( MnMn ))

망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소로서, 망간(Mn)의 첨가는 탄소(C)의 첨가보다도 강도 상승시 연성의 저하가 적다. 또한, 망간(Mn)은 강의 담금질성 향상에 기여한다.Manganese (Mn) is an element which increases the strength and toughness of steel and increases the incombustibility of steel. Addition of manganese (Mn) causes less deterioration of ductility when the strength is higher than that of carbon (C). Further, manganese (Mn) contributes to improvement of the hardenability of the steel.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 1.25 ~ 1.6 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.25 중량% 미만일 경우에는 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.6 중량%를 초과할 경우에는 MnS계 비금속개재물의 양이 증가하는 데 기인하여 용접시 크랙 발생 등의 결함을 유발할 수 있다.
The manganese (Mn) is preferably added in a content ratio of 1.25 to 1.6 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of manganese (Mn) is less than 1.25 wt%, it may be difficult to secure strength even if the content of carbon (C) is high. On the other hand, when the content of manganese (Mn) exceeds 1.6% by weight, the amount of MnS-based nonmetallic inclusions increases, which may cause defects such as cracks during welding.

인(P)In (P)

인(P)은 강도 향상에 기여하는 원소이다.Phosphorus (P) is an element contributing to strength improvement.

상기 인(P)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.025 중량%의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다. 인(P)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 인 첨가에 따른 강도 향상 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 인(P)의 함량이 0.025 중량%를 초과할 경우에는 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 주며, 또한 용접성을 악화시킬 수 있다.
The phosphorus (P) is preferably limited to a content ratio of 0.001 to 0.025 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of phosphorus (P) is less than 0.001% by weight, the effect of improving the strength due to the addition of phosphorus can not be exhibited properly because the amount of phosphorus (P) added is insignificant. On the contrary, when the content of phosphorus (P) exceeds 0.025% by weight, not only center segregation but also fine segregation is formed, which adversely affects the material and may deteriorate the weldability.

황(S)Sulfur (S)

황(S)은 가공성 향상에 일부 기여하는 원소이다.Sulfur (S) is an element contributing to improvement of processability.

상기 황(S)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.025 중량%의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다. 황(S)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 황에 의한 가공성 향상이 어렵고, 아울러 황의 함량을 극소로 제어해야 하므로, 강 제조 비용이 상승하는 문제가 있다. 반대로, 황(S)의 함량이 0.025 중량%를 초과하는 경우에는 용접성을 크게 저해하는 문제가 있다.
The sulfur (S) is preferably limited to a content ratio of 0.001 to 0.025% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of sulfur (S) is less than 0.001% by weight, it is difficult to improve workability due to sulfur, and the content of sulfur must be controlled to a minimum, resulting in an increase in steel production cost. On the contrary, when the content of sulfur (S) exceeds 0.025% by weight, there is a problem that the weldability is greatly deteriorated.

알루미늄(aluminum( AlAl ))

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 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.055 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.001 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 탈산 효과가 불충분하다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.055 중량%를 초과할 경우에는 Al2O3를 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The aluminum (Al) is preferably added in an amount of 0.001 to 0.055 wt% or less of the total weight of the steel according to the present invention. When the content of aluminum (Al) is less than 0.001% by weight, deoxidation effect is insufficient. On the contrary, when the content of aluminum (Al) exceeds 0.055% by weight, Al 2 O 3 is formed to deteriorate toughness.

니오븀(Niobium ( NbNb ))

니오븀(Nb)은 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 이는 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시키므로 강도와 저온인성을 향상시킨다.Niobium (Nb) combines with carbon (C) and nitrogen (N) to form carbides or nitrides. This suppresses crystal grain growth during rolling and makes crystal grains finer, thereby improving strength and low temperature toughness.

다만, 상기 니오븀(Nb)이 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.001 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 니오븀(Nb) 첨가효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.05 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우 강판의 용접성을 저하하며, 또한 니오븀(Nb) 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
However, niobium (Nb) is preferably added in an amount of 0.001 to 0.05% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.001 wt%, the effect of adding niobium (Nb) can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.05% by weight, the weldability of the steel sheet is lowered, and the strength and low temperature toughness due to the increase of the niobium content are not improved any more, There is a risk of deteriorating impact toughness.

바나듐(V)Vanadium (V)

바나듐(V)은 결정립계에 피닝(pinning)으로 작용하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.Vanadium (V) acts as a pinning to the grain boundaries and contributes to the improvement of strength.

다만, 상기 바나듐(V)이 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.1 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.1 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
However, it is preferable that the vanadium (V) is added in an amount of 0.001 to 0.1% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. If the content of vanadium (V) is less than 0.001% by weight, it may be difficult to exhibit the above effect properly. On the other hand, when the content of vanadium (V) exceeds 0.1 wt%, the low-temperature impact toughness is deteriorated.

티타늄(titanium( TiTi ))

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접 시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시켜 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.Titanium (Ti) has the effect of improving the toughness and strength of steel by refining the texture of the welded part by inhibiting the growth of austenite crystal grains during welding by generating precipitates of Ti (C, N) having high stability at high temperatures.

티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.001 ~ 0.025 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.025 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
Titanium (Ti) is preferably added in a content ratio of 0.001 to 0.025% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.001% 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 0.025% 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.

질소(N)Nitrogen (N)

질소(N)는 TiN, AlN, BN, (Ti-Nb)N, (Ti-V)N등을 형성하는데 반드시 필요한 원소로 질소(N)의 양이 증가할수록 상기 석출물들의 양을 증가시켜 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제시킨다. 특히 TiN 석출물의 크기 및 간격, 분포, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미친다.Nitrogen (N) is an essential element for forming TiN, AlN, BN, (Ti-Nb) N and (Ti-V) N, etc. As the amount of nitrogen (N) increases, Thereby inhibiting the austenite grain growth of the affected portion. Particularly the size and spacing of the TiN precipitates, and the high temperature stability of the precipitates themselves.

질소(N)는 본 발명에 따른 형강 전체 중량의 0.0001 ~ 0.012 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 질소(N)의 함량이 전체 중량의 0.0001 중량% 미만의 함량비로 첨가되면 그 양이 너무 미미해서 질소(N)를 첨가하는 효과를 보기 힘들다. 반대로, 질소(N)의 함량이 전체 중량의 0.012 중량%를 초과하여 첨가될 경우, 석출물 형성에 의한 효과는 포화되며, 오히려 용접 열영향부에 분포하는 고용질소량이 증가하여 인성을 저하시킬 수 있다.
Nitrogen (N) is preferably added in a content ratio of 0.0001 to 0.012 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of nitrogen (N) is less than 0.0001 wt% of the total weight, the amount of nitrogen (N) is too small to exhibit the effect of adding nitrogen (N). On the other hand, when the content of nitrogen (N) is added in excess of 0.012 wt% of the total weight, the effect of precipitate formation is saturated, and the amount of dissolved nitrogen distributed in the weld heat affected zone increases, .

형강Section steel 제조 방법 Manufacturing method

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 형강 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.1 is a flowchart schematically showing a method of manufacturing a steel sheet according to an embodiment of the present invention.

도 1을 참조하면, 도시된 형강 제조 방법은 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120) 및 냉각/권취 단계(S130)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 재가열 단계(S110)를 실시하는 것이 더 바람직하다.
Referring to FIG. 1, the illustrated steel making method includes a reheating step S110, a hot rolling step S120, and a cooling / winding step S130. At this time, the reheating step (S110) is not necessarily performed, but it is more preferable to perform the reheating step (S110) in order to derive effects such as the reuse of the precipitate.

본 발명에 따른 형강 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브는 탄소(C) : 0.06 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.25 ~ 1.6 중량%, 인(P) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 알루미늄(Al) : 0.001 ~ 0.055 중량%, 니오븀(Nb) : 0.001 ~ 0.05 중량%, 바나듐(V) : 0.001 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 질소(N) : 0.0001 ~ 0.012 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
In the steel sheet manufacturing method according to the present invention, the semi-finished slab to be subjected to the hot rolling process is composed of 0.06 to 0.12 wt% of carbon (C), 0.15 to 0.4 wt% of silicon (Si), 1.25 to 1.6 wt 0.001 to 0.025% by weight of phosphorus, 0.001 to 0.025% by weight of sulfur, 0.001 to 0.055% by weight of aluminum, 0.001 to 0.05% by weight of niobium, 0.001 to 0.1 wt.%, Titanium (Ti): 0.001 to 0.025 wt.%, Nitrogen (N): 0.0001 to 0.012 wt.%, And the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities.

재가열Reheating

재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브를 SRT (Slab Reheating Temperature) : 1120 ~ 1180℃로 재가열한다. 상기 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 이러한 슬라브의 재가열을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용할 수 있다.In the reheating step S110, the slab having the above composition is reheated to a slab reheating temperature (SRT) of 1120 to 1180 ° C. The slab having the above composition can be obtained through a continuous casting process after obtaining a molten steel having a desired composition through a steelmaking process. Through the reheating of such slabs, the segregated components can be reused during casting.

만일, 재가열 온도가 1120℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 재가열 온도가 1180℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강의 제조 비용만 상승할 수 있다.
If the reheating temperature is lower than 1120 DEG C, there is a problem that the segregated components are not sufficiently reused in casting. On the other hand, if the reheating temperature is higher than 1180 ° C, the austenite crystal grain size may increase and the strength of the steel may be difficult to secure, and the steel manufacturing cost may be increased due to the excessive heating process.

열간 압연Hot rolling

열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 슬라브를 열간압연한다.In the hot rolling step (S120), the reheated slab is hot-rolled.

이때, 압연 단계(S120)에서는, 유니버셜 압연이 이용될 수 있다. 도면으로 도시하지는 않았지만, 재가열된 슬라브는 유니버셜 압연에 의하여 ‘H’, ‘Ι’ 등의 특정 형상으로 압연될 수 있다. 이때, 유니버셜 압연은 슬라브의 웨브(web)와 플렌지(flange)를 상하 및 좌우 방향에서 가압하는 방식으로 압연이 진행될 수 있다.At this time, in the rolling step (S120), universal rolling can be used. Although not shown in the drawing, the reheated slab may be rolled into a specific shape such as 'H' or 'I' by universal rolling. At this time, the universal rolling can proceed by rolling the web and the flange of the slab in the up, down, left, and right directions.

즉, 유니버셜 압연은 슬라브의 웨브를 가압하는 수평 롤과 슬라브의 플렌지를 가압하는 수직 롤을 구비하는 유니버셜 스탠드를 따라 일정 속도로 가압하는 방식으로 실시될 수 있다.That is, the universal rolling can be performed in such a manner that the universal rolling is performed at a constant speed along a universal stand having a horizontal roll for pressing the web of the slab and a vertical roll for pressing the flange of the slab.

상기 열간압연 단계(S120)에서, FDT(Finishing Delivery Temperature) : 770 ~ 830℃로 실시하는 것이 바람직하다. 마무리 압연온도(FDT)가 770℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 연성을 저하시킬 수 있다. 반대로, 마무리 압연온도(FDT)가 830℃를 초과할 경우에는 제조되는 강의 강도가 급격히 저하되는 문제점이 있다.
In the hot rolling step (S120), the finishing delivery temperature (FDT) is preferably 770 to 830 占 폚. If the finishing rolling temperature (FDT) is lower than 770 ° C, an abnormal reverse rolling may occur and the ductility may be lowered. On the contrary, when the finishing rolling temperature (FDT) exceeds 830 캜, there is a problem that the strength of the produced steel is rapidly lowered.

냉각/Cooling/ 권취Coiling

냉각/권취 단계(S130)에서는 마무리 열간압연된 강을 퀀칭 및 자기템퍼링(Quenching & Self-Tempering : QST) 냉각한다. QST 냉각은 마무리 열간압연직후 단시간 균일 냉각으로 퀀칭한 후 내부의 보유열에 의해 자기템퍼링될 수 있다.In the cooling / winding step S130, the finished hot-rolled steel is quenched and self-tempered (QST). QST cooling can be self-tempered by internal retaining heat after quenching with short-term uniform cooling immediately after finish hot rolling.

이때, QST 냉각시, 퀀칭 구간에서는 1000 ~ 2100㎥/hr의 냉각수량으로 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각수량이 1000㎥/h 미만으로 실시될 경우에는 냉각이 불충분하여 목표로 하는 강의 강도와 충격인성을 확보하는 데 어려움이 따른다. 반대로, 냉각수량이 2100㎥/h를 초과할 경우에는 과냉각에 의하여 연신율이 급격히 저하되는 문제가 있다.At the time of QST cooling, it is preferable to cool the quenching section at a cooling rate of 1000 to 2100 m < 3 > / hr. When the cooling rate is less than 1000 m 3 / h, the cooling is insufficient, which makes it difficult to secure the strength and impact toughness of the target steel. On the other hand, when the cooling water exceeds 2100 m 3 / h, there is a problem that the elongation rate sharply decreases due to the supercooling.

QST 냉각 종료 후, 슬라브의 내부는 조밀한 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직을 갖는다. 한편, 상기 슬라브의 표면은 내부와 표면의 온도 차이에 따른 복열 효과에 의해 표면의 온도가 상승하게 되어 템퍼링된 마르텐사이트 조직을 갖는다.After QST cooling is completed, the inside of the slab has a composite structure including dense ferrite and pearlite. On the other hand, the surface of the slab has a tempered martensite structure because the temperature of the surface rises due to the double heat effect depending on the temperature difference between the inside and the surface.

또한, 슬라브의 이송속도는 1.0 ~ 4.5m/s가 바람직하다. 이송속도가 1.0m/s 미만일 경우, 템퍼트 마르텐 사이트의 분율이 과도하게 많아져 충분한 인성을 확보할 수 없다. 반대로, 이송속도가 4.5m/s를 초과할 경우, 표면에 형성되는 템퍼드 마르텐 사이트의 적정 분율을 확보하기 어렵다.The conveying speed of the slab is preferably 1.0 to 4.5 m / s. If the feed rate is less than 1.0 m / s, the fraction of templated martensite becomes excessively large and sufficient toughness can not be ensured. On the other hand, when the conveying speed exceeds 4.5 m / s, it is difficult to secure a proper fraction of tempered martensite formed on the surface.

여기서, 냉각수량 및 이송속도가 상기의 범위 내에서 수행되어야 강의 표면부에 생성되는 템퍼드 마르텐사이트의 적정 분율 및 균일한 경화 깊이를 확보하는 데 유리하다. 이와 같이, 소정의 범위 내에서 냉각조건을 조절함으로써 내부와 표면의 경도 및 경화층의 분율을 제어할 수 있고, 이로부터 요구하는 물성을 확보할 수 있다.Here, it is advantageous to ensure a proper fraction of the tempered martensite and a uniform hardening depth to be generated on the surface portion of the steel if the cooling water and the feed rate are performed within the above-mentioned range. Thus, by controlling the cooling conditions within a predetermined range, it is possible to control the hardness of the inside and the surface, and the fraction of the hardened layer, and it is possible to secure the required physical properties therefrom.

마지막으로, QST 냉각과정을 거친 형강은 500 ~ 700℃의 온도까지 상온에서 공랭을 실시한 후, 권취한다.
Finally, the section steel subjected to the QST cooling process is air-cooled at a temperature of 500 to 700 ° C at room temperature, and then wound.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 형강은 경화층 분율 : 20 ~ 30%, 인장강도(TS) : 480 ~ 600 MPa, 항복강도(YS) : 400 MPa 이상, 항복비(YR) : 87% 이하, 연신율(EL) : 22% 이상 및 -40℃에서의 충격인성 : 180J 이상을 가짐으로써, 해양 구조물에 적용하기에 적합한 형강을 제공할 수 있다.
(YS): 400 MPa or more, yield ratio (YR): 87 or more, the tensile strength (TS): 480 to 600 MPa, the yield strength Or less, an elongation (EL) of 22% or more, and an impact toughness at -40 캜 of 180J or more, to thereby provide a steel sheet suitable for application to an offshore structure.

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. 시편 제조1. Specimen Manufacturing

표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편을 제조하였다.
The specimens according to Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 3 were produced under the composition shown in Table 1 and the process conditions shown in Table 2.

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

Figure pat00001

Figure pat00001

[표 2][Table 2]

Figure pat00002

Figure pat00002

2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties

표 3은 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.Table 3 shows the results of evaluation of mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 3.

[표 3][Table 3]

Figure pat00003

Figure pat00003

표 1 ~ 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들은 목표값에 해당하는 경화층 분율 : 20 ~ 30%, 인장강도(TS) : 480 ~ 600 MPa, 항복강도(YS) : 400 MPa 이상, 항복비(YR) : 87% 이하, 연신율(EL) : 22% 이상 및 -40℃에서의 충격인성 : 180J 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다. The tensile strength (TS): 480 to 600 MPa, the yield strength (YS) of the specimen prepared according to Examples 1 to 4, the hardness layer fraction corresponding to the target value: 20 to 30% 400 MPa or more, yield ratio (YR): 87% or less, elongation (EL): 22% or more, and impact toughness at -40 캜: 180J or more.

반면, 실시예 1과 비교하여 탄소(C) 및 실리콘(Si)이 다량으로 첨가되고, QST 냉각을 실시하지 않은 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 연신율(EL) 및 항복비(YR)는 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 -40℃에서의 충격인성이 목표값에 미달하며 경화층 분율이 0%로 경화층이 전혀 형성되지 않은 것을 알 수 있다.On the other hand, the elongation (EL) and yield ratio (YR) of the specimen prepared according to Comparative Example 1 in which carbon (C) and silicon (Si) were added in a large amount as compared with Example 1 and QST cooling was not performed, (TS), yield strength (YS) and impact toughness at -40 캜 were below the target value, and the hardened layer fraction was 0%, indicating that the hardened layer was not formed at all .

또한, 실시예 1과 비교하여 탄소(C)가 다량으로 첨가되고, 냉각수량 및 이송속도가 본 발명에서 제시하는 범위를 초과하여 실시된 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우도 인장강도(TS), 항복비(YR) 및 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 항복강도(YS), 경화층 분율 및 -40℃에서의 충격인성이 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.Also, in the case of the test piece prepared according to Comparative Example 2 in which carbon (C) was added in a large amount as compared with Example 1 and the cooling water and the feed rate exceeded the range suggested by the present invention, the tensile strength TS ), Yield ratio (YR) and elongation (EL) satisfied the target values, but it can be seen that the yield strength (YS), the hardened layer fraction and the impact toughness at -40 캜 are below the target value.

또한, 실시예 1과 비교하여 인(P) 및 황(S)이 다량으로 첨가되며, 냉각수량이 본 발명에서 제시하는 범위를 초과하여 실시된 비교예 3에 따라 제조된 시편의 경우, 항복강도(YR)는 목표값을 만족하였으나, 인장강도(TS), 항복비(YR), 연신율(EL) , 경화층 분율 및 -40℃에서의 충격인성이 목표값을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.
In addition, in the case of the specimen prepared according to Comparative Example 3 in which phosphorus (P) and sulfur (S) were added in a large amount as compared with Example 1 and the cooling water exceeded the range suggested by the present invention, the yield strength (YR) satisfied the target value, but it can be seen that the tensile strength (TS), the yield ratio (YR), the elongation (EL), the hardened layer fraction and the impact toughness at -40 캜 do not satisfy the target value.

도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경화층 분율에 따른 인장강도 및 항복강도의 변화를 나타낸 그래프이고, 도 3은 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경화층 분율에 따른 항복비의 변화를 나타낸 그래프이고, 도 4는 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경화층 분율에 따른 연신율의 변화를 나타낸 그래프이다.Fig. 2 is a graph showing changes in tensile strength and yield strength according to the cured layer fraction of the specimen prepared according to Example 1. Fig. 3 is a graph showing the change in yield ratio according to the cured layer fraction of the specimen prepared according to Example 1. Fig. FIG. 4 is a graph showing a change in elongation according to a cured layer fraction of a specimen produced according to Example 1. FIG.

도 2 및 도 4를 참조하면, 경화층 분율에 따른 인장강도(TS), 항복강도(YS), 항복비(YR) 및 연신율(EL)을 그래프로 정량적으로 표현할 수 있음을 알 수 있다. 이에 따라, 생산 강종의 물성에 따라 경화층 분율을 설정하여 원하는 기계적 특정을 갖는 형강을 용이하게 제조할 수 있다.
2 and 4, it can be seen that tensile strength TS, yield strength YS, yield ratio YR and elongation EL can be quantitatively expressed according to the hardened layer fraction. Accordingly, it is possible to easily manufacture a steel sheet having desired mechanical characteristics by setting a hardened layer fraction according to the physical properties of the produced steel grade.

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 : 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각/권취 단계S110: Reheating step
S120: Hot rolling step
S130: cooling / winding step

Claims (8)

(a) 탄소(C) : 0.06 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.25 ~ 1.6 중량%, 인(P) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 알루미늄(Al) : 0.001 ~ 0.055 중량%, 니오븀(Nb) : 0.001 ~ 0.05 중량%, 바나듐(V) : 0.001 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 질소(N) : 0.0001 ~ 0.012 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1120 ~ 1180℃에서 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 슬라브를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 770 ~ 830℃로 열간압연하는 단계; 및
(c) 상기 열간압연된 강을 QST(Quenching & Self-Tempering) 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 형강 제조 방법.
(a) from 0.06 to 0.12 wt% of carbon (C), from 0.15 to 0.4 wt% of silicon (Si), from 1.25 to 1.6 wt% of manganese (Mn), from 0.001 to 0.025 wt% of phosphorus 0.001 to 0.025 wt% aluminum (Al), 0.001 to 0.055 wt% niobium (Nb), 0.001 to 0.1 wt% vanadium (V), 0.001 to 0.025 wt% titanium 0.201 to 0.012% by weight of nitrogen (N) and the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities at a slab reheating temperature (SRT) of 1120 to 1180 캜;
(b) hot-rolling the reheated slab to a finishing delivery temperature (FDT) of 770 to 830 占 폚; And
(c) cooling the hot-rolled steel by Quenching & Self-Tempering (QST).
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 QST 냉각은
1000 ~ 2100㎥/h의 냉각수량으로 실시하는 것을 특징으로 하는 형강 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (c)
The QST cooling
Wherein the cooling water is carried out at a cooling rate of 1000 to 2100 m 3 / h.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 QST 냉각은
1.0 ~ 4.5m/s의 냉각속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 형강 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (c)
The QST cooling
At a cooling rate of 1.0 to 4.5 m / s.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 QST 냉각을 마친 상기 슬라브의 내부는 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직을 갖고,
상기 슬라브의 표면은 내부와 표면의 온도 차이에 따른 복열에 의해 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 형강 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (c)
The interior of the slab after QST cooling has a composite structure including ferrite and pearlite,
Wherein the surface of the slab has a tempered martensite structure due to a double heat due to a temperature difference between the inside and the surface of the slab.
탄소(C) : 0.06 ~ 0.12 중량%, 실리콘(Si) : 0.15 ~ 0.4 중량%, 망간(Mn) : 1.25 ~ 1.6 중량%, 인(P) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 알루미늄(Al) : 0.001 ~ 0.055 중량%, 니오븀(Nb) : 0.001 ~ 0.05 중량%, 바나듐(V) : 0.001 ~ 0.1 중량%, 티타늄(Ti) : 0.001 ~ 0.025 중량%, 질소(N) : 0.0001 ~ 0.012 중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세 조직이 내부는 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직으로 이루어지고, 표면은 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 이루어진 것을 특징으로 하는 형강.
(S): 0.001 to 0.025% by weight, phosphorus (S): 0.06 to 0.12% by weight, silicon (Si) 0.001 to 0.025 wt% of aluminum (Al), 0.001 to 0.05 wt% of niobium (Nb), 0.001 to 0.1 wt% of vanadium (V), 0.001 to 0.025 wt% of titanium (Ti) (N): 0.0001 to 0.012% by weight, and the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities,
Wherein the final microstructure is composed of a composite structure including ferrite and pearlite, and the surface is composed of a tempered martensite structure.
제5항에 있어서,
상기 형강은
인장강도(TS) : 480 ~ 600 MPa, 항복강도(YS) : 400 MPa 이상 및 항복비(YR) : 87%를 갖는 것을 특징으로 하는 형강.
6. The method of claim 5,
The section steel
A tensile strength (TS) of 480 to 600 MPa, a yield strength (YS) of 400 MPa or more, and a yield ratio (YR) of 87%.
제5항에 있어서,
상기 형강은
연신율(EL) : 22% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 형강.
6. The method of claim 5,
The section steel
Elongation (EL): 22% or more.
제5항에 있어서,
상기 형강은
경화층 분율 : 20 ~ 30% 및 -40℃에서의 충격인성 : 180J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 형강.6. The method of claim 5,
The section steel
A hardened layer fraction of 20 to 30% and an impact toughness at -40 DEG C of 180 J or more.
KR1020130048655A 2013-04-30 2013-04-30 Shape steel and method of manufacturing the shape steel KR101505281B1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020130048655A KR101505281B1 (en) 2013-04-30 2013-04-30 Shape steel and method of manufacturing the shape steel

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020130048655A KR101505281B1 (en) 2013-04-30 2013-04-30 Shape steel and method of manufacturing the shape steel

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20140130329A true KR20140130329A (en) 2014-11-10
KR101505281B1 KR101505281B1 (en) 2015-03-24

Family

ID=52452289

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020130048655A KR101505281B1 (en) 2013-04-30 2013-04-30 Shape steel and method of manufacturing the shape steel

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101505281B1 (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230062705A (en) * 2021-10-29 2023-05-09 현대제철 주식회사 Shape steel and method of manufacturing the same

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4329583B2 (en) * 2004-03-17 2009-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 Low yield ratio H-section steel excellent in earthquake resistance and manufacturing method thereof
JP4581645B2 (en) 2004-11-22 2010-11-17 Ｊｆｅスチール株式会社 Manufacturing method of thin web high strength H-section steel
KR101205144B1 (en) * 2010-06-28 2012-11-26 현대제철 주식회사 H-steel for building structure and method for producing the same

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230062705A (en) * 2021-10-29 2023-05-09 현대제철 주식회사 Shape steel and method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
KR101505281B1 (en) 2015-03-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102178711B1 (en) Non-heat treated wire rod having excellent strength and impact toughness and method for manufacturing thereof
KR102164112B1 (en) High-strength steel sheet having excellent ductility and low-temperature toughness and method for manufacturing thereof
CN110073020B (en) High-strength hot-rolled steel sheet having excellent weldability and ductility, and method for producing same
KR101505281B1 (en) Shape steel and method of manufacturing the shape steel
KR101714929B1 (en) Austenitic steel having excellent wear resistance and method for manufacturing the same
KR20140130325A (en) Hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR101290389B1 (en) Shape steel and method of manufacturing the shape steel
KR101505299B1 (en) Steel and method of manufacturing the same
KR101412259B1 (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR20130110638A (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR20120097173A (en) High strength steel sheet and method of manufacturing the same
KR101808440B1 (en) Steel for inverted angle and method of manufacturing the same
KR101368547B1 (en) High strength hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the hot-rolled steel sheet
KR101153696B1 (en) Steel Sheet having Excellent Yield Strength and Stretch Flange Ability and Manufacturing Method Thereof
KR101586944B1 (en) Steel and method of manufacturing the same
KR20160149647A (en) Shape steel and manufacturing method thereof
KR101467026B1 (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR101467053B1 (en) Carbon steel and method of manufacturing the carbon steel
KR101572317B1 (en) Shape steel and method of manufacturing the same
KR20140141218A (en) High strength steel sheet and method of manufacturing the steel sheet
KR101572367B1 (en) Shape steel and method of manufacturing the shape steel
KR101586922B1 (en) Steel for inverted angle and method of manufacturing the same
KR101696097B1 (en) Non heat treated wire rod having excellent high strength and impact toughness and method for manafacturing the same
KR101586932B1 (en) Hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR20160150188A (en) Shape steel and manufacturing method thereof

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180308

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190214

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200220

Year of fee payment: 6