KR20150089582A - Steel and method of manufacturing the same - Google Patents

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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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Abstract

Disclosed in the present specification is a steel and a manufacturing method for the same to increase productivity as variations of a material are minimized by adjusting the alloy components and controlling the process conditions. The manufacturing method for the steel comprises: (a) a step of reheating a slab board at a slab reheating temperature (SRT) of 1150-1250°C, wherein the slab board is composed of 0.06-0.08 wt% of C, 0.3 wt% or less of Si, 1.5-2.5 wt% of Mn, 0.1-1.0 wt% of Ni, 0.1-1.0 wt% of Mo, 0.1 wt% or less of Al, 0.1-0.5 wt% of Cu, 0.05 wt% or less of Ti, 0.005-0.050 wt% of Nb, 0.0001-0.0050 wt% of B, 0.001-0.5 wt% of Sn, 0.001-0.5 wt% of Sb, and a remaining amount of Fe and impurities; (b) a step of primarily rolling the reheated slab board at a roughing delivery temperature (RDT) of 900-950°C; (c) a step of secondarily rolling the primarily rolled board at a finish rolling temperature (FRT) of 825-875°C; and (d) a step of cooling the secondarily rolled board to a temperature of 425-475°C.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME [0002]

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 재질편차를 균일화시켜 생산성을 향상시킬 수 있는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a steel material and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a steel material capable of improving productivity by uniformizing material variations through alloy component adjustment and process condition control, and a manufacturing method thereof.

고강도 강재의 경우, 합금성분 및 제조 방법의 변동에 따라 재질 특성에 큰 영향을 미치게 된다. 이와 같이, 제조 방법에 따라 고강도 강재에서 얻어지는 미세조직의 형상에서의 큰 차이를 가져오게 되며, 이로 인해 재질 특성에 영향을 미치게 된다. 따라서, 고강도 강재를 제조할 시에 우수한 압연기술을 요구하고 있으며, 이에 부합하여 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process) 기술이 활용되고 있다.In the case of high-strength steels, the material properties are greatly influenced by variations in the alloy composition and the manufacturing method. As described above, according to the production method, a large difference is obtained in the shape of the microstructure obtained in the high-strength steel material, which affects the material properties. Accordingly, an excellent rolling technique is required for manufacturing a high-strength steel material, and TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) technology is being used in conformity with this.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 특2000-0056969호(2000.09.15. 공개)가 있다.
A related prior art document is Korean Patent Publication No. 2000-0056969 (published on September 15, 2000).

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 재질편차를 균일화시켜 생산성을 향상시킬 수 있는 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.It is an object of the present invention to provide a method for manufacturing a steel material which can improve productivity by uniformizing material variations through controlling alloy components and controlling process conditions.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 650 ~ 800MPa, 경도 : 300hv 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 강재를 제공하는 것이다.
Another object of the present invention is to provide a steel material produced by the above method having a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 650 to 800 MPa, a hardness of 300 hv or more and an elongation (EL) of 20% will be.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.06 ~ 0.08%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1.5 ~ 2.5%, Ni : 0.1 ~ 1.0%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.1% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ti : 0.05% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.050%, B : 0.0001 ~ 0.0050%, Sn : 0.001 ~ 0.5%, Sb : 0.001 ~ 0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 950℃ 조건으로 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 825 ~ 875℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 425 ~ 475℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
In order to accomplish the above object, the present invention provides a method of manufacturing a steel material, comprising: (a) 0.06 to 0.08% of C, 0.3 to 0.3% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.1 to 1.0% of Ni, 0.1 to 1.0% of Mo, 0.1 to 0.5% of Al, 0.1 to 0.5% of Cu, 0.05 to 1% of Ti, 0.005 to 0.050 of Nb, 0.0001 to 0.0050% of B, 0.001 to 0.5% of Sn, Reheating the slab plate made of 0.001 to 0.5% of Fe and unavoidable impurities to a slab reheating temperature (SRT) of 1150 to 1250 ° C; (b) subjecting the reheated slab sheet to primary rolling under the condition of Roughing Delivery Temperature (RDT): 900 to 950 占 폚; (c) secondarily rolling the primary rolled plate at a finishing rolling temperature (FRT) of 825 to 875 ° C; And (d) cooling the secondary rolled plate to 425 to 475 캜.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.06 ~ 0.08%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1.5 ~ 2.5%, Ni : 0.1 ~ 1.0%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.1% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ti : 0.05% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.050%, B : 0.0001 ~ 0.0050%, Sn : 0.001 ~ 0.5%, Sb : 0.001 ~ 0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 1/4 두께 지점에서의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트가 단면 면적율로 90 ~ 95%를 갖는 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 0.08% of C, 0.3% or less of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.1 to 1.0% of Ni, 0.1 to 1.0% of Mo, Ti: 0.05% or less, Nb: 0.005-0.050%, B: 0.0001-0.0050%, Sn: 0.001-0.5%, Sb: 0.001-0.5% And the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities, wherein the final microstructure at the 1/4 thickness point has a composite structure including acicular ferrite and pearlite, wherein the acicular ferrite has a cross-section And has an area ratio of 90 to 95%.

본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해 온도 편차에 의한 재질편차를 최소화함과 더불어, 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 650 ~ 800MPa, 경도 : 300hv 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 나타낼 수 있다.The steel material and the manufacturing method thereof according to the present invention minimize the material deviation due to temperature variation through control of alloy components and process conditions and have tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, yield point (YP) of 650 to 800 MPa, A hardness of 300 hv or more and an elongation (EL) of 20% or more.

이를 통해, 본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 재질 편차의 균일화로 생산성 향상에 기여할 수 있으며, 건축물용으로 활용시 건축물의 시공성 및 제작성 뿐만 아니라 공사비 절감 효과를 가져올 수 있다.
Accordingly, the steel material and the manufacturing method thereof according to the present invention can contribute to productivity improvement by equalizing the material deviation, and can be used not only for the workability of the building, but also for the construction cost.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편들에 대한 인장실험 측정 결과를 나타낸 그래프이다.
도 3은 비교예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 4는 실시예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.FIG. 1 is a flowchart showing a method of manufacturing a steel material according to an embodiment of the present invention.
2 is a graph showing tensile test results of the specimens according to Examples 1 and 2 and Comparative Example 1. FIG.
Fig. 3 is a photograph showing the final microstructure of the specimen according to Comparative Example 1. Fig.
4 is a photograph showing the final microstructure of the specimen 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 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Hereinafter, a steel material according to a preferred embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings.

강재Steel

본 발명에 따른 강재는 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 650 ~ 800MPa, 경도 : 300hv 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.The steel according to the present invention is intended to have a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 650 to 800 MPa, a hardness of 300 hv or more and an elongation (EL) of 20% or more.

이를 위해, 본 발명에 다른 강재는 중량%로, C : 0.06 ~ 0.08%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1.5 ~ 2.5%, Ni : 0.1 ~ 1.0%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.1% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ti : 0.05% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.050%, B : 0.0001 ~ 0.0050%, Sn : 0.001 ~ 0.5%, Sb : 0.001 ~ 0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.The steel material according to the present invention may contain 0.06 to 0.08% of C, 0.3 to 0.3% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.1 to 1.0% of Ni, 0.1 to 1.0% of Mo, 0.1 to 1.0% (B), 0.001 to 0.5% of Sn, 0.001 to 0.5% of Sb and 0.001 to 0.5% of Sb and the balance of Fe and Fe, It is made of unavoidable impurities.

또한, 강재는 중량%로, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, V : 0.10% 이하 및 N : 0.008% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.The steel material may further include at least one of 0.02% or less of P, 0.01% or less of S, 0.10% or less of V, and 0.008% or less of N, by weight.

이때, 강재는 1/4 두께 지점에서의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 애시큘라 페라이트가 단면 면적율로 90 ~ 95%를 가질 수 있다.
At this time, the steel has a composite structure including the acicular ferrite and the pearlite, and the final microstructure at the 1/4 thickness point has the composite structure, and the acicular ferrite can have 90 to 95% .

이하, 본 발명에 따른 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component contained in the 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 강재 전체 중량의 0.06 ~ 0.08 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.06 중량% 미만일 경우에는 제2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지는 문제가 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.08 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
The carbon (C) is preferably added in an amount of 0.06 to 0.08% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.06% 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 0.08% by weight, the strength of the steel increases, but the impact resistance and weldability at low temperatures 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.

다만, 실리콘의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.3 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 강 표면에 비금속 개재물을 과다 형성하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 실리콘은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.3 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.
However, when the content of silicon is more than 0.3% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention, a large amount of nonmetallic inclusions are formed on the surface of the steel to deteriorate toughness. Therefore, silicon is preferably added at a content ratio of 0.3% by weight or less based on the total weight of the steel material according to the present invention.

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 강재 전체 중량의 1.5 ~ 2.5 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 2.5 중량%를 초과할 경우에는 강에 고용된 황을 MnS로 석출하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The manganese (Mn) is preferably added in an amount of 1.5 to 2.5% by weight based on the total weight of the steel 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 2.5% by weight, sulfur dissolved in the steel precipitates into MnS, which lowers impact toughness at low temperatures.

니켈(nickel( NiNi ))

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 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.0 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 1.0 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
The nickel (Ni) is preferably added in an amount of 0.1 to 1.0% by weight based on the total weight of the steel 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 1.0% by weight and is added in a large amount, there arises a problem of inducing the 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 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
The molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 0.1 to 1.0% by weight based on the total weight of the steel 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 1.0% by weight, there is a problem that the weldability is lowered.

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.

다만, 알루미늄(Al)의 첨가량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 비금속 개재물인 Al2O3를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.
However, when a large amount of aluminum (Al) is added in an amount exceeding 0.1% by weight based on the total weight of the steel material according to the present invention, Al 2 O 3 , which is a non-metallic inclusion, is formed to lower the impact resistance at low temperatures. Therefore, aluminum (Al) is preferably added at a content ratio of 0.1% by weight or less based on the total weight of the steel material according to the present invention.

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 강재 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 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.

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.

다만, 티타늄(Ti)의 첨가량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.05 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.05 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.
However, when a large amount of titanium (Ti) is added in an amount exceeding 0.05% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention, coarse precipitates are produced to lower the low-temperature impact properties of the steel. There is a problem of rising. Therefore, titanium (Ti) is preferably added at a content ratio of 0.05% by weight or less based on the total weight of the steel material according to the present invention.

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. Niobium-based carbides or nitrides improve grain strength and low-temperature toughness by suppressing grain growth during rolling and making crystal grains finer.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.050 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.050 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀(Nb)의 함량이 0.050 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 0.005 to 0.050% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.005% by weight, the effect of adding niobium can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.050 wt%, the weldability of steel is deteriorated. When the content of niobium (Nb) exceeds 0.050 wt%, the strength and low temperature toughness due to an increase in niobium content are not improved any more, but exist in a state of being solidified in ferrite, which may lower the impact toughness.

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 강재 전체 중량의 0.0001 ~ 0.0050 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0001 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0050 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 0.0001 to 0.0050% by weight of the total weight of the steel material according to the present invention. When the content of boron (B) is less than 0.0001 wt%, the amount of boron (B) is insignificant, so that the above effect can not be exhibited properly. On the other hand, if the boron (B) content is over 0.0050 wt%, the formation of boron oxide may cause a problem of inhibiting the surface quality of the steel.

주석(Sn)Tin (Sn)

주석(Sn)은 내식성을 확보하기 위해 첨가된다.Tin (Sn) is added to ensure corrosion resistance.

상기 주석(Sn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.001 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 주석(Sn)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 주석 첨가 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 주석(Sn)의 함량이 0.5 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 내식성 향상 효과의 기여 효과보다는 제조 원가의 상승 요인으로 작용할 우려가 크다.
The tin (Sn) is preferably added in an amount of 0.001 to 0.5 wt% of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of tin (Sn) is less than 0.001% by weight, it may be difficult to exhibit the tin additive effect properly. On the contrary, when the content of tin (Sn) exceeds 0.5 wt%, a large amount of the tin (Sn) is more likely to act as an increase factor of the manufacturing cost than the contribution of the corrosion resistance improving effect.

안티몬(Sb)Antimony (Sb)

안티몬(Sb)은 고온에서 이들 원소 자체가 산화 피막을 형성하지는 않지만 표면 및 결정립 계면에 농화되어 강중 성분 원소가 표면에 확산되는 것을 억제하여 결과적으로 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있다. 또한, 안티몬(Sb)은 산화물의 생성을 억제하여 도금성을 개선시키며, 특히 Mn, B이 복합적으로 첨가된 경우 표면 산화물층의 조대화를 효과적으로 억제하는 역할을 한다.Antimony (Sb) has an effect of suppressing the generation of oxides as a result of inhibiting diffusion of component elements in the steel surface due to the concentration of these elements at the surface and grain boundaries, though these elements themselves do not form an oxide film at high temperatures. In addition, antimony (Sb) inhibits the formation of oxides and improves the plating ability. In particular, when Mn and B are added in combination, the antimony (Sb) effectively suppresses the coarsening of the surface oxide layer.

상기 안티몬(Sb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.001 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 안티몬(Sb)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 안티몬(Sb)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 상승 없이 비용만을 상승시키는 요인으로 작용할 수 있으므로, 경제적이지 못하다.
The antimony (Sb) is preferably added in an amount of 0.001 to 0.5% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. If the content of antimony (Sb) is less than 0.001% by weight, it may be difficult to exhibit the above-mentioned effect properly. On the contrary, when the content of antimony (Sb) exceeds 0.5% by weight, it may be a factor that raises only the cost without increasing any further effect, which is not economical.

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 강재 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 material.

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 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% by weight or less based on the total weight of the steel material.

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 바나듐(V)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.03 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.03 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
The vanadium (V) is preferably added in an amount of 0.03 to 0.10% by weight based on the total weight of the steel according to the present invention. When the content of vanadium (V) is less than 0.03% by weight, it may be difficult to exhibit the above effect properly. On the contrary, when the content of vanadium (V) exceeds 0.10 wt%, the low-temperature impact toughness deteriorates.

질소nitrogen

본 발명에서 질소(N)는 불가피한 불순물로서, 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.

상기 질소는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.002 ~ 0.007 중량%의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다. 질소의 함량이 강재 전체 중량의 0.002 중량% 미만일 경우에는 제조 비용이 증가하고 관리의 어려움이 있다. 반대로, 질소(N)의 함량이 강재 전체 중량의 0.007 중량%를 초과할 경우에는 고용질소에 의해 시효성이 저하될 수 있다.
The nitrogen is preferably limited to a content ratio of 0.002 to 0.007% by weight of the total weight of the steel material according to the present invention. If the content of nitrogen is less than 0.002% by weight of the total weight of the steel, the manufacturing cost is increased and management is difficult. Conversely, if the content of nitrogen (N) exceeds 0.007% by weight of the total weight of the steel, the aging property may be lowered by the solid nitrogen.

강재 제조 방법Steel manufacturing method

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다1 is a process flow diagram illustrating a method of manufacturing a steel material according to an embodiment of the present invention

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 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.
1, a method of manufacturing a steel material according to an embodiment of the present invention includes a slab reheating step S110, a primary rolling step S120, a secondary rolling step S130, and a cooling step S140 . 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 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.06 ~ 0.08%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1.5 ~ 2.5%, Ni : 0.1 ~ 1.0%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.1% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ti : 0.05% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.050%, B : 0.0001 ~ 0.0050%, Sn : 0.001 ~ 0.5%, Sb : 0.001 ~ 0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.In the method of manufacturing a steel material according to the present invention, the semi-finished slab plate to be subjected to the hot rolling process is composed of 0.06 to 0.08% of C, 0.3 to 0.3% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.1 to 1.0% of Ni, 0.1 to 1.0% of Mo, 0.1 to 0.5% of Al, 0.1 to 0.5% of Cu, 0.05 to 1% of Ti, 0.005 to 0.050 of Nb, 0.0001 to 0.0050% of B, 0.001 to 0.5% of Sn, 0.001 to 0.5% and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.

또한, 슬라브 판재에는 중량%로, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, V : 0.10% 이하 및 N : 0.008% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.
The slab plate may further contain at least one of 0.02% or less of P, 0.01% or less of S, 0.10% or less of V, and 0.008% or less of N, 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, and the austenite grains are rapidly concentrated. 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 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 950℃ 조건으로 1차 압연한다.In the first rolling step (S120), the reheated slab sheet is first rolled under the condition of RDT (Roughing Delivery Temperature): 900 to 950 ° C.

이때, 조압연 종료온도(RDT)가 900℃ 미만일 경우에는 1차 압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 반대로, 조압연 종료온도(RDT)가 950℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
If the rough rolling finish temperature (RDT) is less than 900 ° C., it takes time to secure the cooling time during the primary rolling pass, which may result in a decrease in productivity. Conversely, when the rough rolling finish temperature RDT exceeds 950 占 폚, it may be difficult to secure a sufficient reduction rate.

2차 압연Secondary rolling

2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 825 ~ 875℃ 조건으로 2차 압연한다.In the secondary rolling step (S130), the primary rolled plate is subjected to secondary rolling at a finishing rolling temperature (FRT) of 825 to 875 ° C.

이와 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 described above, when multi-stage controlled rolling performed in the primary and secondary stages is applied, a deformation band is formed in the austenite grains, thereby forming a large amount of ferrite nucleation sites in the austenite grains, .

본 단계에서, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 825℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 마무리 압연 종료온도(FRT)가 875℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.If the finish rolling finish temperature (FRT) is less than 825 DEG C in this step, an abnormal reverse rolling occurs to form a nonuniform structure, which can considerably lower the impact resistance at low temperatures. On the other hand, when the finish rolling finish temperature (FRT) exceeds 875 캜, the ductility and toughness are excellent but the strength is rapidly lowered.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 60 ~ 70%가 되도록 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 2차 압연의 누적압하율이 60% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 70%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 60 to 70%. When the cumulative rolling reduction of the secondary rolling is less than 60%, it is difficult to obtain a uniform and fine structure, and the deviation of the strength and impact toughness may be severely generated. On the other hand, when the cumulative rolling reduction of the secondary rolling exceeds 70%, there is a problem that the rolling process time is prolonged and the fishy property is deteriorated.

냉각Cooling

냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 425 ~ 475℃까지 냉각한다.In the cooling step (S140), the secondary rolled plate is cooled to 425 to 475 占 폚.

본 단계에서, 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 하기 위해, 10 ~ 15℃/sec의 빠른 냉각속도와 425 ~ 475℃의 낮은 냉각종료온도를 엄격히 제어하여 냉각하는 것이 바람직하다.In this step, in order to make the final microstructure have a composite structure including acicular ferrite and pearlite, a rapid cooling rate of 10 to 15 DEG C / sec and a low cooling end temperature of 425 to 475 DEG C It is preferable to cool it by strictly controlling it.

특히, 냉각종료온도가 425℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각종료온도가 475℃를 초과할 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.Particularly, when the cooling end temperature is less than 425 ° C, a large amount of low-temperature transformed structure is formed, which lowers the low-temperature toughness. Conversely, when the cooling end temperature exceeds 475 DEG C, it may be difficult to secure a desired strength.

또한, 냉각 속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 15℃/sec를 초과할 경우에는 펄라이트 분율이 증가하여 강도는 상승하는 이점이 있기는 하나, 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 15 DEG C / sec, the pearlite fraction increases and the strength increases, but the low temperature toughness is rapidly lowered.

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 강재는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통해 온도 편차에 의한 재질편차를 최소화함과 더불어, 1/4 두께 지점에서의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트가 단면 면적율로 90 ~ 95%를 갖는다.The steel material produced in the above steps S110 to S140 is controlled by controlling the alloying components and controlling the process conditions to minimize the material deviation due to the temperature deviation, and the final microstructure at the 1/4 thickness point is formed by acicular ferrite and pearlite, and the acicular ferrite has a cross-sectional area ratio of 90 to 95%.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 650 ~ 800MPa, 경도 : 300hv 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 나타낼 수 있다.Accordingly, the steel material produced by the method according to the present invention can exhibit a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 650 to 800 MPa, a hardness of 300 hv or more and an elongation (EL) of 20% or more.

또한, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 재질 편차의 균일화로 생산성 향상에 기여할 수 있으며, 건축물용으로 활용시 건축물의 시공성 및 제작성 뿐만 아니라 공사비 절감 효과를 가져올 수 있다.
In addition, the steel material produced by the method according to the present invention can contribute to productivity improvement by equalizing the material deviation, and can be used not only for the construction workability of the building, but also for the construction cost.

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 조성과 표 3에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편들을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열, 1차 압연 및 2차 압연을 실시한 후, 냉각을 실시하였다. 이후, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험 및 경도 측정 시험을 실시하였다.
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 the respective compositions were prepared and subjected to heating, primary rolling and secondary rolling using a rolling simulation tester, Respectively. Thereafter, tensile tests and hardness measurement tests were carried out on the specimens produced according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3.

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

Figure pat00001

Figure pat00001

[표 2] (단위 : 중량%)[Table 2] (unit:% by weight)

Figure pat00002

Figure pat00002

[표 3][Table 3]

Figure pat00003

Figure pat00003

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 of the mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3.

[표 4][Table 4]

Figure pat00004
Figure pat00004

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들은 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa, 항복점(YP) : 650 ~ 800MPa, 비커스 경도 : 300Hv 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.The specimens according to Examples 1 to 3 have a tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa, a yield point (YP) of 650 to 800 MPa, a Vickers hardness of 300 Hv or more, and an elongation EL): 20% or more.

반면, 비교예 1 ~ 3에 따른 시편들의 경우, 연신율(EL)을 제외한 인장강도(TS), 항복점(YP) 및 비커스 경도 값이 목표값에 모두 미달하는 것을 확인할 수 있다.
On the other hand, in the case of the specimens according to Comparative Examples 1 to 3, tensile strength (TS), yield point (YP) and Vickers hardness value except elongation (EL) were all below the target values.

도 2는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편들에 대한 인장실험 측정 결과를 나타낸 그래프이다.2 is a graph showing tensile test results of the specimens according to Examples 1 and 2 and Comparative Example 1. FIG.

도 2를 참조하면, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우에는 인장강도(TS) 값이 895MPa 및 900MPa로 각각 측정되었으나, 비교예 1에 따른 시편의 경우에는 인장강도(TS) 값이 대략 100MPa 이하인 800MPa에 불과하였다. 또한, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 비교예 1에 따른 시편에 비하여 항복점(YP)도 대략 100MPa이 증가한 것을 확인할 수 있다.2, tensile strength (TS) values were measured at 895 MPa and 900 MPa in the case of the specimens according to Examples 1 and 2. In the case of the specimen according to Comparative Example 1, however, the tensile strength (TS) Or less. In addition, in the case of the specimens according to Examples 1 and 2, the yield point (YP) was also increased by about 100 MPa as compared with the specimen according to Comparative Example 1.

도 3은 비교예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 4는 실시예 1에 따른 시편의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.Fig. 3 is a photograph showing the final microstructure of the specimen according to Comparative Example 1, and Fig. 4 is a photograph showing the final microstructure of the specimen according to Example 1. Fig.

도 3 및 도 4에 도시된 바와 같이, 비교예 1 및 실시예 1에 따른 시편들 모두 1/4 두께 지점에서의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합조직을 갖는 것을 확인할 수 있다.As shown in Figs. 3 and 4, it can be confirmed that the final microstructures at 1/4 thickness points of all of the specimens according to Comparative Example 1 and Example 1 have a composite structure including asiculare ferrite and pearlite .

그러나, 실시예 1에 따른 시편의 경우에는 애시큘라 페라이트의 조직 분율이 단면 면적율로 92%를 갖는 것으로 측정되었으며, 평균 입경이 3.7㎛로 측정된데 반해, 비교예 1에 따른 시편의 경우에는 애시큘라 페라이트의 조직 분율이 단면 면적율로 45%를 갖는 것으로 측정되었으며, 평균 입경도 12.3㎛로 측정되었다.
However, in the case of the specimen according to Example 1, the structure fraction of the asicula ferrite was measured to have a sectional area ratio of 92%, and the average grain size was measured to be 3.7 탆. In the case of the specimen according to Comparative Example 1, The structure fraction of ceraferrite was measured to have a cross-sectional area ratio of 45% and an average particle size of 12.3 탆.

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)

(a) 중량%로, C : 0.06 ~ 0.08%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1.5 ~ 2.5%, Ni : 0.1 ~ 1.0%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.1% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ti : 0.05% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.050%, B : 0.0001 ~ 0.0050%, Sn : 0.001 ~ 0.5%, Sb : 0.001 ~ 0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 슬라브 판재를 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 900 ~ 950℃ 조건으로 1차 압연하는 단계;
(c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 825 ~ 875℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
(d) 상기 2차 압연된 판재를 425 ~ 475℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
(a) 0.1 to 1.0% of Mo; 0.1 to 1.0% of Mo; 0.1 to 1.0% of Al; 0.1 to 0.1% of Al; 0.1 to 1.0% of Cu; (Fe) and inevitable impurities, and the amount of the iron (Fe) and inevitable impurities in the steel sheet is in the range of 0.1 to 0.5%, Ti is 0.05% or less, Nb is 0.005 to 0.050%, B is 0.0001 to 0.0050%, Sn is 0.001 to 0.5% To SRT (Slab Reheating Temperature): 1150 to 1250 占 폚;
(b) subjecting the reheated slab sheet to primary rolling under the condition of Roughing Delivery Temperature (RDT): 900 to 950 占 폚;
(c) secondarily rolling the primary rolled plate at a finishing rolling temperature (FRT) of 825 to 875 ° C; And
(d) cooling the secondary rolled plate to 425 to 475 占 폚.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계에서,
상기 슬라브 판재에는
중량%로, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, V : 0.10% 이하 및 N : 0.008% 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (a)
The slab plate
By weight, at least one of P: not more than 0.02%, S: not more than 0.01%, V: not more than 0.10%, and N: not more than 0.008%.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
10 ~ 15℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (d)
The cooling
At a rate of 10 to 15 占 폚 / sec.
중량%로, C : 0.06 ~ 0.08%, Si : 0.3% 이하, Mn : 1.5 ~ 2.5%, Ni : 0.1 ~ 1.0%, Mo : 0.1 ~ 1.0%, Al : 0.1% 이하, Cu : 0.1 ~ 0.5%, Ti : 0.05% 이하, Nb : 0.005 ~ 0.050%, B : 0.0001 ~ 0.0050%, Sn : 0.001 ~ 0.5%, Sb : 0.001 ~ 0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
1/4 두께 지점에서의 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(acicular ferrite) 및 펄라이트(pearlite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트가 단면 면적율로 90 ~ 95%를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains 0.06 to 0.08% of C, 0.3% or less of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.1 to 1.0% of Ni, 0.1 to 1.0% of Mo, (Ti): 0.05% or less, Nb: 0.005-0.050%, B: 0.0001-0.0050%, Sn: 0.001-0.5%, Sb: 0.001-0.5%, and the balance of Fe and unavoidable impurities,
Characterized in that the final microstructure at the 1/4 thickness point has a composite structure comprising acicular ferrite and pearlite, wherein the acicular ferrite has a cross-sectional area ratio of 90 to 95% .
제4항에 있어서,
상기 강재는
중량%로, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, V : 0.10% 이하 및 N : 0.008% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강재.
5. The method of claim 4,
The steel
Further comprising one or more of P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, V: 0.10% or less, and N: 0.008% or less.
제5항에 있어서,
상기 강재는
인장강도(TS) : 800 ~ 950MPa 및 항복강도(YP) : 650 ~ 800MPa를 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
6. The method of claim 5,
The steel
A tensile strength (TS) of 800 to 950 MPa and a yield strength (YP) of 650 to 800 MPa.
제5항에 있어서,
상기 강재는
비커스 경도(hardness vickers) : 300Hv 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.6. The method of claim 5,
The steel
Hardness vickers: 300 Hv or more, and elongation (EL): 20% or more.
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