KR20210156933A - Non-quenched and tempered steel with high strength and high touthness and manufacturing process thereof - Google Patents

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KR20210156933A
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Abstract

The present invention relates to a titanium alloy having a high hardness and low manufacturing cost and a method for manufacturing the titanium alloy, and non-quenched and tempered steel according to an embodiment of the present invention includes 0.2 to 0.35 wt% of C, 0.8 to 1.2 wt% of Mn, 0.9 to 1.1 wt% of Cr, 0.15 wt% or less (excluding 0 wt%) of Mo, 0.02 to 0.04 wt% of Nb, 0.02 to 0.04 wt% of Ti, 0.001 to 0.003 wt% of B, 0.02 wt% or less of S, 0.03 wt% or less of P, 0.45 wt% or less (excluding 0 wt%) of C+Mo, and the balance Fe and other unavoidable impurities and contains a microstructure having a bainite matrix.

Description

고강도-고인성 비조질강 및 그의 제조방법{NON-QUENCHED AND TEMPERED STEEL WITH HIGH STRENGTH AND HIGH TOUTHNESS AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF}High-strength-high toughness non-tempered steel and manufacturing method thereof

본 발명은 높은 강도와 경도를 가지면서 담금질을 수행할 필요가 없는 비조질강과 상기 비조질강의 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a non-tempered steel having high strength and hardness and not requiring quenching, and a method for manufacturing the non-tempered steel.

철강재에서 널리 사용되는 고탄소강은 높은 탄소함량으로 인해 뛰어난 경화능을 가진다. High carbon steel, widely used in steel, has excellent hardenability due to its high carbon content.

우수한 경화능을 가지는 고탄소강은 QT (Quenching and tempering) 열처리 시, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 조직을 가짐으로써 강도와 인성을 동시에 확보할 수 있다.High carbon steel with excellent hardenability can secure strength and toughness at the same time by having a tempered martensite structure during QT (Quenching and tempering) heat treatment.

그 결과 고탄소강은 상기 우수한 열처리 특성으로 인해 열처리 후 자동차 부품, 유압실린더 등의 기계구조용 부품 등에 널리 사용되고 있다. As a result, high carbon steel is widely used for mechanical structural parts such as automobile parts and hydraulic cylinders after heat treatment due to the excellent heat treatment characteristics.

그러나 고탄소강은 상기와 같은 우수한 기계적 특성에도 불구하고 열처리 시에 발생할 수 있는 급격한 변형에 의한 균열 및 열처리에 따른 제품 생산 단가 상승 등의 단점을 가지고 있다. However, high carbon steel has disadvantages such as cracks due to rapid deformation that may occur during heat treatment and an increase in product production cost due to heat treatment in spite of the excellent mechanical properties as described above.

이에 반해 비조질강(non-quenched and tempered steel)은 C, Mo, Cr, B 등의 고경화능 합금원소의 화학성분 조정과 열간압연 또는 열간단조 공정 중에 제어냉각에 의한 미세조직 제어를 통해 QT 열처리를 생략하면서도 QT 열처리재 대비 동등 이상의 강도 또는 인성을 가지도록 개발되고 있는 소재이다. On the other hand, for non-quenched and tempered steel, QT heat treatment is performed by adjusting the chemical composition of high hardenability alloying elements such as C, Mo, Cr, and B and controlling the microstructure by controlled cooling during the hot rolling or hot forging process. Although omitted, it is a material being developed to have strength or toughness equal to or greater than that of QT heat-treated material.

한편 포크레인 등과 같은 중장비에서 주로 사용되는 유압실린더의 경우, 강도와 인성을 동시에 필요로 한다. 이로 인해 유압실린더 제작에 고탄소강 QT 열처리 소재가 주로 사용되고 있다. On the other hand, in the case of hydraulic cylinders mainly used in heavy equipment such as fork cranes, strength and toughness are required at the same time. For this reason, high-carbon steel QT heat treatment materials are mainly used in the manufacture of hydraulic cylinders.

그런데 현재까지 개발된 비조질강은 템퍼링 열처리를 거친 QT 열처리 소재에 비해서 강도와 인성을 동시에 확보하기가 어려우며 이로 인해 유압실린더 등에 소재로의 적용이 제한되어 있다. However, it is difficult to secure both strength and toughness at the same time compared to the QT heat treatment material that has been subjected to tempering heat treatment for the non-tempered steel developed so far, which limits its application as a material for hydraulic cylinders and the like.

이에 따라 본 발명에서는 기존 QT 열처리 소재를 대체하여 유압실린더용 소재로 적용이 가능한 인장강도 900MPa급 고강도-고인성 비조질강 개발을 목표로 하고 있다. Accordingly, the present invention aims to develop high-strength-high-toughness non-tempered steel with a tensile strength of 900 MPa that can be applied as a material for a hydraulic cylinder by replacing the existing QT heat treatment material.

본 발명의 목적은 종래의 QT 열처리 소재를 대체할 수 있는 고강도-고인성 비조질강을 제공하는 것이다.It is an object of the present invention to provide a high-strength-high-toughness non-tempered steel that can replace the conventional QT heat treatment material.

구체적으로 본 발명의 목적은 종래 QT 열처리 소재와 달리 변형 및 균열이 발생하지 않으면서 동시에 900MPa급 인장강도를 가지면서 고인성을 동시에 갖는 고강도-고인성 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.Specifically, it is an object of the present invention to provide a high-strength-high-toughness non-tempered steel having high toughness while at the same time having a 900 MPa class tensile strength without deformation and cracking, unlike the conventional QT heat treatment material, and a method for manufacturing the same.

보다 구체적으로 본 발명의 목적은 인장강도 900MPa 이상, 항복강도 700MPa 이상, 연신율 12% 이상, 및 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상의 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다. More specifically, an object of the present invention is to provide a non-tempered steel having a tensile strength of 900 MPa or more, a yield strength of 700 MPa or more, an elongation of 12% or more, and an impact absorption energy of 60 J/cm 2 or more at room temperature, and a method for manufacturing the same.

또한 본 발명은 유압실린더 등의 제작에 사용할 수 있도록 상기 목표를 갖는 Rod bar용 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.Another object of the present invention is to provide a non-refined steel for a rod bar having the above object and a method for manufacturing the same so that it can be used in the manufacture of hydraulic cylinders and the like.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강은 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 베이나이트 기지의 미세조직을 포함할 수 있다.Non-tempered steel according to an embodiment of the present invention for achieving the above object is C: 0.2 to 0.35%, Mn: 0.8 to 1.2%, Cr: 0.9 to 1.1%, Mo: 0.15% or less (however, Except for 0%), Nb: 0.02 to 0.04%, Ti: 0.02 to 0.04%, B: 0.001 to 0.003%, S: 0.02% or less, P: 0.03% or less, C+Mo: 0.45% or less (however, 0 %), the remainder Fe and other unavoidable impurities, and may include a bainite matrix microstructure.

바람직하게는, 상기 베이나이트는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트가 혼합될 수 있다.Preferably, the bainite may be a mixture of upper bainite and lower bainite.

이때, 상기 베이나이트 기지 내의 래스 입내 또는 래스 입계에 위치하는 (Ti, Nb) enriched 탄화물을 포함할 수 있다.In this case, the bainite matrix may include (Ti, Nb) enriched carbides positioned in the lath grains or at the lath grain boundaries.

바람직하게는, 상기 비조질강의 인장강도는 900MPa 이상, 항복강도는 700MPa 이상, 연신율은 12% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상일 수 있다.Preferably, the non-tempered steel may have a tensile strength of 900 MPa or more, a yield strength of 700 MPa or more, an elongation of 12% or more, and a room temperature shock absorption energy of 60 J/cm 2 or more.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강의 제조 방법은 (a) 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 제공된 강재를 열간성형하는 단계; (c) 상기 열간성형된 강재를 상온까지 냉각하는 단계;를 포함 포함할 수 있다.In order to achieve the above object, the method for manufacturing non-refined steel according to an embodiment of the present invention is (a) C: 0.2 to 0.35%, Mn: 0.8 to 1.2%, Cr: 0.9 to 1.1%, Mo in weight %: 0.15% or less (except 0%), Nb: 0.02 to 0.04%, Ti: 0.02 to 0.04%, B: 0.001 to 0.003%, S: 0.02% or less, P: 0.03% or less, C+Mo: 0.45 % or less (except for 0%), providing a steel material containing the remainder Fe and other unavoidable impurities; (b) hot forming the provided steel; (c) cooling the hot-formed steel to room temperature; may include.

바람직하게는, 열간성형하는 단계는 1200℃ 이상에서의 재가열 단계와 900℃ 이상에서의 마무리 압연 단계를 포함할 수 있다.Preferably, the hot forming may include a reheating step at 1200° C. or higher and a finish rolling step at 900° C. or higher.

바람직하게는, 상기 냉각하는 단계는, (c-1) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각하는 단계; (c-2) 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리하는 단계; (c-3) 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.Preferably, the cooling step includes: (c-1) continuous cooling to 430-470°C at a cooling rate of 10°C/sec or less; (c-2) incubating at 430-470° C. for at least 10 minutes; (c-3) continuous cooling at a cooling rate of 10° C./sec or less to room temperature; may include.

본 발명에 의하면 변형 및 균열에 따른 제품 치수 불량 문제와 별도의 QT(quenching and tempering) 열처리 문제에 대해 제약이 없는 비조질강을 제공할 수 있다.According to the present invention, it is possible to provide a non-tempered steel that has no restrictions on the problem of product dimensional defects due to deformation and cracking and the problem of separate quenching and tempering (QT) heat treatment.

또한 본 발명에 의하면 고강도와 고인성 특성을 만족할 수 있는 비조질강을 제공할 수 있다.In addition, according to the present invention, it is possible to provide a non-tempered steel that can satisfy high strength and high toughness characteristics.

또한 본 발명에 의하면 고가의 V을 포함하지 않으면서도(V-free) 기계적 특성이 우수한 비조질강을 제공할 수 있다.In addition, according to the present invention, it is possible to provide a non-refined steel having excellent mechanical properties without including expensive V (V-free).

또한 본 발명에 의하면 추가적인 열처리 장비나 계획(scheme)이 필요하지 않고 통상적인 열처리 방법 만으로도 기계적 특성이 우수한 비조질강의 제조 방법을 제공할 수 있다. In addition, according to the present invention, it is possible to provide a method for manufacturing non-refined steel having excellent mechanical properties without the need for additional heat treatment equipment or scheme and only with a conventional heat treatment method.

상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.In addition to the above-described effects, the specific effects of the present invention will be described together while describing specific details for carrying out the invention below.

도 1은 실시예 3-2, 5-2 및 8-2의 광학현미경 미세조직이다.
도 2는 실시예 5-2 샘플의 항온열처리 후 TEM(transmission electron microscope, 투과전자현미경) 미세조직이다.
도 3은 실시예 14-2의 광학현미경 미세조직이다.1 is an optical microscope microstructure of Examples 3-2, 5-2 and 8-2.
2 is a transmission electron microscope (TEM) microstructure after incubation of a sample of Example 5-2.
3 is an optical microscope microstructure of Example 14-2.

이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.Hereinafter, with reference to the drawings, embodiments of the present invention will be described in detail so that those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains can easily implement them. The present invention may be embodied in many different forms and is not limited to the embodiments described herein.

본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.In order to clearly explain the present invention, parts irrelevant to the description are omitted, and the same reference numerals are assigned to the same or similar components throughout the specification. Further, some embodiments of the present invention will be described in detail with reference to exemplary drawings. In adding reference numerals to components of each drawing, the same components may have the same reference numerals as much as possible even though they are indicated in different drawings. In addition, in describing the present invention, if it is determined that a detailed description of a related known configuration or function may obscure the gist of the present invention, the detailed description may be omitted.

본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.In describing the components of the present invention, terms such as first, second, A, B, (a), (b), etc. may be used. These terms are only for distinguishing the elements from other elements, and the nature, order, order, or number of the elements are not limited by the terms. When it is described that a component is “connected”, “coupled” or “connected” to another component, the component may be directly connected or connected to the other component, but other components may be interposed between each component. It should be understood that each component may be “interposed” or “connected”, “coupled” or “connected” through another component.

본 발명에서는 900MPa 이상의 인장강도, 700MPa 이상의 항복강도, 60J/㎠ 이상의 상온충격흡수에너지를 가지는 고강도-고인성 비조질강을 제조하고자 하였다. In the present invention, it was attempted to manufacture high-strength-high toughness non-tempered steel having a tensile strength of 900 MPa or more, a yield strength of 700 MPa or more, and a room temperature shock absorption energy of 60 J/cm 2 or more.

본 발명의 비조질강은 상기 고강도-고인성 특성을 만족시키기 위해 구체적으로 다음의 특성들 중 적어도 하나 이상을 만족시킬 수 있도록 합금설계(alloy design) 되었다.The non-tempered steel of the present invention has been specifically designed alloy to satisfy at least one of the following characteristics in order to satisfy the high strength-high toughness characteristics.

(1) 강도와 인성을 동시에 확보하기 위해 베이나이트 미세조직을 확보(1) Securing bainite microstructure to simultaneously secure strength and toughness

(2) 경화능 확보를 위해 B, Cr, Mo 첨가 및 Mo 함량의 최소화(2) Addition of B, Cr, Mo and minimization of Mo content to secure hardenability

(3) 최상의 조성 설계를 위해 C 함량 제어 및 Mn 함량의 하향 설계 (3) C content control and Mn content down design for best compositional design

(4) 강도 확보를 위해 석출물 형성원소 (Ti, Nb, V) 첨가(4) Addition of precipitate forming elements (Ti, Nb, V) to secure strength

보다 구체적으로 상기 특성들을 만족하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 강재는 다음의 성분 및 조성범위를 가질 수 있다. More specifically, the non-tempered steel material according to an embodiment of the present invention for satisfying the above characteristics may have the following components and composition ranges.

탄소(C)는 C은 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다. 또한 탄소는 강재 내의 Nb, Ti등과 반응하여 미세한 탄화물 생성을 촉진시킴으로써 석출강화를 통한 강도향상에 효과적으로 기여하는 기능을 수행한다.Carbon (C) can contribute to securing a bainite microstructure by improving the hardenability of C silver steel. In addition, carbon reacts with Nb, Ti, etc. in the steel to promote the formation of fine carbides, thereby effectively contributing to strength improvement through precipitation strengthening.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 탄소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.2~0.35%의 범위에서 함유된다. In the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, carbon is contained in the range of 0.2 to 0.35% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 탄소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.2%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. 나아가 탄화물 석출량이 감소하여 석출강화에 의한 강도향상을 도모하기 어려워진다.If carbon is added in less than 0.2% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, the hardenability of the non-tempered steel is lowered and it is difficult to secure a bainite microstructure. Furthermore, the amount of carbide precipitation decreases, making it difficult to improve strength by precipitation strengthening.

반면 탄소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.35%보다 많이 첨가되면, 과도한 탄소는 열역학적으로 펄라이트 상을 안정화시켜 그 결과 펄라이트 조직을 생성시킴으로써 강도와 인성을 떨어뜨릴 수 있다.On the other hand, when carbon is added to the non-tempered steel of one embodiment of the present invention in an amount greater than 0.35%, the excess carbon thermodynamically stabilizes the pearlite phase, resulting in a pearlite structure, thereby reducing strength and toughness.

망간(Mn)은 고용강화 원소로써 강도확보에 기여할 뿐 만 아니라 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 조직 생성에 효과적이다.Manganese (Mn) is a solid solution strengthening element that not only contributes to securing strength, but also improves the hardenability of steel and is effective in generating a bainite structure.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 망간은 중량%(이하 %라 한다)로 0.8~1.2%의 범위에서 함유된다. In the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, manganese is contained in the range of 0.8 to 1.2% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 망간이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.8%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. 나아가 고용량이 적어 고용강화에 의한 강도향상을 도모하기 어려워진다.If manganese is added in less than 0.8% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, the hardenability of the non-tempered steel is lowered, making it difficult to secure a bainite microstructure. Furthermore, since the high-capacity capacity is small, it becomes difficult to improve the strength by solid-solution strengthening.

반면 망간이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.2%보다 많이 첨가되면, 주조 조직 내에 중심편석을 발생시키거나 MnS와 같은 게재물을 생성시켜 강의 충격특성을 떨어뜨릴 수 있다. 나아가 용접 시, Mn이 편석(segregation)된 Mn 편석대에서는 베이나이트가 아닌 마르텐사이트가 생성될 수 있다.On the other hand, when manganese is added more than 1.2% in the non-refined steel of an embodiment of the present invention, it may cause central segregation in the cast structure or generate inclusions such as MnS, thereby reducing the impact properties of the steel. Furthermore, during welding, martensite, not bainite, may be generated in the Mn segregation zone in which Mn is segregated.

크롬(Cr)은 대표적인 경화능 향상 원소로써 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.Chromium (Cr) is a representative hardenability improving element and may contribute to securing a bainite microstructure.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 크롬은 중량%(이하 %라 한다)로 0.9~1.1%의 범위에서 함유된다. In the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, chromium is contained in the range of 0.9 to 1.1% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 크롬이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.9%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. If chromium is added in less than 0.9% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, the hardenability of the non-refined steel is lowered, making it difficult to secure a bainite microstructure.

반면 크롬이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.1%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 입계에 조대한 탄화물이 형성되어 강의 연성과 인성이 저하될 수 있다. On the other hand, when chromium is added more than 1.1% in the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, coarse carbides are formed at the grain boundaries in the non-refined steel, thereby reducing ductility and toughness of the steel.

몰리브데넘(Mo)은 Cr과 마찬가지로 강의 경화능을 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.Molybdenum (Mo), like Cr, can contribute to securing the bainite microstructure by improving the hardenability of steel.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 몰리브데넘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.20% 이하의 범위에서 함유된다. In the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, molybdenum is contained in a weight % (hereinafter referred to as %) in a range of 0.20% or less.

만일 몰리브데넘이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.15%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 마르텐사이트가 생성되어 충격인성이 떨어질 수 있으며, 경제적으로도 강의 제조단가가 높아질 수 있다.If molybdenum is added in more than 0.15% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, martensite is generated in the non-refined steel, so that impact toughness may be reduced, and the manufacturing cost of the steel may be economically increased.

한편 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 C+Mo의 함량은 중량 %로 0.45% 이하로 제한된다.On the other hand, the content of C + Mo in the non-refined steel according to an embodiment of the present invention is limited to 0.45% or less by weight %.

상술한 바와 같이 C과 Mo는 강의 경화능을 향상시키는 원소로써 베이나이트 미세조직 확보를 위해 필요하다.As described above, C and Mo are elements that improve the hardenability of steel and are necessary to secure the bainite microstructure.

반면 C+Mo의 함량이 0.45%를 초과하는 경우, 비조질강은 조대한 석출물이 형성되거나 또는 마르텐사이트 미세조직이 형성되어 강의 연성이 떨어질 수 있다.On the other hand, when the content of C+Mo exceeds 0.45%, coarse precipitates or martensite microstructure may be formed in the non-refined steel, resulting in poor ductility of the steel.

붕소(B)는 소량의 첨가로도 강의 경화능을 크게 향상시켜 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.Boron (B) can contribute to securing a bainite microstructure by greatly improving the hardenability of steel even with a small amount of addition.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 붕소는 중량%(이하 %라 한다)로 0.001~0.003%의 범위에서 함유된다.In the non-tempered steel according to an embodiment of the present invention, boron is contained in the range of 0.001 to 0.003% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 붕소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.001%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. If boron is added in less than 0.001% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, the hardenability of the non-tempered steel is lowered, making it difficult to secure a bainite microstructure.

반면 붕소가 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.003%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 입계 편석(grain-boundary segregation) 등이 발생하여 강의 충격인성이 크게 떨어질 수 있다. On the other hand, when boron is added in an amount of more than 0.003% in the non-tempered steel according to an embodiment of the present invention, grain-boundary segregation occurs in the non-tempered steel, and the impact toughness of the steel may be greatly reduced.

티타늄(Ti)은 강 중의 불순물 원소인 질소(N)와 결합함으로써 질화붕소(BN)의 석출을 억제하여 붕소(B)의 첨가효과 (경화능 향상)를 극대화시켜 줄 수 있다. 나아가 티타늄은 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 미세한 탄화물을 형성시켜 석출강화를 통한 강도향상에 효과적으로 기여할 수 있다.Titanium (Ti) inhibits the precipitation of boron nitride (BN) by combining with nitrogen (N), which is an impurity element in steel, thereby maximizing the effect of adding boron (B) (improving hardenability). Furthermore, titanium can effectively contribute to strength improvement through precipitation strengthening by bonding with carbon (C) and nitrogen (N) to form fine carbides.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 티타늄은 중량%(이하 %라 한다)로 0.02~0.04%의 범위에서 함유된다.In the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, titanium is contained in the range of 0.02 to 0.04% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.02%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 티타늄 탄화물 또는 티타늄 탄질화물의 석출이 제한되어 강도 향상 효과가 미비할 뿐만 아니라 질화붕소의 석출을 억제하기 어려워진다. If titanium is added in less than 0.02% in the non-refined steel of an embodiment of the present invention, the precipitation of titanium carbide or titanium carbonitride is limited in the non-refined steel, so that the strength improvement effect is insignificant and it is difficult to suppress the precipitation of boron nitride. .

반면 티타늄이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 조대한 정출(primary precipitation) 탄화물을 정출시켜 강의 연성을 저하시킬 수 있다.On the other hand, when titanium is added more than 0.04% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, the non-refined steel may precipitate coarse precipitation carbides to reduce the ductility of the steel.

니오븀(Nb)은 미세한 탄화물 형성을 통해 강의 강도향상에 효과적일 뿐 만 아니라 강 중에 고용 시에 경화능을 향상을 통해 베이나이트 미세조직 확보에 기여할 수 있다.Niobium (Nb) is not only effective in improving the strength of steel through the formation of fine carbides, but also can contribute to securing bainite microstructure by improving hardenability when dissolved in steel.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 니오븀은 중량%(이하 %라 한다)로 0.02~0.04%의 범위에서 함유된다.In the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, niobium is contained in the range of 0.02 to 0.04% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.02%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 니오븀 탄화물의 석출이 제한되어 강도 향상 효과가 미비할 뿐만 아니라 경화능이 저하되어 베이나이트 미세조직의 확보가 어려워진다. If niobium is added in less than 0.02% in the non-refined steel of an embodiment of the present invention, the precipitation of niobium carbide is limited in the non-refined steel, so that the strength improvement effect is insignificant as well as the hardenability is lowered, making it difficult to secure a bainite microstructure. .

반면 니오븀이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.04%보다 많이 첨가되면, 비조질강은 Ti과 마찬가지로 입계에 조대한 석출물이 형성됨으로써 강의 인성이 저하될 수 있다.On the other hand, when niobium is added in an amount of more than 0.04% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, the toughness of the steel may be reduced by forming coarse precipitates at the grain boundaries in the non-tempered steel like Ti.

바나듐(V)은 탄화물 형성을 통해서 강의 강도 향상에 기여할 수 있는 것으로 알려져 있다. It is known that vanadium (V) can contribute to improving the strength of steel through the formation of carbides.

바나듐계 탄화물의 석출을 위해서는 600℃ 이상에서 장시간 열처리가 필요하다. 그러나 본 발명의 비조질강에서와 같이 베이나이트 생성을 위한 열처리 공정 중에는 바나듐의 첨가가 효과적이지 못하다, For precipitation of vanadium-based carbides, heat treatment at 600° C. or higher is required for a long time. However, the addition of vanadium is not effective during the heat treatment process for bainite production as in the non-tempered steel of the present invention.

또한 바나듐은 니오븀이나 몰리브데넘과는 달리 경화능 향상 효과가 없다. 다시 말하면, 바나듐은 본 발명의 비조질강에서 베이나이트 생성에 기여하는 부분이 작아서 강의 인성 확보에 별 다른 효과가 없다.Also, unlike niobium or molybdenum, vanadium does not have an effect of improving hardenability. In other words, since vanadium contributes to the formation of bainite in the non-tempered steel of the present invention, it has no effect on securing the toughness of the steel.

한편 황(S)과 인(P)은 대표적인 TRAMP 원소로서 비조질강에서 게재물(inclusion)을 생성한다. 그 결과 황(S)과 인(P)은 비조질강의 연성을 저하시킬 수 있다.Meanwhile, sulfur (S) and phosphorus (P) are representative TRAMP elements and generate inclusions in non-refined steel. As a result, sulfur (S) and phosphorus (P) may reduce the ductility of non-refined steel.

이에 따라 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 황(S)과 인(P)은 중량 %로 각각 0.02%이하, 0.03%이하로 제한된다.Accordingly, sulfur (S) and phosphorus (P) in the non-refined steel according to an embodiment of the present invention are limited to 0.02% or less and 0.03% or less by weight, respectively.

본 발명의 다른 실시예의 비조질강 제조 방법에서는 먼저 상기 화학성분을 갖는 잉곳(ingot)이 제작된 후, 상기 잉곳은 1,200℃이상에서 재가열되었다. In the non-refined steel manufacturing method of another embodiment of the present invention, an ingot having the above chemical composition is first manufactured, and then the ingot is reheated at 1,200° C. or higher.

상기 재가열된 잉곳은 열간압연을 통해 판재로 제조되었으며, 이 때 마무리 압연은 900℃ 이상의 온도범위로 제어되었다. 열간압연 후 판재의 최종 두께는 12mm로 제어되었다. The reheated ingot was manufactured into a plate material through hot rolling, and the finish rolling was controlled to a temperature range of 900° C. or higher. After hot rolling, the final thickness of the plate was controlled to be 12 mm.

열간압연 후 냉각 스케쥴에 따른 미세조직 및 물성변화를 확인하기 위해, 열간압연 후, (ⅰ) 10℃/sec 이하의 냉각속도로 상온까지 연속냉각(이하, 연속냉각), 또는 (ⅱ) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각 후 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리 후 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각(이하, 항온열처리)이 수행되었다.In order to confirm the microstructure and physical property change according to the cooling schedule after hot rolling, after hot rolling, (i) continuous cooling to room temperature at a cooling rate of 10 °C/sec or less (hereinafter, continuous cooling), or (ii) 10 °C After continuous cooling to 430-470 ° C. at a cooling rate of /sec or less, incubation in the range of 430-470 ° C. for 10 minutes or more, continuous cooling (hereinafter, incubation) was performed at a cooling rate of 10 ° C./sec or less to room temperature.

[실험예][Experimental example]

아래의 표 1의 화학성분을 갖는 비조질강은 진공유도용해로에서 잉곳으로 제조된 후 열간압연을 거쳐 두께 12mm의 판재로 제조되었다.The non-refined steel having the chemical composition shown in Table 1 below was manufactured as an ingot in a vacuum induction melting furnace and then hot rolled into a plate with a thickness of 12 mm.

[표 1][Table 1]

Figure pat00001
Figure pat00001

열간압연 후, (ⅰ) 10℃/sec 이하의 냉각속도로 상온까지 연속냉각(이하, 연속냉각, 표 3), 또는 (ⅱ) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각 후 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리 후 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각(이하, 항온열처리, 표 2)이 수행되었으며, 그 결과는 아래의 표 2 및 3에 각각 나타나 있다.After hot rolling, (i) continuous cooling to room temperature at a cooling rate of 10°C/sec or less (hereinafter, continuous cooling, Table 3), or (ii) continuous cooling to 430-470°C at a cooling rate of 10°C/sec or less After incubation in the range of 430-470 ° C for more than 10 minutes, continuous cooling (hereinafter, incubation treatment, Table 2) was performed at a cooling rate of 10 ° C/sec or less to room temperature, and the results are shown in Tables 2 and 3 below, respectively. is appearing

[표 2][Table 2]

Figure pat00002
Figure pat00002

[표 3][Table 3]

Figure pat00003
Figure pat00003

상기 표 2에서 나타난 바와 같이 열간압연 후 연속냉각된 샘플(실시예 1-1 내지 실시예 17-1)의 경우, 목표 물성에 비해 강도 또는 연성이 떨어지는 결과를 보이는 것으로 조사되었다.As shown in Table 2, in the case of the samples (Examples 1-1 to 17-1) continuously cooled after hot rolling, it was investigated that the strength or ductility was inferior compared to the target physical properties.

다시 말하면, 표2의 연속냉각된 샘플은 강도와 연신율 간의 반비례 관계에 따라 강도가 목표를 만족되면 연신율이나 인성이 미달되거나 또는 연신율과 인성을 만족하면 강도가 미달된 것으로 나타났다.In other words, according to the inversely proportional relationship between strength and elongation, the continuously cooled samples in Table 2 showed insufficient elongation or toughness when the strength met the target, or insufficient strength when the elongation and toughness were satisfied.

반면 표 3에서 확인할 수 있는 바와 같이 베이나이트 미세조직 확보를 위한 항온열처리된 샘플(실시예 1-2 내지 17-2)의 경우, 표 2의 연속냉각을 실시한 경우에 비해, 강도는 낮아지는 반면에 연신율이 크게 개선되는 것으로 조사되었다. On the other hand, as can be seen in Table 3, in the case of incubated samples (Examples 1-2 to 17-2) for securing the bainite microstructure, compared to the case of continuous cooling in Table 2, the strength is lowered, whereas It was found that the elongation was significantly improved.

특히 항온열처리를 실시한 실시예 3-2 내지 실시예 5-2 샘플과 실시예 8-2 샘플들은 본 발명이 개발하고자 하는 목표를 만족하였다. In particular, the samples of Examples 3-2 to 5-2 and Example 8-2, which were subjected to incubation treatment, satisfied the goal of the present invention.

도 1은 실시예 3-2, 5-2 및 8-2의 광학현미경 미세조직을 보여주며, 도 2는 실시예 5-2 샘플의 항온열처리 후 TEM(transmission electron microscope, 투과전자현미경) 미세조직을 보여준다. 실시예 5-2 샘플의 미세조직은 항온열처리에 의해 래스(lath) 형태의 상부(도 2의 (b)) 및 하부 베이나이트(도 2의 (a))가 잘 발달되어 있는 것을 상기 도 2로부터 확인할 수 있다.1 shows the microstructures under an optical microscope of Examples 3-2, 5-2, and 8-2, and FIG. 2 is a transmission electron microscope (TEM) microstructure of the samples of Example 5-2 after incubation. shows The microstructure of the sample of Example 5-2 shows that the upper ((b) of FIG. 2) and lower bainite ((a) of FIG. can be confirmed from

특히 도 2는 래스 형태의 베이나이트의 래스 입내와 입계에서 분포하고 100㎚ 이하의 크기를 가지며 MX로 표시된 (Ti, Nb) enriched 탄화물을 명확하게 도시하고 있다. 이 때, 하부 베이나이트(도 2의 (a))에서는 상기 탄화물이 주로 래스의 입내에 존재하고, 상부 베이나이트에서(도 2의 (b))는 상기 탄화물이 주로 래스의 입계에 분포하는 것으로 관찰되었다. In particular, FIG. 2 clearly shows (Ti, Nb) enriched carbides, which are distributed in the lath grains and at the grain boundaries of lath bainite, have a size of 100 nm or less, and denoted by MX. At this time, in the lower bainite (Fig. 2(a)), the carbide is mainly present in the grains of the lath, and in the upper bainite (Fig. 2(b)), the carbide is mainly distributed at the grain boundary of the lath. observed.

한편 실시예 1-2, 11-2, 및 13-2의 인장시험 결과 및 충격흡수에너지 결과에서 확인할 수 있듯이 C 과 Mo이 과도하게 첨가되어 C+Mo의 함량이 0.5 이상 첨가된 경우는, 경한 상(hard phase) 생성에 따라 연신율과 충격흡수에너지를 동시에 만족시키지 못하는 것으로 조사되었다.On the other hand, as can be seen from the tensile test results and impact absorption energy results of Examples 1-2, 11-2, and 13-2, when C and Mo are excessively added and the content of C + Mo is 0.5 or more, the mild It was investigated that the elongation and the shock absorption energy could not be satisfied at the same time according to the generation of the hard phase.

또한 표 3의 실시예 14-2 내지 17-2의 인장시험 결과 및 충격흡수에너지 결과에서 확인할 수 있듯이 B이 첨가되지 않은 경우는, 탄소함량이 높고 항온열처리를 실시하더라도 목표 물성 대비하여 낮은 항복강도를 가지는 것으로 조사되었다.In addition, as can be seen from the tensile test results and impact absorption energy results of Examples 14-2 to 17-2 in Table 3, when B is not added, the carbon content is high and yield strength is low compared to the target physical properties even if constant temperature treatment is performed was found to have

상기 실시예 14-2 내지 17-2의 낮은 인장강도는 그림 3의 미세조직을 통해 설명될 수 있다.The low tensile strength of Examples 14-2 to 17-2 can be explained through the microstructure of Figure 3.

도 3은 실시예 14-2의 미세조직 사진이다.3 is a microstructure photograph of Example 14-2.

그림 3에서 도시하는 바와 같이, B이 첨가되지 않은 실시예 14-2는 항온열처리를 실시하더라도 경화능이 부족하여 베이나이트 조직이 아닌 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 된 미세조직을 가진다. 그 결과 페라이트와 펄라이트 혼합 미세조직은 베이나이트 미세조직보다 낮은 강도를 가지게 된다.As shown in Figure 3, Example 14-2, in which B is not added, has a microstructure of a mixed structure of ferrite and pearlite, rather than a bainite structure, due to lack of hardenability even after constant heat treatment. As a result, the mixed microstructure of ferrite and pearlite has lower strength than that of bainite microstructure.

한편 실시예 2-2, 7-2, 및 10-2에서 확인되는 바와 같이, Nb를 대신하여 V을 첨가한 경우에는 연성이 목표값보다 저하되는 것으로 조사되었다.On the other hand, as confirmed in Examples 2-2, 7-2, and 10-2, when V was added instead of Nb, it was investigated that the ductility was lower than the target value.

반면 상기 실시예 2-2 및 7-2와는 달리 실시예 3-2 및 8-2는 V 대신 Nb이 첨가된 경우이다. 상기 실시예 3-2 및 8-2를 상기 실시예 2-2 및 7-2와 대비해 보면, Nb이 V보다 본 발명의 실시예에 따른 비조질강에서는 인성 및 연성 향상에 효과적인 것을 알 수 있다. 반면 실시예 2-2 및 7-2의 강도와 실시예 3-2 및 8-2강도는 거의 동일하게 유지되는 것으로 조사되었다.On the other hand, unlike Examples 2-2 and 7-2, Examples 3-2 and 8-2 are cases in which Nb is added instead of V. When Examples 3-2 and 8-2 are compared with Examples 2-2 and 7-2, it can be seen that Nb is more effective in improving toughness and ductility in the non-tempered steel according to the embodiment of the present invention than V. On the other hand, it was investigated that the strength of Examples 2-2 and 7-2 and the strength of Examples 3-2 and 8-2 were maintained almost the same.

상기 실시예들의 비교 결과는 본 발명의 실시예에 따른 비조질강에서는 Nb은 특성 향상을 위해 반드시 필요한 반면, V의 첨가는 본 발명의 비조질강의 목표 특성 달성에 효과적이지 않음을 의미한다고 볼 수 있다.The comparison results of the above examples indicate that in the non-tempered steel according to the embodiment of the present invention, Nb is absolutely necessary to improve the properties, whereas the addition of V is not effective in achieving the target properties of the non-tempered steel of the present invention. .

한편 실시예 6-2에서 확인되는 바와 같이, Ti을 0.04% 이상 과량 첨가할 경우, 목표 대비 연성이 떨어지는 것으로 조사되었다. 상기 실시예 6-2의 결과는 본 발명의 목표 특성을 만족하는 비조질강에서는 Ti 의 첨가 범위가 반드시 제어되어야 함을 의미한다.On the other hand, as confirmed in Example 6-2, when Ti was added in an excess of 0.04% or more, it was investigated that the ductility was inferior to the target. The result of Example 6-2 means that the addition range of Ti must be controlled in the non-refined steel satisfying the target characteristics of the present invention.

또한 실시예 9-2에서 확인되는 바와 같이, Nb을 0.04% 이상 과량 첨가할 경우, 목표 대비 연성이 떨어지는 것으로 조사되었다. 상기 실시예 9-2의 결과는 본 발명의 목표 특성을 만족하는 비조질강에서는 Nb 의 첨가 범위도 반드시 제어되어야 함을 의미한다.In addition, as confirmed in Example 9-2, when Nb was added in excess of 0.04% or more, it was investigated that the ductility was inferior to the target. The result of Example 9-2 means that the addition range of Nb must also be controlled in the non-refined steel satisfying the target characteristics of the present invention.

상기 결과를 통해, 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 900MPa 이상, 항복강도 700MPa 이상, 연신율 12% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/㎠ 이상을 만족시키는 비조질강을 만족하기 위해서는 합금 성분 및 조성범위, 열처리 조건, 및/또는 미세조직을 확보해야 함을 확인할 수 있다.Through the above results, in order to satisfy the non-tempered steel that satisfies the target tensile strength of 900 MPa or more, yield strength of 700 MPa or more, elongation of 12% or more, and room temperature shock absorption energy of 60 J/cm 2 or more, the alloy composition and composition range, heat treatment It can be confirmed that conditions, and/or microstructures must be secured.

이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 도면을 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.As described above, the present invention has been described with reference to the illustrated drawings, but the present invention is not limited by the embodiments and drawings disclosed in this specification, and a variety of It is obvious that variations can be made. In addition, although the effects according to the configuration of the present invention are not explicitly described and described while describing the embodiments of the present invention, it is natural that the effects predictable by the configuration should also be recognized.

Claims (7)

중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
베이나이트 기지의 미세조직을 포함하는,
비조질강.
By weight %, C: 0.2 to 0.35%, Mn: 0.8 to 1.2%, Cr: 0.9 to 1.1%, Mo: 0.15% or less (except 0%), Nb: 0.02 to 0.04%, Ti: 0.02 to 0.04 %, B: 0.001 to 0.003%, S: 0.02% or less, P: 0.03% or less, C+Mo: 0.45% or less (except 0%), the remainder including Fe and other unavoidable impurities,
Containing the microstructure of the bainite matrix,
non-refined steel.
 제1항에 있어서,
상기 베이나이트는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트가 혼합된,
비조질강.
According to claim 1,
The bainite is a mixture of upper bainite and lower bainite,
non-refined steel.
 제2항에 있어서,
상기 베이나이트 기지 내의 래스 입내 또는 래스 입계에 위치하는 (Ti, Nb) enriched 탄화물을 포함하는,
비조질강.
3. The method of claim 2,
containing (Ti, Nb) enriched carbides located in the lath grains or at the lath grain boundaries in the bainite matrix,
non-refined steel.
 제1항에 있어서,
상기 비조질강의 인장강도는 900MPa 이상, 항복강도는 700MPa 이상, 연신율은 12% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상인,
비조질강.
According to claim 1,
The tensile strength of the non-tempered steel is 900 MPa or more, the yield strength is 700 MPa or more, the elongation is 12% or more, the room temperature shock absorption energy 60 J/cm 2 or more,
non-refined steel.
 (a) 중량 %로 C: 0.2~0.35%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.15% 이하(단, 0%는 제외), Nb: 0.02~0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, C+Mo: 0.45% 이하(단, 0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계;
(b) 상기 제공된 강재를 열간성형하는 단계;
(c) 상기 열간성형된 강재를 상온까지 냉각하는 단계;를 포함하는,
비조질강의 제조 방법.
(a) In weight %, C: 0.2 to 0.35%, Mn: 0.8 to 1.2%, Cr: 0.9 to 1.1%, Mo: 0.15% or less (however, 0% is excluded), Nb: 0.02 to 0.04%, Ti: 0.02~0.04%, B: 0.001~0.003%, S: 0.02% or less, P: 0.03% or less, C+Mo: 0.45% or less (however, 0% is excluded), remainder steel containing Fe and other unavoidable impurities providing;
(b) hot forming the provided steel;
(c) cooling the hot-formed steel to room temperature; including,
Method for manufacturing non-refined steel.
 제5항에 있어서,
상기 열간성형하는 단계는 1200℃ 이상에서의 재가열 단계와 900℃ 이상에서의 마무리 압연 단계를 포함하는,
비조질강의 제조 방법.
6. The method of claim 5,
The hot forming comprises a reheating step at 1200 ° C or higher and a finish rolling step at 900 ° C or higher,
Method for manufacturing non-refined steel.
 제5항에 있어서,
상기 냉각하는 단계는,
(c-1) 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 430-470℃까지 연속냉각하는 단계;
(c-2) 430-470℃ 범위에서 10분 이상 항온열처리하는 단계;
(c-3) 상온까지 10℃/sec 이하의 냉각 속도로 연속냉각하는 단계;를 포함하는,
비조질강의 제조 방법.6. The method of claim 5,
The cooling step is
(c-1) continuously cooling to 430-470°C at a cooling rate of 10°C/sec or less;
(c-2) incubating at 430-470° C. for at least 10 minutes;
(c-3) continuous cooling at a cooling rate of 10 °C/sec or less to room temperature; including,
Method for manufacturing non-refined steel.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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