KR20210156934A - Non-quenched and tempered steel with high strength and high touthness and manufacturing process thereof - Google Patents

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Abstract

The present invention relates to a titanium alloy with high hardness and low cost, and a manufacturing method of the titanium alloy. A non-tempered steel according to one embodiment of the present invention comprises 0.2-0.4 wt% of C, 0.5-1.5 wt% of Si, 0.8-1.2 wt% of Mn, 0.9-1.1 wt% of Cr, 0.05-0.15 wt% of Mo, 0.02-0.05 wt% of Nb, 0.02-0.05 wt% of Ti, 0.001-0.003 wt% of B, 0.015 wt% or less of S, 0.03 wt% or less of P, and the remaining of Fe and other inevitable impurities. The non-tempered steel has a fine structure comprising a remaining austenite.

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.

특히 비조질강도 다른 일반 강재와 유사하게 강도가 올라갈수록 연성이 감소하는 경향이 두드러진다. 그 결과 현재까지 개발된 일부 비조질강이 현재 수요가 발생하는 GPa급 인장강도를 만족시킨다 하더라도, 연성 및 인성은 취약한 것으로 알려져 있다. In particular, the ductility tends to decrease as the strength increases, similar to other general steels in non-refining strength. As a result, it is known that some of the non-tempered steels developed to date are weak in ductility and toughness even if they satisfy the GPa-class tensile strength that is currently in demand.

이에 따라 본 발명에서는 기존 QT 열처리 소재를 대체하여 유압실린더용 소재로 적용이 가능한 인장강도 1GPa급 이상의 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 1 GPa or higher that can be applied as a material for a hydraulic cylinder by replacing the existing QT heat treatment material.

본 발명과 관련된 선행기술로는 미국 공개특허공보 US 2016-0208358호(2016. 7. 21., 공개)가 알려져 있다.As prior art related to the present invention, US Patent Publication No. US 2016-0208358 (2016. 7. 21., published) is known.

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 GPa급 인장강도를 가지면서 고인성을 동시에 갖는 고강도-고인성 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.Specifically, an object of the present invention is to provide a high-strength-high-toughness non-tempered steel having high toughness while at the same time having a GPa-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 1GMPa 이상, 항복강도 750MPa 이상, 연신율 20% 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 1GMPa or more, a yield strength of 750 MPa or more, an elongation of 20% 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: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.Non-refined steel according to an embodiment of the present invention for achieving the above object is C: 0.2 to 0.4%, Si: 0.5 to 1.5%, Mn: 0.8 to 1.2%, Cr: 0.9 to 1.1%, Mo in weight % : 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% or less, P: 0.03% or less, remainder including Fe and other unavoidable impurities, residual It may have a microstructure including austenite.

바람직하게는, 상기 미세조직은 베이나이트를 주상(main phase)으로 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트는 상기 베이타이트의 래쓰(lath) 사이에 위치할 수 있다.Preferably, the microstructure may include bainite as a main phase, and the retained austenite may be located between laths of the baitite.

바람직하게는, 상기 비조질강의 인장강도는 1GPa 이상, 항복강도는 750MPa 이상, 연신율은 20% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상일 수 있다.Preferably, the non-tempered steel may have a tensile strength of 1 GPa or more, a yield strength of 750 MPa or more, an elongation of 20% 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: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 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 0.4%, Si: 0.5 to 1.5%, Mn: 0.8 to 1.2%, Cr in weight %: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% or less, P: 0.03% or less, balance Fe and other inevitable providing a steel material containing 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) 600-700℃ 온도 범위까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; (c-2) 상온까지 공랭처리하는 단계; 를 포함할 수 있다.Preferably, the cooling step includes: (c-1) cooling at a cooling rate of 0.8 to 5° C./sec to a temperature range of 600-700° C.; (c-2) air cooling 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 1에 대해서 각각 공랭과 2단 열처리 시의 냉각 곡선을 측정한 결과이다.
도 2는 각각 공랭(a)과 2단 열처리(b)된 실시예 1의 성분 및 조성범위를 가진 비조질강의 미세조직 사진이다.1 is a result of measuring cooling curves during air cooling and two-stage heat treatment in Example 1, respectively.
2 is a microstructure photograph of non-refined steel having the components and composition ranges of Example 1, each of which was air cooled (a) and two-stage heat treated (b).

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, 750MPa 이상의 항복강도, 60J/cm2 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 750 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 잔류 오스테나이트를 포함한 미세조직을 확보(1) Secure the microstructure including retained austenite 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 0.2~0.4%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 0.4% 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.

실리콘(Si)은 잔류 오스테나이트 형성을 촉진시켜 비조질강의 인성 확보에 효과적이며, 본 발명에서 인성 향상을 위해 필수적으로 포함되어야 하는 원소들 중 하나이다.Silicon (Si) promotes the formation of retained austenite, which is effective in securing the toughness of non-refined steel, and is one of the elements essential to improve toughness in the present invention.

본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강 내에서 실리콘은 중량%(이하 %라 한다)로 0.5~1.5%의 범위에서 함유된다. In the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, silicon is contained in the range of 0.5 to 1.5% by weight (hereinafter referred to as %).

만일 실리콘이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 0.5%보다 적게 첨가되면, 비조질강은 미세조직 내의 잔류 오스테나이트가 지나치게 적어서 인성 향상이 어려워진다.If silicon is added in less than 0.5% in the non-tempered steel of an embodiment of the present invention, the toughness improvement becomes difficult because the retained austenite in the microstructure of the non-refined steel is too small.

반면 실리콘이 본 발명의 일 실시예의 비조질강 내에 1.5%보다 많이 첨가되면, 시멘타이트(cementite)의 석출을 촉진시켜 강의 충격특성을 떨어뜨릴 수 있다. On the other hand, when silicon is added in an amount of more than 1.5% in the non-refined steel according to an embodiment of the present invention, the precipitation of cementite may be accelerated and the impact properties of the steel may be deteriorated.

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.

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 one 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.

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.

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 봉재로 제조되었으며, 이 때 마무리 압연은 900℃ 이상의 온도범위로 제어되었다. 열간압연 후 봉재의 최종 직경은 80mm로 제어되었다. The reheated ingot was manufactured into a bar through hot rolling, and the finish rolling was controlled to a temperature range of 900° C. or higher. After hot rolling, the final diameter of the rod was controlled to 80 mm.

열간압연 후 냉각 스케쥴에 따른 미세조직 및 물성변화를 확인하기 위해, 열간압연 후, (ⅰ) 상온까지 공랭, 또는 (ⅱ) 600~700℃ 구간까지 0.8~5℃/sec의 냉각 속도로 냉각 후, 600~700℃ 구간의 온도에서 상온까지 공랭(이하 2단 냉각)이 수행되었다.In order to check the microstructure and physical property changes according to the cooling schedule after hot rolling, after hot rolling, (i) air cooling to room temperature, or (ii) cooling at a cooling rate of 0.8~5℃/sec to 600~700℃ section , air cooling (hereinafter, two-stage cooling) was performed from a temperature in the range of 600 to 700 ° C to room temperature.

[실험예][Experimental example]

아래의 표 1에서는 종래예와 본 발명의 비교예와 실시예의 화학성분 및 조성범위를 보여준다.Table 1 below shows the chemical components and composition ranges of the conventional examples and the comparative examples and examples of the present invention.

[표 1][Table 1]

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Figure pat00001

상기 표 1에서의 종래예들은 각각의 종래예에 해당하는 성분 및 조성범위의 비조질강을 전기로를 이용하여 잉곳으로 제조된 뒤 열간압연 후 3단 냉각되었다. 여기서 3단 냉각은 다음의 표 2의 비고란에 기재된 바와 같이, 열간압연 후 4~7초(sec) 동안 100~400℃ 냉각시키는 강냉각(intense cooling) 제1 단계와 상기 제1 단계 이후 완냉각(moderate cooling)의 제2 단계와 상기 제2 단계 이후의 강냉각(intense)의 제3 단계로 이루어 진다. 이 때, 강냉각이란 일반적으로 7℃/sec 이상의 냉각 속도에서의 냉각을 의미하며, 완냉각이란 4℃/sec 이하의 냉각 속도 또는 2~4℃/sec의 냉각 속도에서의 냉각을 의미한다.In the conventional examples in Table 1, non-refined steel having components and composition ranges corresponding to each conventional example was manufactured into an ingot using an electric furnace, and then hot-rolled and then cooled in three stages. Here, the three-stage cooling is, as described in the remarks column of Table 2 below, the first intense cooling step of cooling 100 to 400° C. for 4 to 7 seconds (sec) after hot rolling, and slow cooling after the first step It consists of a second step of moderate cooling and a third step of intense cooling after the second step. At this time, the strong cooling generally means cooling at a cooling rate of 7°C/sec or more, and the slow cooling means cooling at a cooling rate of 4°C/sec or less or a cooling rate of 2-4°C/sec.

반면 상기 표 1에서의 실시예들 및 비교예들은 진공유도용해로에서 제조된 잉곳을 이용하여 열간압연 후 공랭 또는 2단 냉각되었다. 여기서 2단 냉각은 다음의 표 2의 비고란에 기재된 바와 같이, 열간압연 후 600~700℃ 온도까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 스프레이 냉각(1단계) 후에 공랭(2단계)으로 이루어진다.On the other hand, Examples and Comparative Examples in Table 1 were air-cooled or two-stage cooled after hot rolling using an ingot manufactured in a vacuum induction melting furnace. Here, as described in the remarks column of Table 2 below, the two-stage cooling consists of spray cooling (stage 1) followed by air cooling (stage 2) at a cooling rate of 0.8-5 °C/sec to a temperature of 600-700 °C after hot rolling.

아래의 표 2는 상기 표 1의 종래예들, 비교예들 및 실시예들의 상온 인장시험과 충격흡수에너지 시험 결과를 나타낸다.Table 2 below shows the normal temperature tensile test and shock absorption energy test results of the conventional examples, comparative examples and examples of Table 1 above.

[표 2][Table 2]

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상기 표 2에서 확인할 수 있듯이, 모든 종래예들의 경우에는 실시예들에 비해 상대적으로 높은 항복강도에도 불구하고 연신율과 충격특성이 목표 값에 미치지 못하는 것으로 확인되었다. 상기 기계적 특성 평가의 결과 종래예들의 경우, C, Mn의 함량이 높음에 따라 경한 상(hard phase)이 생기고 그에 따라 항복강도는 높은 반면에 연성이 떨어지기 때문인 것으로 조사되었다.As can be seen in Table 2, in all the conventional examples, it was confirmed that the elongation and impact properties did not reach the target values despite the relatively high yield strength compared to the examples. As a result of the evaluation of the mechanical properties, it was investigated that in the case of the conventional examples, a hard phase was generated as the content of C and Mn was high, and thus the yield strength was high while the ductility was low.

한편, 표 1의 본 발명의 실시예 1 및 2는 종래예들과 대비할 때, C, Mn의 함량은 감소되고 Cr 함량은 증가되었고, 나아가 상기 종래예들에 첨가된 V을 대신하여 새롭게 Mo, Nb, Ti, B 등이 첨가되었다. On the other hand, in Examples 1 and 2 of the present invention in Table 1, when compared to the conventional examples, the content of C, Mn was reduced and the Cr content was increased, and further, Mo, Nb, Ti, B, etc. were added.

이때 상기 실시예 1 및 2에서의 Cr, Mo, B 등은 앞에서 설명한 바와 같이, 비조질강의 경화능을 높여 베이나이트 미세조직을 확보하기 위하여 첨가된 합금 성분이며, Ti은 비조질강 중에 불순물로 함유된 N와 결합하여 BN의 생성을 방해함으로써 B이 비조질강 중에 고용된 상태에서 경화능 향상의 효과를 발휘할 수 있도록 하기 위해 첨가된 합금 성분이다. In this case, Cr, Mo, B, etc. in Examples 1 and 2 are alloy components added to secure a bainite microstructure by increasing the hardenability of the non-refined steel as described above, and Ti is contained as an impurity in the non-refined steel. It is an alloying component added to prevent the formation of BN by combining with the N that has been formed so that B can exert the effect of improving hardenability in a solid solution state in the non-refined steel.

Nb는 미세한 NbC 탄화물 형성을 통한 석출경화와 고용상태에서의 경화능 확보를 용이하게 하기 위해 본 발명의 실시예들에 첨가된 합금 성분이다. Nb is an alloy component added to the embodiments of the present invention to facilitate precipitation hardening through formation of fine NbC carbide and hardenability in a solid solution state.

한편 Al의 경우에는 종래예와 비교예 및 실시예 모두 포함되었고 Al은 제강 시 탈산을 위해 첨가되었다.Meanwhile, in the case of Al, all of the conventional examples, comparative examples, and examples were included, and Al was added for deoxidation during steelmaking.

마지막으로 상기 실시예 1 및 2와 비교예 2에서는 Si이 첨가되었다. Si은 비조질강 내에서 잔류 오스테나이트를 생성시켜 그로 인한 연성을 향상시키고자 첨가된 합금 성분이다.Finally, in Examples 1 and 2 and Comparative Example 2, Si was added. Si is an alloying element added to improve ductility by generating retained austenite in non-refined steel.

다만 비교예 2에서는 상기 실시예 1 및 2보다 첨가된 Si 함량이 더 낮은 차이가 있다.However, in Comparative Example 2, there is a difference in that the amount of Si added is lower than in Examples 1 and 2.

상기 표 2의 실시 예 1 및 2가 보여주는 바와 같이 Si이 0.5% 이상 첨가된 샘플의 경우, 열간압연 후에 공랭을 실시한 샘플에서는 항복강도와 연성 (연신율, 충격흡수에너지)이 목표 대비하여 미달하였으나 열간압연 후에 2단 냉각을 실시한 샘플에서는 고강도와 고인성이 동시에 확보되어 목표 물성이 달성되었다. As shown in Examples 1 and 2 of Table 2, in the case of the sample in which 0.5% or more of Si was added, the yield strength and ductility (elongation, impact absorption energy) were below the target in the sample subjected to air cooling after hot rolling. In the sample subjected to two-stage cooling after rolling, high strength and high toughness were secured at the same time, and target physical properties were achieved.

이 때, 상기 실시예 1의 2단 냉각열처리는 앞에서 설명한 바와 같이 열간압연 후 600-700℃ 온도 범위까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 spray 냉각 후 공랭을 통해서 진행되었다. At this time, the two-stage cooling heat treatment of Example 1 was performed through air cooling after spray cooling at a cooling rate of 0.8 to 5 °C/sec to a temperature range of 600-700 °C after hot rolling as described above.

상기 2단 열처리 스케쥴 중 spray 냉각 단계는 냉각 도중에 700℃ 이상에서 발생하는 페라이트 변태를 방지하고 또한 후속 공랭 시에 베이나이트 변태가 일어나도록 하기 위해 설계되었다. The spray cooling step of the two-stage heat treatment schedule is designed to prevent ferrite transformation occurring at 700° C. or higher during cooling and to cause bainite transformation to occur during subsequent air cooling.

다음의 도 1은 실시예 1에 대해서 각각 공랭과 2단 열처리 시의 냉각 곡선을 측정한 결과이다. 상기 도 1에서 도시하는 바와 같이, 고온으로부터 실질적으로 상변태(phase transformation)이 발생하는 저온까지의 냉각속도는 2단 냉각이 공랭보다 더 빠름을 알 수 있다.1 is a result of measurement of cooling curves during air cooling and two-stage heat treatment in Example 1, respectively. As shown in FIG. 1 , it can be seen that the two-stage cooling is faster than air cooling in the cooling rate from high temperature to low temperature at which phase transformation occurs.

다음의 도 2는 각각 상기 도 1의 공랭(a)과 2단 열처리(b)된 상기 실시예 1의 성분 및 조성범위를 가진 비조질강의 미세조직을 보여주고 있다. The following FIG. 2 shows the microstructure of the non-refined steel having the components and composition ranges of Example 1, which were subjected to air cooling (a) and two-stage heat treatment (b) of FIG. 1, respectively.

도 2에 도시된 바와 같이 공랭된 미세조직은 페라이트와 펄라이트의 조직을 가지는 반면에 2단 열처리 된 베이나이트 조직을 가지는 것을 확인할 수 있다. As shown in FIG. 2 , it can be seen that the air-cooled microstructure has a structure of ferrite and pearlite, while having a two-stage heat treatment of bainite structure.

도2의 미세조직 결과는 표 2에서의 실시예 1의 기계적 특성 평가와 잘 부합한다. The microstructure result of FIG. 2 agrees well with the evaluation of the mechanical properties of Example 1 in Table 2.

표 2의 실시예 1의 기계적 특성 평가 결과는 동일한 성분 및 조성범위를 가진 비조질강이라 하더라도 제조 방법에 따라 기계적 특성이 다름을 나타낸다. 상기와 같은 기계적 특성의 차이는 도 2에서의 미세조직 차이에서 기인한다. 다시 말하면 실시예 1의 성분 및 조성범위를 가지는 비조질강도 2단 냉각에 의해 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지는 경우에만 기계적 특성이 우수하다.The mechanical properties evaluation results of Example 1 in Table 2 show that even non-refined steels having the same components and composition ranges have different mechanical properties depending on the manufacturing method. The difference in mechanical properties as described above is due to the difference in microstructure in FIG. 2 . In other words, mechanical properties are excellent only in the case of having a microstructure including retained austenite by two-stage cooling of non-refined strength having the components and composition ranges of Example 1.

한편, 실시예 1 및 2와 같이 Si을 일정 함량 이상 첨가한 경우 2단 열처리를 실시하면, 1단의 스프레이(spray) 냉각 중에 잔류한 오스테나이트가 공랭 시 생성되는 베이나이트 래쓰 (lath)에 잔류하여 연성 향상에 기여하는 것으로 확인되었다. 다시 말하면 Si이 일정 함량 이상 첨가된 실시예들의 비조질강만 상기 2단 냉각에 의해 베이나이트 주상(main phase) 내에 잔류 오스테나이트가 포함된 미세조직을 가진다. On the other hand, as in Examples 1 and 2, when Si is added in a certain amount or more and a two-stage heat treatment is performed, the austenite remaining during the first stage of spray cooling remains in the bainite lath generated during air cooling. Thus, it was confirmed that it contributes to the improvement of ductility. In other words, only the non-refined steel of the embodiments in which Si is added to a certain amount or more has a microstructure including retained austenite in the bainite main phase by the two-stage cooling.

또한 표 2의 비교예 1 및 2에서 확인할 수 있듯이 Si이 첨가되지 않거나 그 함량이 낮은 경우에는 본 발명에서 설계한 2단 냉각을 적용한다 하더라도 목표로 한 연성을 확보하지 못하는 것을 확인하였다. 이는 앞서 언급한 Si 첨가에 따른 잔류 오스테나이트 형성 및 이에 따른 연성 증가 효과가 발생하지 않기 때문이다.In addition, as can be seen in Comparative Examples 1 and 2 of Table 2, when Si is not added or its content is low, it was confirmed that the target ductility could not be secured even if the two-stage cooling designed in the present invention was applied. This is because the formation of retained austenite and the effect of increasing ductility according to the above-mentioned addition of Si do not occur.

마지막으로 표 2의 종래예 1-1은 종래예 1의 성분 및 조성범위를 가지는 비조질강이 실시예 1 및 2에서의 2단 냉각된 경우이다. 비록 비교예 1의 성분 및 조성범위의 비조질강이 2단 냉각되더라도, 성분 및 조성범위에 의해 결정되는 열역학적 요인들로 인해 비교예 1의 비조질강은 결코 잔류 오스테나이트를 가질 수 없다. 따라서 종래예 1-1의 경우는 본 발명이 목표로 하는 기계적 특성은 가질 수 없다.Lastly, Conventional Example 1-1 in Table 2 is a case in which the non-refined steel having the components and composition ranges of Conventional Example 1 is cooled in two stages in Examples 1 and 2. Although the non-tempered steel of the composition and composition range of Comparative Example 1 is cooled in two stages, the non-tempered steel of Comparative Example 1 may never have retained austenite due to thermodynamic factors determined by the composition and composition range. Therefore, in the case of Conventional Example 1-1, the mechanical properties targeted by the present invention cannot be obtained.

상기 결과를 통해, 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 GPa 이상, 항복강도 750MPa 이상, 연신율 20% 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 GPa or more, yield strength of 750 MPa or more, elongation of 20% or more, and room temperature shock absorption energy of 60 J/cm 2 or more, the alloy components 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 (6)

중량 %로 C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지는,
비조질강.
C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05 by weight % %, B: 0.001 to 0.003%, S: 0.015% or less, P: 0.03% or less, the remainder including Fe and other unavoidable impurities,
having a microstructure comprising retained austenite,
non-refined steel.
 제1항에 있어서,
상기 미세조직은 베이나이트를 주상(main phase)으로 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트는 상기 베이타이트의 래쓰(lath) 사이에 위치하는,
비조질강.
According to claim 1,
The microstructure includes bainite as a main phase,
The retained austenite is located between the laths of the baitite,
non-refined steel.
 제1항에 있어서,
상기 비조질강의 인장강도는 1GPa 이상, 항복강도는 750MPa 이상, 연신율은 20% 이상, 상온 충격흡수에너지 60J/cm2 이상인,
비조질강.
According to claim 1,
The tensile strength of the non-tempered steel is 1 GPa or more, the yield strength is 750 MPa or more, the elongation is 20% or more, the room temperature shock absorption energy 60 J/cm 2 or more,
non-refined steel.
 (a) 중량 %로 C: 0.2~0.4%, Si: 0.5~1.5%, Mn: 0.8~1.2%, Cr: 0.9~1.1%, Mo: 0.05~0.15%, Nb: 0.02~0.05%, Ti: 0.02~0.05%, B: 0.001~0.003%, S: 0.015% 이하, P: 0.03% 이하, 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 0.4%, Si: 0.5 to 1.5%, Mn: 0.8 to 1.2%, Cr: 0.9 to 1.1%, Mo: 0.05 to 0.15%, Nb: 0.02 to 0.05%, Ti: 0.02 to 0.05%, B: 0.001 to 0.003%, S: 0.015% or less, P: 0.03% or less, the remainder providing a steel containing Fe and other unavoidable impurities;
(b) hot forming the provided steel;
(c) cooling the hot-formed steel to room temperature; including,
Method for manufacturing non-refined steel.
 제4항에 있어서,
상기 열간성형하는 단계는 1200℃ 이상에서의 재가열 단계와 900℃ 이상에서의 마무리 압연 단계를 포함하는,
비조질강의 제조 방법.
5. The method of claim 4,
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.
 제4항에 있어서,
상기 냉각하는 단계는,
(c-1) 600-700℃ 온도 범위까지 0.8~5℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계;
(c-2) 상온까지 공랭처리하는 단계;를 포함하는,
비조질강의 제조 방법.5. The method of claim 4,
The cooling step is
(c-1) cooling at a cooling rate of 0.8 to 5 °C/sec to a temperature range of 600-700 °C;
(c-2) air-cooling 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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JPH04297548A (en) * 1991-03-27 1992-10-21 Kobe Steel Ltd High strength and high toughness non-heat treated steel and its manufacture
JP2003147479A (en) * 2001-11-14 2003-05-21 Nippon Steel Corp Non-heatteated high strength and high toughness forging, and production method therefor

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