KR20230017025A - High-strength h section steel and method of manufacturing the same - Google Patents
High-strength h section steel and method of manufacturing the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR20230017025A KR20230017025A KR1020210098732A KR20210098732A KR20230017025A KR 20230017025 A KR20230017025 A KR 20230017025A KR 1020210098732 A KR1020210098732 A KR 1020210098732A KR 20210098732 A KR20210098732 A KR 20210098732A KR 20230017025 A KR20230017025 A KR 20230017025A
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- weight
- less
- strength
- steel
- vanadium
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 20
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 44
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 44
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 54
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 27
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 27
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 23
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 23
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 22
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 14
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims abstract description 14
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims abstract description 13
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 12
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 11
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 20
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 19
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 13
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 13
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 8
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 15
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 description 13
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 8
- 230000008569 process Effects 0.000 description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000915 Free machining steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000805 Pig iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 239000002826 coolant Substances 0.000 description 1
- 239000000498 cooling water Substances 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000013535 sea water Substances 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000005549 size reduction Methods 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/009—Pearlite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
본 발명은 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도 H형강 및 그 제조방법에 관한 것이다. The present invention relates to a steel material and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a high-strength H-beam and a method for manufacturing the same.
최근에는 건축 구조물들이 초고층화 및 거대화 되어 가고 있는 실정이다. 초고층 건축물은 건물의 높이가 증가함에 따라 자중이 증가하고 동시에 지진 하중과 바람 하중도 크게 증가한다. 이에 따라 건물 하부에서 작용하는 하중이 커서 부재의 크기가 대형화되어 재료도 더 많이 쓰이게 되고, 이를 극복하기 위한 저온 충격인성도 요구되고 있다.In recent years, building structures are becoming high-rise and gigantic. As the height of a high-rise building increases, its own weight increases, and seismic and wind loads also increase significantly. As a result, the load acting on the lower part of the building is large, and the size of the member is increased, so more materials are used, and low-temperature impact toughness is also required to overcome this.
따라서 일반 건축물에 비해 높은 안정성과 내구성이 요구되며 건축에 사용되는 강재 및 구조 재료가 지니는 강도 및 성능을 향상하기 위한 노력이 반드시 필요하다. 이에 따라 고강도와 저온 충격인성을 요구하는 철강 소재의 개발이 지속적으로 필요하며 계속해서 높은 항복강도에 대한 수요가 예상된다. Therefore, higher stability and durability are required compared to general buildings, and efforts to improve the strength and performance of steel and structural materials used in construction are absolutely necessary. Accordingly, the development of steel materials requiring high strength and low-temperature impact toughness is continuously required, and demand for high yield strength is expected to continue.
관련 선행 기술로는 한국공개특허 제2012-0000770호가 있다. As related prior art, there is Korean Patent Publication No. 2012-0000770.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 항복강도 500MPa 이상의 고강도 H형강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다. The technical problem to be achieved by the present invention is to provide a high-strength H-beam with a yield strength of 500 MPa or more and a manufacturing method thereof.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강은 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 것을 특징으로 한다.High-strength H-beam according to an embodiment of the present invention for solving the above problems is carbon (C): greater than 0 and 0.16% by weight or less, silicon (Si): greater than 0 and 0.6% by weight or less, manganese (Mn): greater than 0 1.7 % by weight or less, phosphorus (P): greater than 0 and less than 0.03% by weight, sulfur (S): greater than 0 and less than 0.025% by weight, copper (Cu): greater than 0 and less than 0.55% by weight, molybdenum (Mo): greater than 0 0.2% by weight Hereinafter, aluminum (Al): 0.02 wt% or more and 0.03 wt% or less, titanium (Ti): more than 0 and 0.05 wt% or less, niobium (Nb): more than 0 and 0.05 wt% or less, vanadium (V): more than 0 0.12 wt% Hereinafter, nitrogen (N): more than 0 and less than 0.025% by weight, and the balance is composed of iron (Fe) and other unavoidable impurities, and the ratio of the weight% value of vanadium to the weight% value of nitrogen is 3.6 to 5.0. Characterized in that.
상기 고강도 H형강은 항복강도: 500MPa 이상, 인장강도: 630MPa 이상, 연신율: 33% 이상일 수 있다. The high-strength H-beam may have a yield strength of 500 MPa or more, a tensile strength of 630 MPa or more, and an elongation of 33% or more.
상기 고강도 H형강은 충격인성이 130J(@-20℃) 이상일 수 있다. The high-strength H-beam may have an impact toughness of 130 J (@-20 ° C) or more.
상기 고강도 H형강에서 최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있다. In the high-strength H-beam, the final microstructure may include bainite, ferrite, and pearlite.
상기 고강도 H형강에서 상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재할 수 있다. In the high-strength H-beam, the bainite may be present in the surface portion of the H-beam, and the ferrite and pearlite may be present in the center of the H-beam.
상기 고강도 H형강에서 상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트일 수 있다. The phase fraction of the bainite in the high-strength H-section steel is 20 to 30%, and the balance may be ferrite and pearlite.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 강재를 재가열하는 단계; (c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계; 및 (d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다. Method for manufacturing high-strength H-beam steel according to an embodiment of the present invention for solving the above problems is (a) carbon (C): greater than 0 and less than 0.16% by weight, silicon (Si): greater than 0 and less than 0.6% by weight, manganese ( Mn): greater than 0 and less than 1.7% by weight, phosphorus (P): greater than 0 and less than 0.03% by weight, sulfur (S): greater than 0 and less than 0.025% by weight, copper (Cu): greater than 0 and less than 0.55% by weight, molybdenum (Mo) : more than 0 and 0.2% by weight or less, aluminum (Al): more than 0.02% by weight and less than 0.03% by weight, titanium (Ti): more than 0 and less than 0.05% by weight, niobium (Nb): more than 0 and less than 0.05% by weight, vanadium (V) : more than 0.12% by weight or less, nitrogen (N): more than 0 and less than 0.025% by weight, and the rest consists of iron (Fe) and other unavoidable impurities, and the ratio of the weight% value of vanadium to the weight% value of nitrogen is 3.6 to 5.0 providing a phosphorus steel; (b) reheating the steel; (c) hot-deforming the reheated steel material; and (d) cooling the hot-deformed steel.
상기 고강도 H형강의 제조방법에서, 상기 열간 변형하는 단계는 재결정정지온도(RST) 이하에서 압연 패스율이 40% 이상 진행되되 압연종료온도(FRT)가 820 ~ 900℃일 수 있다. In the manufacturing method of the high-strength H-beam, the hot deformation step may have a rolling pass rate of 40% or more below the recrystallization stop temperature (RST), but the rolling end temperature (FRT) may be 820 to 900 ° C.
상기 고강도 H형강의 제조방법에서, 상기 냉각하는 단계는 마르텐사이트 생성온도(Ms)까지 냉각한 후 표면 온도 600 ~ 650℃까지 복열하는 단계를 포함할 수 있다. In the manufacturing method of the high-strength H-beam, the cooling may include cooling to a martensite formation temperature (Ms) and then reheating to a surface temperature of 600 to 650 ° C.
본 발명의 실시예에 따르면, 항복강도 500MPa 이상의 고강도 H형강 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.According to an embodiment of the present invention, it is possible to implement a high-strength H-beam with a yield strength of 500 MPa or more and a manufacturing method thereof. Of course, the scope of the present invention is not limited by these effects.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 H형강의 제조방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.1 is a flowchart schematically showing a method for manufacturing a high-strength H-beam according to an embodiment of the present invention.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강 및 그 제조방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다. A high-strength H-beam and a manufacturing method thereof according to an embodiment of the present invention will be described in detail. Terms to be described later are terms appropriately selected in consideration of functions in the present invention, and definitions of these terms should be made based on the contents throughout this specification.
이하에서 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강에 대하여 상세하게 설명한다. Hereinafter, a high-strength H-beam according to an embodiment of the present invention will be described in detail.
H형강H-beam
본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 H형강은 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 것을 특징으로 한다. In the high-strength H-beam according to an embodiment of the present invention, carbon (C): greater than 0 and 0.16% by weight or less, silicon (Si): greater than 0 and 0.6% by weight or less, manganese (Mn): greater than 0 and 1.7% by weight or less, phosphorus ( P): greater than 0 and less than 0.03% by weight, sulfur (S): greater than 0 and less than 0.025% by weight, copper (Cu): greater than 0 and less than 0.55% by weight, molybdenum (Mo): greater than 0 and less than 0.2% by weight, aluminum (Al) : 0.02 wt% or more and 0.03 wt% or less, titanium (Ti): more than 0 and 0.05 wt% or less, niobium (Nb): more than 0 and 0.05 wt% or less, vanadium (V): more than 0 and 0.12 wt% or less, nitrogen (N) : It is composed of more than 0 and less than 0.025% by weight and the rest of iron (Fe) and other unavoidable impurities, and the ratio of the weight% value of vanadium to the weight% value of nitrogen is 3.6 to 5.0.
이하에서는, 상기 H형강에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.Hereinafter, the role and content of each component included in the H-beam will be described.
탄소(C)carbon (C)
탄소(C)는 강의 강도를 높이는데 가장 효과적이며 중요한 원소이다. 오스테나이트에 고용되어 담금질 시 마르텐사이트 조직을 형성시킨다. 철, 크롬, 몰리브덴, 바나듐 등의 원소와 화합하여 탄화물을 형성, 강도와 경도를 향상시킨다. 반면에 과도하게 첨가될 경우에는 조대한 탄화물이 생성되어 충격인성을 저하시키기 때문에 본 발명에서는 0.16중량% 이하로 제한하였다.Carbon (C) is the most effective and important element in increasing the strength of steel. It is employed in austenite to form a martensitic structure when quenched. It combines with elements such as iron, chromium, molybdenum, and vanadium to form carbides to improve strength and hardness. On the other hand, when added excessively, coarse carbides are formed to reduce impact toughness, so in the present invention, the amount is limited to 0.16% by weight or less.
규소(Si)Silicon (Si)
규소(Si)는 선철과 탈산제에서 잔류된 것으로 SiO2와 같은 화합물을 형성하지 않는 한 페라이트 속에 고용되므로 강의 기계적 성질에 큰 영향을 미치지 않는다. 탄화물 형성을 억제하는 원소이며 특히 Fe3C 형성에 따른 재질 저하를 방지할 수 있으며, 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시킬 수 있다. 또한 강력한 탈산제로 쓰이며, 0.6중량%를 초과하여 첨가 시 인성이 저하되고 소성가공성을 해치기 때문에 첨가량에 한계가 있다. Silicon (Si), which remains from pig iron and deoxidizers, does not significantly affect the mechanical properties of steel because it is dissolved in ferrite unless a compound such as SiO 2 is formed. It is an element that suppresses the formation of carbides, and in particular, it can prevent material deterioration due to the formation of Fe 3 C, and it is well known as a ferrite stabilizing element, so it can increase the ferrite fraction during cooling to increase ductility. In addition, it is used as a strong deoxidizer, and when added in excess of 0.6% by weight, toughness deteriorates and plastic workability is impaired, so there is a limit to the amount added.
망간(Mn)Manganese (Mn)
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화를 하는 주요 원소이다. 또한 망간은 저온 변태상의 형성을 용이하게 하며 고용강화로 강도를 상승시키는 효과를 제공하는 원소이다. 망간 중 일부는 강 내에 고용되어 일부는 강중에 함유된 황과 결합하여 비금속개재물인 MnS를 형성하는데 이 MnS는 연성이 있어서 소성가공 시 가공방향으로 길게 연신된다. 그러나 MnS의 형성으로 강 내에 있는 황성분이 감소하면서 결정립이 취약해지고 저융점화합물인 FeS의 형성을 억제시킨다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용강화시킴으로써 항복강도를 향상시킨다. 급냉 시 경화 깊이를 증가시키지만 다량 함유 시에는 냉각 균열이나 변형을 유발시키므로 본 발명에서는 1.7중량% 이하로 제한하였다. Manganese (Mn) is a major element that stabilizes austenite. In addition, manganese is an element that facilitates the formation of a low-temperature transformation phase and provides an effect of increasing strength through solid solution strengthening. Some of manganese is dissolved in steel, and some is combined with sulfur contained in steel to form MnS, a non-metallic inclusion. This MnS is ductile and elongated in the processing direction during plastic working. However, as the sulfur component in the steel decreases due to the formation of MnS, crystal grains become brittle and suppress the formation of FeS, a low melting point compound. Although it inhibits the acid resistance and oxidation resistance of steel, it improves yield strength by making pearlite finer and strengthening ferrite by solid solution. It increases the hardening depth upon rapid cooling, but causes cooling cracks or deformation when a large amount is contained, so in the present invention, it is limited to 1.7% by weight or less.
인(P)Phosphorus (P)
인(P)은 강 중에 균일하게 분포되어 있으면 별 문제가 되지 않지만 보통 Fe3P와 같은 바람직하지 않은 화합물을 형성한다. Fe3P는 극히 취약하고 편석되어 있어서 풀림처리를 해도 균질화되지 않고 단조, 압연 등 가공 시 길게 늘어난다. 충격저항을 저하시키고 뜨임취성을 촉진하며 쾌삭강에서는 피삭성을 개선시키지만 일반적으로 강에 유해한 원소로 취급된다. 본 발명에서는 인의 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 취성이 유발되며 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서는 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 있다.Phosphorus (P) is not a problem if it is uniformly distributed in steel, but usually forms undesirable compounds such as Fe 3 P. Fe 3 P is extremely brittle and segregated, so it is not homogenized even after annealing and elongates during processing such as forging and rolling. Although it lowers impact resistance, promotes temper brittleness, and improves machinability in free-cutting steel, it is generally treated as an element harmful to steel. In the present invention, when the phosphorus content exceeds 0.03% by weight, the welded portion is embrittled, brittleness is induced, and a problem of lowering the impact resistance may occur.
황(S)Sulfur (S)
황(S)은 보통 망간, 아연, 티타늄, 몰리브덴 등과 결합하여 강의 피삭성을 개선시키며 망간과 결함하여 MnS개재물을 형성한다. 강 중에 망간의 양이 충분하지 못할 경우 철과 결합하여 FeS를 형성한다. 이 FeS는 매우 취약하고 용융점이 낮기 때문에 열간 및 냉간 가공 시에 균열을 일으킨다. 따라서 이러한 FeS개재물 형성을 피하기 위해 망간과 황의 비를 약 5 대 1로 설정할 수 있다. 본 발명에서 황의 함량이 0.025중량%를 초과할 경우 MnS 개재물 수가 증가하여 가공성이 열위되며, 연속주조 응고 중에 편석되어 고온 크랙이 발생하는 문제점이 발생할 수 있으므로, 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 있다.Sulfur (S) usually combines with manganese, zinc, titanium, molybdenum, etc. to improve the machinability of steel, and forms MnS inclusions when combined with manganese. If the amount of manganese in steel is not sufficient, it combines with iron to form FeS. Because this FeS is very brittle and has a low melting point, it cracks during hot and cold working. Therefore, in order to avoid the formation of such FeS inclusions, the ratio of manganese to sulfur may be set to about 5:1. In the present invention, when the sulfur content exceeds 0.025% by weight, the number of MnS inclusions increases, resulting in poor workability, and segregation during continuous casting solidification may cause high-temperature cracks. Therefore, it is necessary to control the content as low as possible.
구리(Cu)Copper (Cu)
구리(Cu)는 상온에서 페라이트에 0.35중량%까지 고용되며 고용강화효과를 나타내므로 강도 및 경도는 약간 개선되나 연신율을 저하시킨다. 구리를 함유한 강은 열간가공성이 문제가 되며 특히 0.55중량%를 초과하여 함유되었을 경우 적열취성의 원인이 된다. 이것은 고온 가열시 철보다 구리의 산화속도가 작으므로 강 표면에 편재하여 열간 가공 중에 강재 내부로 침투하기 때문이며 니켈이나 몰리브덴을 첨가시켜 이러한 현상을 개선시킬 수 있다. 또한 구리가 소량 함유되어 있어도 대기나 해수 중에서 내식성이 현저히 증가하며 인과 공존할 경우 내식성이 더욱 향상될 수 있다. Copper (Cu) is dissolved in ferrite up to 0.35% by weight at room temperature and exhibits a solid solution strengthening effect, so strength and hardness are slightly improved, but elongation is lowered. Steel containing copper has a problem in hot workability, and in particular, when it is contained in excess of 0.55% by weight, it causes red heat brittleness. This is because the oxidation rate of copper is lower than that of iron when heated at high temperature, so it is unevenly distributed on the steel surface and penetrates into the steel material during hot working. This phenomenon can be improved by adding nickel or molybdenum. In addition, even if a small amount of copper is contained, corrosion resistance is remarkably increased in air or seawater, and corrosion resistance can be further improved when coexisting with phosphorus.
몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)
몰리브덴(Mo)은 강 중에 고용하여 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, 몰리브덴의 함유량이 0.2중량%를 초과하면, Mo 탄화물(Mo2C)의 석출이나 경질상의 생성이 촉진되어, 용접 열 영향부의 인성이 열화하는 문제가 발생할 수 있다. Molybdenum (Mo) is an element that is dissolved in steel and contributes to the improvement of strength. However, when the content of molybdenum exceeds 0.2% by weight, precipitation of Mo carbide (Mo 2 C) and formation of hard phases are accelerated, which may cause a problem that the toughness of the heat-affected zone deteriorates.
알루미늄(Al)Aluminum (Al)
알루미늄(Al)은 규소(Si)와 비슷한 작용을 하며, 주로 고용 강화 및 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한, 알루미늄은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트 형성을 촉진하며 연신율을 향상시키며, 오스테나이트 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시킨다. 본 발명에서 알루미늄의 함량이 0.02중량% 미만인 경우 상술한 효과를 구현하지 못하며, 0.03중량%를 초과하는 경우 알루미늄 개재물이 증가하여 연주성을 저하시키며 빌렛 내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다. Aluminum (Al) acts similarly to silicon (Si), and mainly serves to suppress solid solution strengthening and carbide formation. In addition, aluminum, as an element mainly used as a deoxidizer, promotes ferrite formation, improves elongation, and stabilizes austenite by increasing carbon concentration in austenite. In the present invention, when the content of aluminum is less than 0.02% by weight, the above-mentioned effect cannot be realized, and when it exceeds 0.03% by weight, aluminum inclusions increase to deteriorate playability, and AlN is formed in the billet to cause hot-rolled cracks. there is.
티타늄(Ti)Titanium (Ti)
티타늄(Ti)은 페라이트의 생성핵이 되는 Ti 산화물을 형성하기 위하여 필요한 원소이다. 그러나, 본 발명에서 티타늄의 함량이 0.05중량%를 초과하면 조대한 TiN이나 TiC가 증가하여, 이들이 취성 파괴의 원인이 되는 문제점이 발생할 수 있다. Titanium (Ti) is an element required to form Ti oxide, which is a nucleus of ferrite. However, in the present invention, when the content of titanium exceeds 0.05% by weight, coarse TiN or TiC increases, which may cause brittle fracture.
니오븀(Nb)Niobium (Nb)
니오븀(Nb)은 탄소와 결합하여 NbC와 같은 석출물을 입내에 발생시켜 경도를 증가시키며 결정립 미세화 효과로 인한 강도 향상에 유리하다. 그러나, 본 발명에서 니오븀의 함량이 0.05중량%를 초과하면 석출강화 효과가 과다하여 강도가 크게 증가되므로 연성이 저하되는 문제점이 발생할 수 있다. Niobium (Nb) combines with carbon to generate precipitates such as NbC in grains to increase hardness and is advantageous in improving strength due to grain refinement effect. However, in the present invention, when the content of niobium exceeds 0.05% by weight, since the strength is greatly increased due to excessive precipitation hardening effect, a problem of deterioration in ductility may occur.
바나듐(V)Vanadium (V)
바나듐(V)은 재가열과 열간압연시 오스테나이트 입계의 이동을 방해하여 오스테나이트 결정립이 미세화되도록 하고, 상변태 시 오스테나이트 입계에서의 핵생성을 억제하여 경화능을 높이며, 오스테나이트로부터 상변태시 석출물을 형성하여 강도를 높인다. 그러나, 본 발명에서 바나듐의 함량이 0.12중량%를 초과하면 가공성을 저하시켜 압연 중 소재에 균열을 유발하는 문제점이 발생할 수 있다. Vanadium (V) interferes with the movement of austenite grain boundaries during reheating and hot rolling to make austenite grains finer, suppresses nucleation at austenite grain boundaries during phase transformation to increase hardenability, and removes precipitates during phase transformation from austenite. shape to increase strength. However, in the present invention, when the content of vanadium exceeds 0.12% by weight, workability may be deteriorated, causing cracks in the material during rolling.
질소(N)Nitrogen (N)
질소(N)는 강도를 상승시킬 수 있는 고용강화 원소이며, 일반적으로 대기로부터 혼입되는 원소이다. 그 함량은 제강 공정의 탈가스 공정으로 제어되어야 한다. 질소의 함량이 0.025중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 저온취성이 유발되며 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서 가능한 낮음 함량으로 제어할 필요성이 있다.Nitrogen (N) is a solid solution strengthening element capable of increasing strength, and is generally an element mixed from the atmosphere. Its content must be controlled in the degassing process of the steelmaking process. If the content of nitrogen exceeds 0.025% by weight, the welding part is embrittled, low temperature brittleness is induced, and impact resistance may be lowered. Therefore, it is necessary to control the nitrogen content as low as possible in the present invention.
바나듐(V)과 질소(N)Vanadium (V) and Nitrogen (N)
바나듐(V)과 질소(N)는 탄소와 결합하여 V(C, N ) 형태의 석출물로 형성된다. N 함량이 증가 할수록 석출물 분율 증대 및 크기가 감소하여 강도 향상에 큰 기여를 한다. 단, V 와 N의 성분함량비(바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비)가 3.6 ~5.0로 제조되어야 한다. Vanadium (V) and nitrogen (N) combine with carbon to form a precipitate in the form of V(C, N). As the N content increases, the precipitate fraction increases and the size decreases, contributing greatly to strength improvement. However, the component content ratio of V and N (ratio of the weight % value of vanadium and the weight % value of nitrogen) should be prepared at 3.6 to 5.0.
상기 V 와 N의 성분함량비(= [V] / [N])가 5 보다 큰 경우 N첨가량이 V/N 화학양론비에 부족하기 때문에 압연/냉각중 석출되는 V(C,N)에 의한 충분한 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없다. 상기 V 와 N의 성분함량비(= [V] / [N])가 3.6 보다 작은 경우에는 양론비 초과된 Free N 및 VN 석출물이 과도하게 형성되어 충격인성을 저해할 수 있다.When the component content ratio of V and N (= [V] / [N]) is greater than 5, since the amount of N added is insufficient for the V / N stoichiometric ratio, V (C, N) precipitated during rolling / cooling Sufficient crystal grain refinement effect cannot be obtained. When the component content ratio of V and N (= [V] / [N]) is less than 3.6, free N and VN precipitates exceeding the stoichiometric ratio are excessively formed, which may impair impact toughness.
상술한 조성을 가지는 고강도 H형강은 항복강도: 500MPa 이상, 인장강도: 630MPa 이상, 연신율: 33% 이상, 충격인성이 130J(@-20℃) 이상일 수 있다. The high-strength H-beam having the above composition may have yield strength: 500 MPa or more, tensile strength: 630 MPa or more, elongation: 33% or more, and impact toughness of 130 J (@-20 ° C) or more.
상술한 조성을 가지는 고강도 H형강에서 최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있으며, 상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트일 수 있다. 상기 고강도 H형강에서 상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재할 수 있다. In the high-strength H-section steel having the above-described composition, the final microstructure may include bainite, ferrite, and pearlite, and the phase fraction of the bainite may be 20 to 30%, and the balance may be ferrite and pearlite. In the high-strength H-beam, the bainite may be present in the surface portion of the H-beam, and the ferrite and pearlite may be present in the center of the H-beam.
이하에서는 상술한 조성과 미세 조직을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강의 제조방법을 설명한다. Hereinafter, a method for manufacturing a high-strength H-beam according to an embodiment of the present invention having the above-described composition and microstructure will be described.
H형강의 제조방법H-beam manufacturing method
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 H형강의 제조방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다. 1 is a flowchart schematically showing a method for manufacturing a high-strength H-beam according to an embodiment of the present invention.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 H형강의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비(= [V] / [N])는 3.6 ~ 5.0인 강재를 제공하는 단계(S100); (b) 상기 강재를 재가열하는 단계(S200); (c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계(S300); 및 (d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계(S400);를 포함한다. Referring to FIG. 1, the manufacturing method of H-shaped steel according to an embodiment of the present invention is (a) carbon (C): greater than 0 and less than 0.16% by weight, silicon (Si): greater than 0 and less than 0.6% by weight, manganese (Mn ): greater than 0 and 1.7% by weight or less, phosphorus (P): greater than 0 and 0.03% by weight or less, sulfur (S): greater than 0 and 0.025% by weight or less, copper (Cu): greater than 0 and 0.55% by weight or less, molybdenum (Mo): More than 0 and 0.2% by weight or less, aluminum (Al): more than 0.02% by weight and less than 0.03% by weight, titanium (Ti): more than 0 and less than 0.05% by weight, niobium (Nb): more than 0 and less than 0.05% by weight, vanadium (V): More than 0 and less than 0.12% by weight, Nitrogen (N): more than 0 and less than 0.025% by weight, and the rest consists of iron (Fe) and other unavoidable impurities, the ratio of the weight% value of vanadium to the weight% value of nitrogen (= [V] / [N]) is 3.6 to 5.0 to provide a steel (S100); (b) reheating the steel (S200); (c) hot-deforming the reheated steel material (S300); and (d) cooling the hot-deformed steel (S400).
상기 (a) 단계(S100)에서 상기 강재는, 예를 들어, 빌렛(billet)의 형태를 가질 수 있다. In step (a) (S100), the steel material may have, for example, a billet form.
상기 (b) 단계(S200)에서 재가열 온도는 1,050 ~ 1200℃일 수 있다. In step (b) (S200), the reheating temperature may be 1,050 to 1200 °C.
상기 (c) 단계(S300)에서 열간 변형 공정은 다양한 초기 압연 공정을 거치며 제어압연 공정을 통해 진행된다. 제어압연 조건은 재결정정지온도(RST)이하 에서 압연 패스율이 40% 이상 진행되어야 한다. 재결정정지온도(RST) 이하 압연 패스율이 40% 이상 진행될 경우 결정립도 미세화 효과로 인한 충격인성 향상 및 강도 증가 효과를 얻을 수 있다. In step (c) (S300), the hot deformation process goes through various initial rolling processes and proceeds through a controlled rolling process. Controlled rolling conditions require a rolling pass rate of 40% or more below the recrystallization stop temperature (RST). When the rolling pass rate below the recrystallization stop temperature (RST) progresses by 40% or more, the effect of improving impact toughness and increasing strength can be obtained due to the effect of refining the grain size.
압연 종료 온도(FRT)는 820 ~ 900℃ 범위에서 제어되어야 한다. 압연 종료 온도(FRT)가 900℃를 초과하면 고온에 의한 결정립 성장이 발생하여 충격 인성이 저하 되고, 압연 종료 온도(FRT)가 820℃ 미만에서 냉각이 시작되면 소재 표면에 조대한 초석 페라이트가 생성되어 강도 하락이 발생한다.The rolling end temperature (FRT) should be controlled in the range of 820 ~ 900 ℃. When the rolling end temperature (FRT) exceeds 900℃, grain growth occurs due to high temperature and impact toughness decreases. and a decrease in strength occurs.
상기 (d) 단계(S400)에서 냉각 공정은 제어 냉각을 통하여 마르텐사이트 생성온도(Ms)(약 410 ~ 420℃) 까지 냉각 후 복열에 의하여 표면 온도 600 ~ 650℃ 까지 확보한다. 650℃를 초과하면 냉각에 의한 결정립 미세화 효과가 떨어지며, 저온조직(마르텐사이트, 베이나이트) 생성 효과가 미미하여 요구하는 강도를 확보하기 어렵다. 600℃ 미만에서는 저온조직이 과도하게 형성되어 연신율 및 충격인성을 저하시킨다. 냉각 종료 후 공냉 시킨다. In the cooling process in step (d) (S400), after cooling to the martensite formation temperature (Ms) (about 410 to 420 ° C) through controlled cooling, a surface temperature of 600 to 650 ° C is secured by reheating. If the temperature exceeds 650 ° C, the effect of crystal grain refinement by cooling is reduced, and the low-temperature structure (martensite, bainite) generation effect is insignificant, so it is difficult to secure the required strength. At less than 600 ° C, low-temperature structures are excessively formed to reduce elongation and impact toughness. Air-cool after cooling is complete.
실험예Experimental example
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다. Hereinafter, preferred experimental examples are presented to aid understanding of the present invention. However, the following experimental examples are only for helping understanding of the present invention, and the present invention is not limited by the following experimental examples.
1. 시편의 조성1. Composition of the specimen
본 실험예에서는 표 1의 H형강 합금 원소 조성(단위: 중량%)을 가지는 시편을 제공한다. In this experimental example, specimens having the H-beam alloy element composition (unit: weight%) of Table 1 are provided.
표 1의 성분계는 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 H형강을 구성하는 조성으로서 탄소(C): 0 초과 0.16중량% 이하, 규소(Si): 0 초과 0.6중량% 이하, 망간(Mn): 0 초과 1.7중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.025중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.55중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.02중량% 이상 0.03중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.12중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.025중량% 이하 및 나머지 철(Fe)의 조성을 만족한다. The component system in Table 1 is a composition constituting the high-strength H-beam according to an embodiment of the present invention, carbon (C): greater than 0 and less than 0.16% by weight, silicon (Si): greater than 0 and less than 0.6% by weight, manganese (Mn): More than 0 and 1.7% by weight or less, phosphorus (P): more than 0 and less than 0.03% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.025% by weight, copper (Cu): more than 0 and less than 0.55% by weight, molybdenum (Mo): more than 0 0.2 wt% or less, aluminum (Al): 0.02 wt% or more and 0.03 wt% or less, titanium (Ti): more than 0 and 0.05 wt% or less, niobium (Nb): more than 0 and 0.05 wt% or less, vanadium (V): more than 0 0.12% by weight or less, nitrogen (N): more than 0 and 0.025% by weight or less, and the balance of iron (Fe) are satisfied.
그러나, 비교예1 내지 비교예3에서는 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비가 3.6 ~ 5.0의 범위를 만족하지 못한다. 예를 들어, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 비교예1에서 3.4이며, 비교예2에서 6.0이며, 비교예3에서 2.13이다. However, in Comparative Examples 1 to 3, the ratio of the weight % value of vanadium to the weight % value of nitrogen does not satisfy the range of 3.6 to 5.0. For example, the ratio of the weight % value of vanadium to the weight % value of nitrogen is 3.4 in Comparative Example 1, 6.0 in Comparative Example 2, and 2.13 in Comparative Example 3.
이에 반하여, 실시예1 내지 실시예2에서는 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비가 3.6 ~ 5.0의 범위를 만족한다. 예를 들어, 바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 실시예1에서 3.65이며, 실시예2에서 3.71이다. In contrast, in Examples 1 and 2, the ratio of the weight % value of vanadium to the weight % value of nitrogen satisfies the range of 3.6 to 5.0. For example, the ratio of the weight percent value of vanadium to the weight percent value of nitrogen is 3.65 in Example 1 and 3.71 in Example 2.
2. 공정조건 및 물성평가2. Process conditions and property evaluation
표 2는 표 1에 개시된 조성을 가지는 시편들에 대하여 적용한 다양한 공정 조건(압연-냉각 공정)을 나타낸 것이다. Table 2 shows various process conditions (rolling-cooling process) applied to the specimens having the compositions disclosed in Table 1.
압연 패스율(%)Below RST
Rolling pass rate (%)
(m/s)cooling feed rate
(m/s)
(m3/hr)coolant amount
(m 3 /hr)
온도
(℃)double row
temperature
(℃)
표 2를 참조하면, 비교예1 내지 비교예3과 실시예1 내지 실시예2는 재가열 온도: 1050 ~ 1200℃, 압연시작온도(℃): 1050℃, 재결정정지온도(RST) 이하 압연 패스율: 40% 이상, 압연 종료 온도(FRT): 820 ~ 900℃, 냉각 이송속도(m/s): 0.25m/s, 냉각수량: 1200 m3/hr, 복열온도: 600 ~ 650℃인 공정조건을 모두 만족함을 알 수 있다.Referring to Table 2, Comparative Examples 1 to 3 and Examples 1 to 2 have reheating temperature: 1050 to 1200 ° C, rolling start temperature ( ° C ): 1050 ° C, recrystallization stop temperature (RST) or less rolling pass rate : 40% or more, rolling end temperature (FRT): 820 ~ 900℃, cooling feed rate (m/s): 0.25m/s, cooling water amount: 1200 m 3 /hr, recuperation temperature: 600 ~ 650℃ It can be seen that all are satisfied.
표 3은 표 1 및 표 2에 개시된 조성을 가지는 시편들에 대하여 공정 조건을 적용한 결과 구현된 물성과 조직을 나타낸 것이다. Table 3 shows the physical properties and structures realized as a result of applying process conditions to the specimens having the compositions disclosed in Tables 1 and 2.
미세 조직center
microstructure
미세 조직surface area
microstructure
(MPa)YS
(MPa)
(MPa)TS
(MPa)
(%)EL
(%)
(J, @-20℃)impact toughness
(J, @-20℃)
표 3을 참조하면, 비교예1 내지 비교예3에서는 항복강도(YS)가 목표치인 500MPa에 미달함을 확인할 수 있다. Referring to Table 3, in Comparative Examples 1 to 3, it can be confirmed that the yield strength (YS) does not reach the target value of 500 MPa.
이에 반하여, 실시예 1 내지 실시예2에서는 항복강도(YS)가 510MPa을 상회하여 목표치인 500MPa 이상을 만족하며, 인장강도(TS)가 630MPa을 상회하여 목표치인 580MPa 이상을 만족하며, 연신율(EL)이 33%를 상회하여 목표치인 15% 이상을 만족하며, 충격인성이 130J(@-20℃)을 상회하여 목표치인 100J(@-20℃) 이상을 만족함을 확인할 수 있다. On the other hand, in Examples 1 to 2, the yield strength (YS) exceeds 510 MPa to satisfy the target value of 500 MPa or more, the tensile strength (TS) exceeds 630 MPa to satisfy the target value of 580 MPa or more, and the elongation rate (EL ) exceeds 33%, satisfying the target value of 15% or more, and it can be confirmed that the impact toughness exceeds 130J (@-20℃) and satisfies the target value of 100J (@-20℃) or more.
즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 H형강은, 예를 들어, 항복강도: 500 ~ 530MPa, 인장강도: 630 ~ 640MPa, 연신율: 33 ~ 35%, 충격인성: 130 ~ 140J(@-20℃)의 물성을 나타낼 수 있다. That is, the H-beam according to an embodiment of the present invention, for example, yield strength: 500 ~ 530MPa, tensile strength: 630 ~ 640MPa, elongation: 33 ~ 35%, impact toughness: 130 ~ 140J (@-20 ℃ ) can represent the physical properties of
또한, 실시예 1 내지 실시예2에서는 최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함하며, 상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재하며, 경화층인 상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트임을 확인할 수 있다. In addition, in Examples 1 to 2, the final microstructure includes bainite, ferrite and pearlite, the bainite is present on the surface of the H-beam, and the ferrite and pearlite are in the center of the H-beam It can be confirmed that the phase fraction of the bainite, which is a hardened layer, is 20 to 30%, and the balance is ferrite and pearlite.
본 발명은 기존 성분과 제조법에서 바나듐과 질소를 소정의 함량과 비율로 첨가하여 항복강도(YS) 500MPa 이상, 충격인성 100J(@-20℃) 이상을 갖는 고강도 H형강 및 그 제조방법을 개시하였다. The present invention discloses a high-strength H-beam with a yield strength (YS) of 500 MPa or more and an impact toughness of 100 J (@-20 ° C) or more by adding vanadium and nitrogen in a predetermined content and ratio in the existing components and manufacturing method, and a method for manufacturing the same .
기존 H형강은 C, Mn, V, Nb 성분을 기반으로 고강도를 확보하였으나, 항복강도(YS) 500MPa 이상의 강도를 확보하지 못하여 구조물들이 초고층 및 대형화됨에 따라 부재를 더 많이 사용하게 되는 단점이 있었다. Existing H-beams secured high strength based on C, Mn, V, and Nb components, but failed to secure a yield strength (YS) of 500 MPa or more, and as structures became taller and larger, more members were used. There was a disadvantage.
본 발명에서는 제어압연 및 QST(Quenching & Self-Tempering)를 통하여 고강도를 확보하였고, V 첨가와 상대적으로 저렴한 N을 첨가함으로써 결정립 미세화, 석출물 분율 증대, 석출물 크기 감소 효과로 인한 강도 향상 효과를 극대화 시켰다. 또한 석출물 과다 생성에 의한 충격인성이 저하 되는 부분을 제한하기 위하여 V:N비가 3.6 ~ 5 : 1 로 설계하였다. In the present invention, high strength was secured through controlled rolling and QST (Quenching & Self-Tempering), and by adding V and relatively inexpensive N, the strength improvement effect due to grain refinement, precipitate fraction increase, and precipitate size reduction effect was maximized. . In addition, the V:N ratio was designed to be 3.6 ~ 5:1 to limit the part where the impact toughness is lowered due to the excessive formation of precipitates.
본 발명을 통해 제조된 고강도 H형강을 초고층 및 대형화 건축 구조물에 적용 시 기존 형강 대비 적은 함금원소 함량을 함유하는 강재로 같은 강도를 확보할 수 있어 사용되는 강재량을 감소시켜 원가 절감을 할 수 있으며, 탄소당량의 저감으로 보다 좋은 용접성능을 확보할 수 있다. When the high-strength H-beam manufactured through the present invention is applied to high-rise and large-scale building structures, it is possible to secure the same strength as a steel material containing less alloying elements than conventional section steel, thereby reducing the amount of steel used and reducing costs. , better welding performance can be secured by reducing the carbon equivalent.
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.Although the above has been described based on the embodiments of the present invention, various changes or modifications may be made at the level of those skilled in the art. As long as these changes and modifications do not depart from the scope of the present invention, it can be said to belong to the present invention. Therefore, the scope of the present invention will be determined by the claims described below.
Claims (9)
바나듐의 중량% 값과 질소의 중량% 값의 비는 3.6 ~ 5.0인 것을 특징으로 하는,
고강도 H형강.Carbon (C): greater than 0 and 0.16% by weight or less, silicon (Si): greater than 0 and 0.6% by weight or less, manganese (Mn): greater than 0 and 1.7% by weight or less, phosphorus (P): greater than 0 and 0.03% by weight or less, sulfur ( S): greater than 0 and 0.025% by weight or less, copper (Cu): greater than 0 and 0.55% by weight or less, molybdenum (Mo): greater than 0 and 0.2% by weight or less, aluminum (Al): greater than 0.02% by weight and less than 0.03% by weight, titanium ( Ti): greater than 0 and 0.05% by weight or less, niobium (Nb): greater than 0 and 0.05% by weight or less, vanadium (V): greater than 0 and 0.12% by weight or less, nitrogen (N): greater than 0 and 0.025% by weight or less, and the remainder iron (Fe ) and other unavoidable impurities,
Characterized in that the ratio of the weight % value of vanadium to the weight % value of nitrogen is 3.6 to 5.0,
High-strength H-beam steel.
항복강도: 500MPa 이상, 인장강도: 630MPa 이상, 연신율: 33% 이상인 것을 특징으로 하는,
고강도 H형강.According to claim 1,
Yield strength: 500 MPa or more, tensile strength: 630 MPa or more, elongation: 33% or more,
High-strength H-beam steel.
충격인성이 130J(@-20℃) 이상인 것을 특징으로 하는,
고강도 H형강.According to claim 1,
Characterized in that the impact toughness is 130J (@-20 ℃) or more,
High-strength H-beam steel.
최종 미세 조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트를 포함하는,
고강도 H형강.According to claim 1,
The final microstructure includes bainite, ferrite and pearlite,
High-strength H-beam steel.
상기 베이나이트는 상기 H형강의 표면부에 존재하고, 상기 페라이트 및 상기 펄라이트는 상기 H형강의 중심부에 존재하는 것을 특징으로 하는,
고강도 H형강.According to claim 4,
The bainite is present on the surface of the H-beam, and the ferrite and pearlite are present in the center of the H-beam,
High-strength H-beam steel.
상기 베이나이트의 상분율은 20 ~ 30%이고, 잔부가 페라이트 및 펄라이트인 것을 특징으로 하는,
고강도 H형강.According to claim 4,
Characterized in that the phase fraction of the bainite is 20 to 30%, and the balance is ferrite and pearlite,
High-strength H-beam steel.
(b) 상기 강재를 재가열하는 단계;
(c) 재가열된 상기 강재를 열간 변형하는 단계; 및
(d) 열간 변형된 상기 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는,
고강도 H형강의 제조방법.(a) Carbon (C): greater than 0 and 0.16% by weight or less, silicon (Si): greater than 0 and 0.6% by weight or less, manganese (Mn): greater than 0 and 1.7% by weight or less, phosphorus (P): greater than 0 and 0.03% by weight or less , Sulfur (S): greater than 0 and 0.025% by weight or less, copper (Cu): greater than 0 and 0.55% by weight or less, molybdenum (Mo): greater than 0 and 0.2% by weight or less, aluminum (Al): greater than 0.02% by weight and 0.03% by weight or less , Titanium (Ti): greater than 0 and 0.05% by weight or less, niobium (Nb): greater than 0 and 0.05% by weight or less, vanadium (V): greater than 0 and 0.12% by weight or less, nitrogen (N): greater than 0 and 0.025% by weight or less, and the rest Providing a steel material composed of iron (Fe) and other unavoidable impurities and having a weight percent value of vanadium and a weight percent value of nitrogen of 3.6 to 5.0;
(b) reheating the steel;
(c) hot-deforming the reheated steel material; and
(d) cooling the hot-deformed steel; including,
Manufacturing method of high-strength H-beam.
상기 열간 변형하는 단계는 재결정정지온도(RST) 이하에서 압연 패스율이 40% 이상 진행되되 압연종료온도(FRT)가 820 ~ 900℃인 것을 특징으로 하는,
고강도 H형강의 제조방법.According to claim 7,
The hot deformation step is characterized in that the rolling pass rate is 40% or more below the recrystallization stop temperature (RST), but the rolling end temperature (FRT) is 820 ~ 900 ° C.
Manufacturing method of high-strength H-beam.
상기 냉각하는 단계는 마르텐사이트 생성온도(Ms)까지 냉각한 후 표면 온도 600 ~ 650℃까지 복열하는 단계를 포함하는,
고강도 H형강의 제조방법.
According to claim 7,
The cooling step includes cooling to the martensite formation temperature (Ms) and then recovering to a surface temperature of 600 to 650 ° C.
Manufacturing method of high-strength H-beam.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR1020210098732A KR102559764B1 (en) | 2021-07-27 | 2021-07-27 | High-strength h section steel and method of manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR1020210098732A KR102559764B1 (en) | 2021-07-27 | 2021-07-27 | High-strength h section steel and method of manufacturing the same |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
KR20230017025A true KR20230017025A (en) | 2023-02-03 |
KR102559764B1 KR102559764B1 (en) | 2023-07-27 |
Family
ID=85225903
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
KR1020210098732A KR102559764B1 (en) | 2021-07-27 | 2021-07-27 | High-strength h section steel and method of manufacturing the same |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
KR (1) | KR102559764B1 (en) |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20160132929A (en) * | 2014-04-15 | 2016-11-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Steel h-beam and method for manufacturing same |
KR20160150188A (en) * | 2015-06-18 | 2016-12-29 | 현대제철 주식회사 | Shape steel and manufacturing method thereof |
-
2021
- 2021-07-27 KR KR1020210098732A patent/KR102559764B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20160132929A (en) * | 2014-04-15 | 2016-11-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Steel h-beam and method for manufacturing same |
KR20160150188A (en) * | 2015-06-18 | 2016-12-29 | 현대제철 주식회사 | Shape steel and manufacturing method thereof |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
KR102559764B1 (en) | 2023-07-27 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN111763881B (en) | High-strength low-carbon bainite refractory steel and preparation method thereof | |
US8702880B2 (en) | High strength and low yield ratio steel for structure having excellent low temperature toughness | |
KR101828713B1 (en) | Steel reinforcement and method of manufacturing the same | |
KR101778406B1 (en) | Thick Plate for Linepipes Having High Strength and Excellent Excessive Low Temperature Toughness And Method For Manufacturing The Same | |
KR102166592B1 (en) | Steel reinforcement and method of manufacturing the same | |
KR101070132B1 (en) | Steel with Excellent Low-Temperature Toughness for Construction and Manufacturing Method Thereof | |
KR101546154B1 (en) | Oil tubular country goods and method of manufacturing the same | |
KR102289520B1 (en) | Steel reinforcement and method of manufacturing the same | |
KR101770073B1 (en) | Method of manufacturing high strength steel deforemed bar | |
KR102250322B1 (en) | Steel reinforcement and method of manufacturing the same | |
KR102089167B1 (en) | Shape steel and method of manufacturing the same | |
KR20200025263A (en) | High strength steel reinforcement and method of manufacturing the same | |
KR102559764B1 (en) | High-strength h section steel and method of manufacturing the same | |
JP7262617B2 (en) | Reinforcing bar and its manufacturing method | |
KR101129999B1 (en) | High-strength corrosion resistance steel, and method for producing the same | |
KR102100059B1 (en) | Steel reinforcement and method of manufacturing the same | |
JP7254211B2 (en) | Ultra-high-strength reinforcing bars and method for manufacturing the same | |
KR102607616B1 (en) | Rod steel and method of manufacturing the same | |
KR102409897B1 (en) | Pressure vessel steel plate having excellent low-temperature impact toughness and method for manufacturing thereof | |
KR102110686B1 (en) | Shape steel and method of manufacturing the same | |
KR102100050B1 (en) | Steel plate and method of manufacturing the same | |
KR20230078898A (en) | H-shaped steel and method of manufacturing the same | |
KR20240059855A (en) | Ultra High Strength Rebar and Manufacturing Method Thereof | |
KR20230045418A (en) | Hot-rolled steel sheet, steel pipe for oil-well and method of manufacturing the same | |
KR20140131712A (en) | Ultrahigh strength hot rolled steel sheet having excellent impact resistant property and mehtod for production thereof |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
E701 | Decision to grant or registration of patent right |