KR101543897B1 - Hot rodled steel sheet having no strength reduction after pipe forming and method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
본 발명은 파이프 조관 후에도 강도의 하락이 크지 않아, 강판 제조시, 불필요한 합금성분이나 공정의 제어와 같은 추가적인 노력을 기울이지 않아도 되는 열연강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a method for manufacturing the steel sheet, which do not require any additional efforts such as control of an unnecessary alloy component or a process at the time of steel sheet production since the strength is not lowered even after piping.
Description
본 파이프 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 파이프를 제조하는 조관 공정 후에도 강도 하락이 없는 열연강판에 관한 것이다.
And more particularly to a hot-rolled steel sheet having no strength drop even after a pipe making process for manufacturing pipes.
최근 중국, 인도 등 신흥 개발국에서 에너지 수요가 급증하고 있다. 이러한 에너지 수요 증가에 따라 라인파이프용 강재의 수요 또한 증가할 것으로 예상된다. 통상적으로 라인파이프는 판재(또는 코일)를 스파이럴(spiral), 전기저항용접(ERW), JCO 등의 다양한 조관방법을 통해 성형 및 용접 함으로써 제조된다. 이러한 라인 파이프용 강재는 판재 형태(또는 코일 형태)에서 요구되는 물성과 파이프로 조관된 후 파이프에서 요구되는 물성에 차이가 발생한다.
Recently, demand for energy has increased rapidly in emerging economies such as China and India. Demand for steel pipes for line pipes is also expected to increase due to the increase in energy demand. Typically, the line pipe is manufactured by molding and welding a sheet material (or coil) through various forming methods such as spiral, electric resistance welding (ERW), and JCO. Such a steel for a line pipe has a difference in physical properties required in a plate form (or a coil form) and physical properties required in a pipe formed by a pipe.
이는 판재(또는 코일)을 파이프로 조관하게 되면, 바우싱거 효과에 의해 강도가 떨어질 것을 예상하여, 판재(또는 코일) 상태에서는 더 높은 강도를 요구하며, 다른 물성 역시 동일한 이유로 더 높은 수준을 요구하고 있기 때문이다. 조관과정에서 인장-압축-인장의 응력(strain) 이력을 받아 바우싱거 효과가 발생하며, 전위밀도가 높아짐으로 인해 인장시험시 불연속항복거동이 연속항복거동으로 변함으로써, 항복강도가 하락하게 된다.
This requires a higher strength in the plate (or coil) state, anticipating that the strength of the plate (or coil) will be lowered by the Bauschinger effect when piped, and other properties require a higher level for the same reason It is because. In the tube making process, the stress history of tension - compression - tensile is applied and the bushing effect occurs. As the dislocation density increases, the discontinuous yielding behavior changes to the continuous yielding behavior in tensile test.
관련된 선행기술로는 특허문헌 1이 있다. 상기 특허문헌 1에서는 바우싱거 효과에 의한 항복강도 하락의 문제를 해결하기 위한 기술이 개시되어 있으나, 베이나이트 조직을 면적분율로 60% 이상 확보하는 방법을 적용하고 있으나, 이는 합급성분의 과도한 첨가 및 공정상의 제약이 불가피하다.
Related art is a related art 1. Although Patent Document 1 discloses a technique for solving the problem of reduction in yield strength due to the Bauschinger effect, a method of securing at least 60% of the bainite structure in an area fraction is applied. However, A process restriction is inevitable.
특히, t/OD(t: 두께, OD: 파이프 외경)이 3% 이하 정도로 작은 경우에 상기 강도하락이 더 심한테, 이때 파이프 요구수준의 강도를 만족하기 위해서는 판재(또는 코일)상태에서 매우 높은 강도가 필요하다.
Particularly, when the t / OD (t: thickness, OD: pipe outer diameter) is as small as 3% or less, the strength drop is more severe. In order to satisfy the strength of the pipe demand level, Strength is needed.
이 때문에, 파이프 요구 강도에 맞춰, 판재(또는 코일)에 보다 높은 강도를 확보하기 위해, 다량의 합금성분을 포함하거나, 추가적인 공정을 부가하는 등 추가적인 노력이 요구되고 있다.
Therefore, in order to secure a higher strength to the plate material (or coil) in accordance with the pipe demand strength, further efforts are required, such as containing a large amount of alloy components or adding additional processes.
본 발명의 일측면은 파이프 조관 후에도 강도의 하락이 크지 않아, 강판 제조시, 불필요한 합금성분이나 공정의 제어와 같은 추가적인 노력을 기울이지 않아도 되는 열연강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
One aspect of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet and a method of manufacturing the steel sheet, which do not require a further effort such as control of an unnecessary alloy component or a process at the time of steel sheet production,
본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.002%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.05~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, An embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, 0.02 to 0.05% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 0.5 to 1.4% of Mn, 0.015% or less of P (excluding 0) , Ti: 0.005 to 0.02%, Cr: 0.01 to 0.3%, Mo: 0.05 to 0.3%, the balance being Fe and unavoidable impurities,
미세조직은 페라이트 기지조직이며, The microstructure is a ferrite base structure,
상기 기지조직의 유효 결정립의 평균 입경은 10㎛ 이하인 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판을 제공한다.
And the average grain size of the effective crystal grains of the base structure is not more than 10 占 퐉.
본 발명의 또다른 일태양은 상기 조성을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;Another aspect of the present invention provides a method of making a steel slab, comprising: preparing a steel slab comprising the composition;
상기 강 슬라브를 1150~1350℃의 온도범위로 재가열하는 단계;Reheating the steel slab to a temperature range of 1150 to 1350 ° C;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 마무리 열간압연은 Ar3~미재결정온도의 온도범위에서 행하는 열간압연 단계; 및Hot rolling the reheated steel slab and performing hot rolling in a temperature range of Ar3 to a non-recrystallization temperature; And
상기 열간압연 후 냉각 및 권취하는 단계를 포함하는 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판의 제조방법을 제공한다.
And cooling and winding the hot rolled steel sheet after the hot rolling.
본 발명에 의하면, 열연강판의 조성과 미세조직을 제어하여, 파이프와 판재의 강도 차가 20MPa 이하가 되는 열연강판을 제공할 수 있다. 이를 통해, 파이프 제조시에 강도 불량율을 낮춰 제품의 신뢰성을 확보할 수 있으며, 불필요한 합금성분이나 공정 제어의 추가적인 노력을 기울이지 않아도 되는 장점이 있다.
According to the present invention, it is possible to provide a hot-rolled steel sheet in which the difference in strength between the pipe and the sheet material is 20 MPa or less by controlling the composition and microstructure of the hot-rolled steel sheet. This makes it possible to secure the reliability of the product by lowering the defective strength ratio at the time of pipe manufacturing, and there is an advantage that unnecessary alloying components and process control need not be further exerted.
도 1은 실시예 발명강 1의 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 2(a)는 실시예 비교강 1의 미세조직을, (b)는 비교강 2의 미세조직을, (c)는 비교강 3의 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 유사한 t/OD 수준에서 실시예 발명강 1이 비교강 1, 2 및 3 대비 강도하락이 없음을 보여주는 사진이다. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Fig. 1 is a photograph showing the microstructure of the inventive steel 1;
2 (a) is a photograph showing the microstructure of the comparative steel 1, (b) is a microstructure of the comparative steel 2, and (c) is a photograph showing the microstructure of the comparative steel 3.
FIG. 3 is a photograph showing that the inventive steel 1 at the similar t / OD level does not show a decrease in strength compared to the comparative steels 1, 2 and 3.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다. 먼저 본 발명의 열연강판에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 열연강판의 조성은 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.002%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, Mo: 0.05~0.3%을 포함한다.
Hereinafter, the present invention will be described in detail. First, the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described in detail. The composition of the hot-rolled steel sheet according to the present invention is 0.02 to 0.05% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 0.5 to 1.4% of Mn, 0.015% or less of P (excluding 0) TiO: 0.005 to 0.02%, Cr: 0.01 to 0.3%, and Mo: 0.05 to 0.3%.
탄소(C): 0.02~0.05중량%(이하, %)Carbon (C): 0.02 to 0.05% by weight (hereinafter referred to as%)
C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이다. 다만, 상기 C가 0.02% 미만으로 첨가되는 경우에는 Nb, V 또는 Ti와 결합하여 강을 강화시키는 효과가 매우 적고, 0.05%를 초과하는 경우에는 조관 후 강도하락을 조장하는 조대한 펄라이트가 증대되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.02~0.05%인 것이 바람직하다.
C is the most economical and effective alloying element to strengthen the steel. However, when C is added in an amount of less than 0.02%, the effect of strengthening the steel by binding with Nb, V, or Ti is very small. When C is more than 0.05%, coarse pearlite is strengthened there is a problem. Therefore, the content of C is preferably 0.02 to 0.05%.
실리콘(Si): 0.05~0.3%Silicon (Si): 0.05 to 0.3%
상기 Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 상기 효과를 위해서는 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.3%를 초과하는 경우에는 용접성 및 취성을 저하시키므로, 상기 Si는 0.05~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Said Si is an effective component for deoxidation and solid solution strengthening and is preferably added in an amount of 0.05% or more for the above effect. However, when it exceeds 0.3%, the weldability and the brittleness are lowered. Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.05 to 0.3%.
망간(Mn): 0.5~1.4%Manganese (Mn): 0.5 to 1.4%
상기 Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이나, 0.5% 미만으로 첨가되는 경우에는 강도와 인성을 확보하기 어렵고, 1.4%를 초과하는 경우에는 연주시 중심편석을 조장하여 충격인성 등의 물성을 저하시키고 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.5~1.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
When Mn is added in an amount of less than 0.5%, it is difficult to secure strength and toughness. When the content of Mn exceeds 1.4%, center segregation is promoted at the performance to deteriorate physical properties such as impact toughness And the weldability can be lowered. Therefore, the Mn is preferably in the range of 0.5 to 1.4%.
인(P): 0.015%이하(0은 제외)Phosphorus (P): 0.015% or less (excluding 0)
상기 P의 함량이 0.015%를 초과하게 되는 경우에는 연주시 Mn과 함께 중심편석을 조장하여 충격인성 및 용접성도 저하시키므로, 상기 P의 함량을 0.015%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
When the content of P exceeds 0.015%, center segregation is promoted along with Mn at the time of performance to deteriorate impact toughness and weldability. Therefore, it is preferable to control the P content to 0.015% or less.
S: 0.002%이하(0은 제외)S: 0.002% or less (excluding 0)
상기 S는 강중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, 0.002%를 초과하는 경우 후크크랙 같은 조관 후 결함을 야기하거나 용접성을 감소시킨다. 따라서, 상기 S의 함량을 0.002%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
The S reacts with Mn in the steel to form MnS, thereby significantly decreasing the brittleness. When it exceeds 0.002%, it causes defects such as hook cracks and reduces weldability. Therefore, it is preferable to control the content of S to 0.002% or less.
Al: 0.02~0.05%Al: 0.02 to 0.05%
상기 Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분으로서, 0.02% 미만으로 첨가되는 경우에는 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05%를 초과하는 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 용접성을 저하시키므로, 상기 Al의 함량을 0.02~0.05%의 범위가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
If Al is added at a content of less than 0.02%, it is difficult to obtain a deoxidation effect. If the Al content exceeds 0.05%, the aluminum content is increased to decrease the weldability. To < RTI ID = 0.0 > 0.05%. ≪ / RTI >
Nb: 0.02~0.07%Nb: 0.02 to 0.07%
상기 Nb는 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.02% 이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 각각 0.07% 초과시 석출강화에 의한 강도증가가 크지 않으므로, 그 함량을 각각 0.07% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Nb은 0.02~0.06%로 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Since Nb is a component showing a precipitation strengthening effect by the addition of a small amount, it is necessary to include 0.02% or more for the above effect. In the carbon range of the present invention, when Nb is 0.07% or more, the increase in strength due to precipitation strengthening is not large. It is preferable to control the content to 0.07% or less. Therefore, the Nb is preferably in the range of 0.02 to 0.06%.
Ti: 0.005~0.02%Ti: 0.005 to 0.02%
상기 Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하며 또한 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소범위에서 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 Ti의 함량이 0.005% 이상일 필요가 있다. 한편, Ti의 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화상태에 이르게 되므로, 상기 Ti의 함량을 0.005~0.02%로 하는 것이 바람직하다.
The Ti is precipitated as TiN in the steel and inhibits the growth of austenite grains during reheating, thereby obtaining a high strength and excellent impact toughness, and also a function of strengthening the steel by precipitation with TiC or the like. However, in order to obtain the above effect in the carbon range of the present invention, the Ti content needs to be 0.005% or more. On the other hand, when the content of Ti exceeds 0.02%, the effect becomes saturated, and therefore the content of Ti is preferably 0.005 to 0.02%.
Cr: 0.01~0.3%Cr: 0.01 to 0.3%
상기 Cr은 강도증가 및 내식성 확보를 위해 첨가된다. 다만, 상기 Cr은 0.01% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.3%를 초과할 경우에는 국부부식 발생 위험이 증대되므로, 그 함량을 0.1~0.3%로 하는 것이 바람직하다.
The Cr is added to increase strength and ensure corrosion resistance. However, when the Cr content is less than 0.01%, the above effect is small. When the Cr content is more than 0.3%, the risk of local corrosion increases. Therefore, the content of Cr is preferably 0.1 to 0.3%.
Mo: 0.05~0.3%Mo: 0.05 to 0.3%
상기 Mo는 강도증가 및 미세한 침상형 페라이트 형성을 위해 첨가된다. 다만, 상기 Mo는 0.05% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.3%를 초과할 경우 이차상을 대량 생성함으로 조관 후 강도를 급격히 증가시킬 수 있다.
The Mo is added to increase the strength and to form fine acicular ferrite. However, when the Mo content is less than 0.05%, the effect is small, and when the Mo content exceeds 0.3%, a large amount of secondary phase is produced, which can rapidly increase the strength after the corrugation.
본 발명의 열연강판은 상기 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 본 발명의 기술 사상을 벗어나지 않는 범위에 다른 합금원소의 첨가를 배제하지는 않는다.
The hot-rolled steel sheet of the present invention contains Fe and unavoidable impurities in addition to the above-mentioned composition. Further, the addition of other alloying elements is not excluded within the scope of the invention.
본 발명의 열연강판은 미세조직은 페라이트를 기지조직으로 하며, 이때 기지조직의 유효 결정립 평균 입경(크기)는 10㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이때 상기 페라이트는 침상형 페라이트인 것이 바람직하다.In the hot-rolled steel sheet of the present invention, the fine structure is ferrite as a base structure, and the average grain size (size) of the effective grain size of the base structure is preferably 10 탆 or less. The ferrite is preferably acicular ferrite.
통상, 결정립은 주요결정립과 전위 등에 의한 부결정립(sub-grain)이 존재하며, 결정립간 방위각이 15도 이상 차이나는 경우를 구분하여 유효 결정립이라 칭한다. 즉, 방위각 15도 이하의 부결정립을 제외한 결정립을 유효 결정립이라 한다.
Generally, the crystal grains are referred to as effective grains by dividing a case where sub-grains are present due to major grains and dislocations, and the azimuth angle between grains is different by 15 degrees or more. That is, the crystal grains other than the crystal grains having an azimuth angle of 15 degrees or less are referred to as effective grains.
또한, 본 발명은 제2상으로 경질의 펄라이트가 면적분율로 2% 이하 포함되고, 이때 상기 펄라이트의 평균 입경은 5㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Further, in the present invention, hard phase pearlite is contained in an amount of 2% or less in the second phase, and it is more preferable that the average particle size of the pearlite is 5 탆 or less.
미세조직의 제어는 매우 중요하며, 상기 미세조직과 같이 제어되지 않는 경우, 인장시험시 불연속 항복거동을 보이며, 조관 후에는 연속 항복거동을 보이므로, 강도를 떨어뜨린다는 문제가 있으므려, 조관 후에도 강도 하락을 개선하기 위해서는 상기와 같이 미세조직을 제어하는 것이 바람직하다.
Control of the microstructure is very important, and when it is not controlled like the above microstructure, it shows a discontinuous yielding behavior in the tensile test, and since the continuous yielding behavior is shown after the trenching, there is a problem that the strength is lowered. In order to improve the strength drop, it is desirable to control the microstructure as described above.
특히, 펄라이트가 5㎛를 초과하거나, 상기 기지조직의 페라이트가 침상형 페라이트가 아닌 폴리고날 페라이트 조직으로 될 경우에는 조관 후 항복강도가 떨어질 수 있다. 따라서, 본 발명에서 기지조직인 페라이트의 유효 결정립 입경은 10㎛ 이하인 것이 바람직하며, 페라이트는 침상형 페라이트이고, 5㎛ 이하의 펄라이트가 2% 이하로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
Particularly, when the pearlite is more than 5 占 퐉 or the ferrite of the matrix is a polygonal ferrite structure instead of the needle-shaped ferrite, the yield strength after the torsion can be lowered. Therefore, in the present invention, the effective grain size of the ferrite as the matrix is preferably 10 m or less, more preferably the ferrite is acicular ferrite and the pearlite of 5 m or less is 2% or less.
본 발명의 열연강판은 400~600MPa 항복강도를 가질 수 있으며, 조관 후 파이프의 강재 두께(t)를 파이프 외경(OD)로 나눈 값인 t/OD이 3% 이하에서 열연강판과 파이프의 항복강도차가 20MPa 이하로, 조관 후에도 강도 하락이 거의 없는 효과가 있다.
The hot-rolled steel sheet of the present invention can have a yield strength of 400 to 600 MPa and the difference in yield strength between the hot-rolled steel sheet and the pipe at a t / OD of 3% or less, which is a value obtained by dividing the thickness (t) 20 MPa or less, and there is almost no reduction in the strength even after the tumbling.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.Hereinafter, the production method of the present invention will be described in detail.
본 발명의 열연강판은 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취하여 제조된다.
The hot-rolled steel sheet of the present invention is produced by reheating, hot-rolling, cooling and winding a steel slab satisfying the above composition.
상기 재가열은 1150~1350℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다. 재가열 온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃ 이상에서 고용이 가능하며, 1350℃를 초과하여 가열하는 경우에는 강판의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하되므로 상기 재가열 온도범위는 1150~1350℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
The reheating is preferably performed at a temperature in the range of 1150 to 1350 캜. The reheating temperature is determined by the solid-solution temperature of the Nb-based precipitate. In the component range of the present invention, the solid solution can be solidified at a temperature of 1150 ° C or higher. When heated above 1350 ° C, The temperature range is preferably in the range of 1150 to 1350 ° C.
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연한다. 이때 마무리 열간압연 온도는 Ar3~미재결정 온도 미만의 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 미재결정 온도 이상에서 압연할 경우 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 수 있는 가능성이 커서 조관 후 강도하락을 증대시킬 수 있으며, Ar3 미만의 온도범위에서 마무리 열간압연이 행해질 경우에는 이상역 압연으로 페라이트 베이나이트 이상 조직이 발생하고 발달되어, 침상형 페라이트 같은 균일한 미세조직을 얻기 어렵다.
The reheated steel slab is hot-rolled. At this time, the finish hot rolling temperature is preferably in the range of Ar3 to less than the recrystallization temperature. When rolling at a temperature not lower than the recrystallization temperature, unevenness and coarse grain growth are likely to occur, which may increase the strength drop after the cold rolling. If the hot rolling is performed in a temperature range lower than Ar3, It is difficult to obtain a uniform microstructure such as acicular ferrite.
한편, 미재결정온도 미만에서의 압하량은 열연강판 미세조직의 결정입도 및 균일성에 매우 큰 영향을 끼치고, 상기 결정입도 및 균일성은 조관후 강도하락 방지에 효과가 있다. 따라서, 결정립도와 균일성의 제어를 위하여 압연시 압하율이 70% 이상이 되도록 하는 것이 바람직한데, 압하율이 70% 미만인 경우에는 결정입도의 균질성이 저하될 수 있으므로 상기 압하율은 70%~ 해당 두께의 최대 압하율의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
On the other hand, the amount of reduction at a temperature lower than the non-recrystallization temperature greatly affects the grain size and uniformity of the hot-rolled steel sheet microstructure, and the grain size and uniformity are effective in preventing the strength drop after casting. Therefore, in order to control the grain size and uniformity, it is desirable that the rolling reduction is 70% or more at the time of rolling. If the reduction rate is less than 70%, the homogeneity of the crystal grain size may be lowered. It is desirable to have a range of the maximum reduction ratio of the maximum value.
상기 열간압연을 행한 후 냉각하고, 권취를 행한다. After the hot rolling, the steel sheet is cooled and wound.
상기 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각이 Ar3 미만의 온도에서 개시되는 경우에는 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으며, 인장시험시 불연속 항복거동을 조장하여 조관 후 강도를 떨어뜨릴 수 있다. 따라서 Ar3 온도 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각시 속도는 10℃/sec 이상이 되는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 조관 후 항복강도를 떨어뜨리는 조대한 펄라이트 조직이 용이하게 형성될 수 있다.
It is preferable that the cooling is started at an Ar3 temperature or higher. If the cooling is started at a temperature lower than Ar3, coarse ferrite may be formed before cooling to lower the toughness, and the tensile test may induce a discontinuous yielding behavior to lower the strength after the cold rolling. Therefore, it is preferable to start cooling at the Ar3 temperature or higher. On the other hand, the cooling rate is preferably 10 ° C / sec or more. If the cooling rate is less than 10 ° C / sec, a coarse pearlite structure that lowers the yield strength after toughening can be easily formed.
이후, 상기 냉각은 450~600℃에서 종료되고, 이 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도 범위가 600℃를 초과하는 경우에는 변태가 불안정하여 조대한 펄라이트 조직이 형성될 수 있으며, 이로 인해 조관 후 항복강도가 저하될 수 있다. 450℃ 미만인 경우에는 강판의 강성이 커 정상권취가 매우 어렵다. 따라서, 상기 권취는 450~600℃의 온도범위에서 행하여지는 것이 바람직하다.
Thereafter, the cooling is terminated at 450 to 600 ° C, and it is preferable that the cooling is carried out at this temperature. If the coiling temperature range exceeds 600 ° C, the transformation is unstable and a coarse pearlite structure may be formed, which may result in a decrease in yield strength after casting. When the temperature is less than 450 DEG C, the steel sheet has a high rigidity, so that normal winding is very difficult. Therefore, it is preferable that the winding is performed in a temperature range of 450 to 600 ° C.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것이며, 본 발명을 한정하기 위한 것은 아니다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail. The following examples are for the understanding of the present invention and are not intended to limit the present invention.
(실시예)(Example)
하기 표 1의 조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물)을 갖는 슬라브를 준비한 후, 하기 표 2의 제조조건으로 재가열, 열간압연, 권취 등을 행하여, 두께 16~19㎜의 열연강판을 제조하였다.
A slab having the composition shown in Table 1 (weight%, the balance being Fe and unavoidable impurities) was prepared, and then subjected to reheating, hot rolling, winding, and the like under the production conditions shown in Table 2 below to manufacture a hot rolled steel sheet having a thickness of 16 to 19 mm Respectively.
이와 같이 제조된 강판에 대하여 미세조직 펄라이트 크기, 기지조직의 유효 결정립 크기, 열연강판의 항복강도, t/OD(t: 두께, OD: 파이프 외경)에 따른 파이프 항복강도 결과를 측정하여 표 3에 나타내었다. 이때, 펄라이트 크기는 광학현미경을 사용하여 배율 500배에서 측정하였으며, 유효결정립 크기는 EBSD(Electron Back Scattered Diffraction)을 활용하여 측정하였다. 또한, 강도시험은 인장시험기를 사용하여 상온에서 항복강도를 측정하였다.
The pipe yield strength results according to the microstructure pearlite size, the effective grain size of the matrix, the yield strength of the hot-rolled steel sheet, t / OD (t: thickness, OD: pipe outer diameter) Respectively. At this time, the pearlite size was measured at 500 times magnification using an optical microscope, and the effective grain size was measured using Electron Back Scattered Diffraction (EBSD). In addition, the strength test was conducted by using a tensile tester to measure the yield strength at room temperature.
(MPa)Yield strength
(MPa)
상기와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예는 조관 후 파이프와 조관 전 강판의 강도차가 20MPa 이하에 해당됩니다. 이에 비해, 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 1 및 2의 경우에는 초기 강판의 강도는 높으나, 조관 후 파이프의 강도 하락이 급격히 일어나는 것을 확인할 수 있었다.
As described above, according to the inventive example satisfying the conditions of the present invention, the difference in strength between the pipe after the pipe making and the steel pipe is 20 MPa or less. On the other hand, in the case of Comparative Examples 1 and 2 which were outside the scope of the present invention, it was confirmed that the strength of the initial steel sheet was high, but the strength of the steel pipe after the steel pipe was drastically decreased.
한편, 도 1은 상기 발명강 1의 미세조직을 관찰한 사진으로서, 발명강 1에서는 미세한 유효 결정립이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있었다, 도 2의 (a), (b) 및 (c)는 상기 비교강 1 내지 3의 미세조직을 관찰한 사진으로서, 유효 결정립의 크기가 본 발명에서 제안하는 범위인 10㎛를 초과하거나, 펄라이트 면적분율이 2%이상인 것을 알 수 있다.
On the other hand, FIG. 1 is a photograph of the microstructure of the inventive steel 1, and it can be confirmed that fine effective grains are formed in inventive steel 1. FIGS. 2 (a), 2 (b) and 2 The microstructure of the comparative steels 1 to 3 is observed. It can be seen that the effective grain size exceeds 10 μm, which is the range suggested by the present invention, or the pearlite area fraction is 2% or more.
한편, 도 3은 본 발명의 발명강 1과 비교강 1 내지 3이 유사한 t/OD에서 항복강도차(△YS)를 측정한 것으로서, 본 발명의 발명강 1에서는 강도하락이 거의 없음을 알 수 있다.FIG. 3 shows that the inventive steel 1 and the comparative steels 1 to 3 have measured the yield strength difference (? YS) at a similar t / OD. In the invention steel 1 of the present invention, have.
Claims (9)
미세조직은 페라이트 기지조직이며,
상기 기지조직의 유효 결정립의 평균 입경은 10㎛ 이하이고,
조관하여 제조된 파이프에서, 두께(t)를 파이프 외경(OD)으로 나눈값인 t/OD가 3% 이하에서 열연강판과 파이프의 강도차가 20MPa 이하인 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판.
(Excluding 0), S: not more than 0.002% (excluding 0), Al: 0.02% or less, C: 0.02 to 0.05%, Si: 0.05 to 0.3% 0.005 to 0.02% of Cr, 0.01 to 0.3% of Cr, 0.05 to 0.3% of Mo, the balance being Fe and unavoidable impurities,
The microstructure is a ferrite base structure,
Wherein the average grain size of the effective crystal grains of the matrix is 10 mu m or less,
A hot-rolled steel sheet having a strength difference of not more than 20 MPa between the hot-rolled steel sheet and the pipe at a t / OD of 3% or less obtained by dividing the thickness (t) by the pipe outer diameter (OD)
상기 미세조직은 면적분율로 2% 이하의 펄라이트를 포함하고, 상기 펄라이트의 평균 입경은 5㎛ 이하인 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판.
The method according to claim 1,
Wherein the microstructure includes not more than 2% of pearlite in an area fraction, and the average particle size of the pearlite is not more than 5 占 퐉.
상기 페라이트는 침상형 페라이트인 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판.
The method according to claim 1,
Wherein the ferrite is a needle-like ferrite and does not decrease in strength after piping.
상기 열연강판의 항복강도는 400~600MPa인 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판.
The method according to claim 1,
The yield strength of the hot-rolled steel sheet is 400 to 600 MPa.
상기 강 슬라브를 1150~1350℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 마무리 열간압연은 Ar3 이상, 미재결정온도 미만의 온도범위에서 행하는 열간압연 단계; 및
상기 열간압연 후 냉각 및 권취하는 단계
를 포함하는 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판의 제조방법.
(Excluding 0), S: not more than 0.002% (excluding 0), Al: 0.02% or less, C: 0.02 to 0.05%, Si: 0.05 to 0.3% The steel slab containing 0.05 to 0.05% of Nb, 0.02 to 0.07% of Nb, 0.005 to 0.02% of Ti, 0.01 to 0.3% of Cr, 0.05 to 0.3% of Mo and the balance of Fe and unavoidable impurities;
Reheating the steel slab to a temperature range of 1150 to 1350 ° C;
Hot rolling the reheated steel slab and performing hot rolling at a temperature in the range of Ar3 to less than the non-recrystallization temperature; And
After the hot rolling, cooling and winding
Wherein the strength of the hot-rolled steel sheet is less than that of the hot-rolled steel sheet.
상기 열간압연은 70% 이상의 압하율로 행하는 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판의 제조방법.
The method of claim 6,
Wherein the hot rolling is performed at a reduction ratio of 70% or more and there is no decrease in strength after piping.
상기 냉각은 10℃/s의 냉각속도로 행하는 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판의 제조방법.
The method of claim 6,
Wherein the cooling is performed at a cooling rate of 10 占 폚 / s.
상기 권취는 450~600℃에서 행하는 파이프 조관 후 강도 하락이 없는 열연강판의 제조방법.
The method of claim 6,
The method of manufacturing a hot-rolled steel sheet according to claim 1, wherein the winding is performed at 450 to 600 ° C.
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