KR102493978B1 - 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 api용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

변형 안정성이 우수한 고강도 박물 api용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 0.5~2.5%, Nb: 0.05%이하(0%는 제외), V: 0.004%이하(0%는 제외), Mo: 0.03~0.2%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%(0%는 제외), Al: 0.05%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 페라이트: 10~30% 및 잔부 베이나이트를 포함하며, 상기 페라이트는 15~30㎛의 평균 결정립 크기를 가지며, V계 석출물을 3,000개/㎛2 이하로 포함하는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재 및 그 제조방법{THIN, HIGH STRENGTH STEEL MATERIAL FOR API HAVING RESISTANCE TO DEFORMATION AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 원유 수송 등에 이용될 수 있는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
원유를 채굴한 후 사용지까지 이송할 때 사용되는 라인 파이프(Line-pipe)용 API 강재의 경우, 외부요인에 의한 변형이나 지진 등의 외부 충격에 대하여 구조물을 안전하게 보호하기 위하여 강재의 고강도 및 변형안정성이 요구된다. 따라서, 종래에는 이러한 원유 수송용 API 소재로서, 강중의 불순물을 최소화시킨 고순도 강에, C, Si, Mn, Cr 등의 고용강화형 원소를 다량 첨가하거나, Ti, Nb, V 등의 석출강화형 원소를 다량 첨가하여 강도를 강화한 열연 강재가 주로 이용되어 왔다.
그러나, 최근 내진설계가 강화됨에 따라 지진에 대한 변형안정성을 평가할 수 있는 항목으로써 저항복비 특성을 요구하고 있는데, Ti, Nb, V 등의 석출강화형 원소를 다량 첨가한 열연 강재의 경우 과도한 석출물의 효과로 인하여 항복강도가 높아지게 되고, 이로 인해 고강도를 유지하면서 저항복비 특성을 구현하기가 어렵다는 문제가 있다.
본 발명의 일측면은, 저항복비를 가지면서도 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 0.5~2.5%, Nb: 0.05%이하(0%는 제외), V: 0.004%이하(0%는 제외), Mo: 0.03~0.2%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%(0%는 제외), Al: 0.05%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 페라이트: 10~30% 및 잔부 베이나이트를 포함하며, 상기 페라이트는 15~30㎛의 평균 결정립 크기를 가지며, V계 석출물을 3,000개/㎛2 이하로 포함하는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 0.5~2.5%, Nb: 0.05%이하(0%는 제외), V: 0.004%이하(0%는 제외), Mo: 0.03~0.2%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%(0%는 제외), Al: 0.05%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1200~1400℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 후, 오스테나이트 단상역 온도에서 마무리 압연하여 열연강재를 얻는 단계; 상기 열연강재를 40~60℃/sec의 속도로 650~750℃의 온도까지 수냉한 후, 3~7초간 공냉하는 단계; 및 상기 공냉된 열연강재를 450~600℃의 온도까지 30~50℃/sec의 속도로 수냉한 후 권취하는 단계;를 포함하는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 저항복비를 가지면서도 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재에 대해서 설명한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대해서 설명한다. 후술하는 합금조성의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.05~0.15%
C는 강도를 확보하는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이다. 상기 C의 함량이 0.05% 미만인 경우에는 Nb 등의 석출 강화 원소를 첨가하더라도 목표하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면, 상기 C의 함량이 0.15%를 초과하는 경우에는 과도한 강도 상승으로 인해 연성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.15%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.07%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.14%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.10%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.5%이하(0%는 제외)
Si는 용강의 탈산 및 고용 강화에 의한 강도 상승에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, 상기 Si를 의도적으로 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 상기 Si의 함량이 0.5%를 초과할 경우에는 열연 강재 표면에 Si에 의한 적스케일이 형성되어 표면 품질이 저하되고, 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.5%이하인 것이 바람직하다. 상기 Si 함량은 0.45%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.4%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.35%이하인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.5~2.5%
Mn은 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소로서, 적정 강도 확보를 위해서는 0.5%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Mn의 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는 연속주조 공정에서 중심 편석부가 발생할 위험이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.5~2.5%인 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.8%인 것이 보다 바람직하고, 1.0%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.3%인 것이 보다 바람직하고, 2.0%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.8%인 것이 가장 바람직하다.
Nb: 0.05%이하(0%는 제외)
Nb은 석출강화형 원소로서 NbC 계열의 석출물을 생성시켜 결정립을 미세화함으로써 강도를 확보하는데 효과적인 원소이다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 결정립 미세화의 효과가 과도하여 인장강도 대비 항복강도를 높임에 따라 저항복비를 구현하기가 어려운 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.05%이하로 관리한다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.045%인 것이 보다 바람직하고, 0.04%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.035%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다.
V: 0.004%이하(0%는 제외)
V 또한 석출강화형 원소로서, 강의 강도를 확보하는데 효과적인 원소이다. 특히, V계 석출물의 경우 Nb계 석출물에 비하여 저온에서 석출이 되기 때문에, 권취시 석출물이 미세하게 형성되는 효과가 있다. 다만, 이와 같이 형성되는 미세석출물은 그 크기가 작으면서도 고르게 분산되므로 항복점 현상을 일으키게 되고 강재의 항복비를 높이는 단점이 발생한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 최소화하고자 하며, 이에 따라, 상기 V의 함량을 0.004%이하로 관리한다. 상기 V 함량은 0.003%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0025%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Mo: 0.03~0.2%
Mo은 강의 경화능을 향상시키는 대표적인 원소로써 낮은 냉각속도에서도 저온변태조직의 생성 능력을 크게 향상시킨다. 이로 인하여 베이나이트 등의 저온변태조직을 형성해 강의 강도를 확보하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서는 상기 효과를 얻기 위해서 상기 Mo의 함량이 0.03%이상인 것이 바람직하다. 다만, 다른 합금원소들에 비해 상대적으로 고가의 원소일 뿐만 아니라, 과도하게 함량이 높아질 경우 인성이 열화 될 수 있으므로, 상기 Mo의 함량은 0.2%이하인 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.03~0.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.035%인 것이 보다 바람직하고, 0.04%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.045%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.18%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.13%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.1~0.3%
Cr은 강을 고용 강화시키며 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시켜 등축정의 페라이트 형성에 도움을 주며, 특히 Mo와 함께 첨가할 경우 경화능을 더욱 효과적으로 높여준다. 본 발명에서는 상기 효과를 얻기 위해서 상기 Cr의 함량이 0.1%이상인 것이 바람직하다. 다만, 상기 Cr의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 용접성 및 취성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.1~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.27%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.23%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.11%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.13%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.03%이하(0%는 제외)
P는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 바람직하다. 특히, 상기 P의 함량이 과도할 경우 용접성 열화 및 강의 취성이 발생할 위험이 커지므로, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.03% 이하로 관리한다. 상기 P 함량은 0.025%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.023%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%이하인 것이 가장 바람직하다.
S: 0.015%(0%는 제외)
S는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 바람직하다. 특히, 상기 S의 함량이 과도할 경우 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성할 수 있고, 강의 취성이 발생할 위험이 커지므로, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.015% 이하로 관리한다. 상기 S 함량은 0.013%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.012%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.011%이하인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.05%이하(0%는 제외)
Al은 용강의 탈산에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, Al을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 상기 Al의 함량이 0.05%를 초과할 경우에는 연속주조시 노즐 막힘 현상 등이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.05%이하인 것이 바람직하다. 상기 Al 함량은 0.047%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.045%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04%이하인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.01%이하(0%는 제외)
N은 강의 강도 향상에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, N을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 상기 N의 함량이 0.01%를 초과할 경우에는 강의 취성이 발생할 위험이 커질 수 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.01%이하인 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 0.009%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.007%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않으나, 대표적인 불순물에 대해 언급하면 다음과 같다.
Ni: 0.05% 이하(0%는 제외)
Ni는 강의 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 하나, 본 발명에서는 Ni을 의도적으로 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 상기 Ni은 다른 합금원소들에 비해 상대적으로 고가의 원소이므로, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우 경제성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.05%이하인 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량은 0.04%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.035%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%이하인 것이 가장 바람직하다.
Cu: 0.05% 이하(0%는 제외)
Cu는 미세 석출물을 형성시켜 강도를 상승시키는 역할을 하나, 본 발명에서는 Cu를 의도적으로 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 상기 Cu의 함량이 0.01%를 초과할 경우에는 열간 구조 안정성 및 상온 가공성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.01%이하인 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량은 0.04%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.035%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%이하인 것이 가장 바람직하다.
한편, 본 발명의 강재는 하기 [식 1]로 정의되는 탄소 당량(Ceq)이 0.4이하인 것이 바람직하다. 상기 탄소 당량이 0.4를 초과하는 경우에는 용접성을 확보하기 곤란할 수 있다.
[식 1] Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5
(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
이하, 본 발명의 미세조직 등에 대해서 설명한다.
본 발명 강재의 미세조직은 페라이트: 10~30%, 잔부 베이나이트를 포함하는것이 바람직하다. 본 발명 강재의 저항복비 특성은 높은 분율의 베이나이트의 부피 변화로 인하여 생성된 충분한 가동전위에 의하여 연속항복 거동을 보이는 것으로부터 구현되는 것을 특징으로 한다. 따라서, 본 발명에서는 베이나이트를 주조직으로 포함함으로써 상기 효과를 얻고자 한다. 상기 페라이트는 연질상으로 인성을 좋게 하며 연신율을 확보하는 효과를 구현한다. 상기 페라이트의 분율이 10% 미만인 경우에는 강도가 너무 높아지며 인성이 낮아지는 단점이 있으며, 30%를 초과하는 경우에는 강도 확보가 어려운 단점이 있다. 상기 페라이트 분율의 상한은 27%인 것이 보다 바람직하고, 25%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 페라이트 분율의 하한은 13%인 것이 보다 바람직하고, 15%인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 펄라이트 조직을 의도적으로 생성시키진 않으나, 제조공정상 불가피하게 형성될 수 있다. 상기 펄라이트는 미량 포함될 경우 가동전위의 생성을 도와주는 효과가 있다. 다만, 그 분율이 과도하게 높아질 경우 인성이 나빠질 수 있으므로, 상기 펄라이트의 분율은 10% 이하인 것이 바람직하다. 상기 펄라이트의 분율은 7% 이하인 것이 보다 바람직하며, 5% 이하인 것이 보다 더 바람직하고, 3% 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 페라이트는 15~30㎛의 평균 결정립 크기를 갖는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 평균 결정립 크기와 항복강도의 관계는 Hall-Petch 방정식으로 나타낼 수 있으며, 페라이트의 평균 결정립 크기가 상기와 같은 수준으로 관리될 경우 원하는 항복강도를 확보할 수 있다. 상기 페라이트 평균 결정립 크기가 15㎛미만인 경우에는 항복강도가 지나치게 높아지게 될 수 있고, 30㎛를 초과하는 경우에는 항복강도가 열위해져 원하는 강도를 얻기가 어려울 수 있다. 상기 페라이트 평균 결정립 크기의 상한은 27㎛인 것이 보다 바람직하고, 25㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 페라이트 평균 결정립 크기의 하한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 20㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 일 예에 따르면, 상기 베이나이트는 5~20㎛의 평균 패킷 크기를 가질 수 있다. 상기 베이나이트 평균 패킷 크기는 인성에 영향을 주는 인자로써, 상기 베이나이트 평균 패킷 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 인성이 열위해질 수 있다. 반면, 상기 베이나이트 평균 패킷 크기가 5㎛를 미만인 경우에는 항복강도가 지나치게 높아지게 될 수 있다. 상기 베이나이트 평균 패킷 크기의 상한은 17㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 베이나이트 평균 패킷 크기의 하한은 8㎛인 것이 보다 바람직하고, 10㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명 강재는 V계 석출물을 3,000개/㎛2 이하로 포함하는 것을 하나의 기술적 특징으로 한다. 즉, 상기 V계 석출물이 다량 형성되는 것을 가능한 억제하고자 하는 것이다. 상기 V계 석출물의 단위 면적당 개수가 3,000개/㎛2를 초과하는 경우에는 미세하게 형성된 다량의 V계 석출물들이 전위의 움직임을 방해하여 전위가 집적(pile-up)되고, 이로 인하여 항복점 현상이 커지게 된다. 항복점 현상이 커지게 되면 인장강도 대비 항복 강도가 높아지게 되므로 원하는 저항복비 확보가 어려울 수 있다. 상기 V계 석출물의 단위 면적당 개수는 2,700개/㎛2 이하인 것이 보다 바람직하고, 2,500개/㎛2 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 V계 석출물의 구체적인 종류에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들어, VC, VN, V(C,N)일 수 있다.
일 예에 따르면, 상기 V계 석출물은 5~10nm의 평균 직경을 가질 수 있으며, 20nm 이하의 최대 직경을 가질 수 있다. 상기 V계 석출물의 평균 직경이 5nm 미만일 경우, 상기 V계 석출물은 상대적으로 저온에서 생성되기 때문에 단위 면적당 개수를 충분히 확보하기 어려워 항복점 상승이 크지 않다. 반면, 상기 V계 석출물의평균 직경이 10nm를 초과하거나, 최대 직경이 20nm를 초과할 경우 조대한 석출물로 인해 항복점 상승이 크지 않다. 상기 V계 석출물 최대 직경은 17nm 이하인 것이 보다 바람직하고, 15nm 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 평균 직경이란 강재의 두께 방향으로 단면을 관찰하여 검출한 V계 석출물들의 평균 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미하며, 최대 직경이란 강재의 두께 방향으로 단면을 관찰하여 검출한 V계 석출물들의 최대 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 강재는 저항복비를 가지면서도 고강도과 우수한 변형 안정성을 가질 수 있다. 일례로, 항복강도: 500~700MPa, 인장강도: 600~800MPa, 항복비: 80~85%, 연신율: 20~30%, -30℃에서의 충격인성: 80J 이상을 가질 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 강재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재의 제조방법에 대해서 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1200~1400℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1200℃ 미만인 경우 후속 공정인 열간압연 공정에서 압연 부하가 지나치게 커질 수 있으며, 초기 오스테나이트 크기의 미세화로 인하여 후속 공정에서 베이나이트 및 페라이트의 결정립 크기 또한 미세화되어 항복강도가 높아질 수 있다. 반면, 상기 재가열 온도가 1400℃를 초과할 경우 일부 오스테나이트 결정립의 비정상 성장에 의한 부분적인 조대화로 인해 최종 미세조직의 결정립 크기가 균질하지 못할 우려가 있다. 상기 재가열 온도의 하한은 1220℃인 것이 보다 바람직하고, 1250℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 재가열 온도의 상한은 1350℃인 것이 보다 바람직하고, 1320℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1300℃인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 슬라브 재가열 시간에 대해서는 특별히 한정하지 않으며 통상의 조건이면 무방하다. 제한되지 않는 일 예로써, 상기 슬라브 재가열 시간은 100~400분일 수 있다. 상기 슬라브 재가열 시간이 100분 미만인 경우에는 Mo 등의 합금원소들이 충분히 고용되지 않아 냉각시 경화능이 기여가 낮아지며 결정립의 크기가 충분히 확보되지 않아 항복강도가 높지는 단점이 있을 수 있으며, 400분을 초과하는 경우에는 초기 오스테나이트 크기가 너무 조대화되어 충분한 강도 확보가 어려워지는 단점이 있을 수 있다. 상기 재가열 시간의 하한은 120분인 것이 보다 바람직하고, 150분인 것이 보다 더 바람직하며, 180분인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 시간의 상한은 350분인 것이 보다 바람직하고, 320분인 것이 보다 더 바람직하며, 300분인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 슬라브를 조압연 후, 오스테나이트 단상역 온도에서 마무리 압연하여 열연강재를 얻는다. 여기서, 조압연이란 마무리 압연 전에 행해지는 일련의 중간 압연 과정을 의미하는 것으로, 본 발명에서는 조압연의 구체적인 조건에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 제한되지 않는 일 예로써, 재가열된 슬라브 두께 대비 조압연된 슬라브의 두께는 10~25%일 수 있으며, 조압연 온도는 마무리 압연 온도가 확보될 수 있는 충분히 높은 온도로 설정될 수 있다. 상기 마무리 압연은 오스테나이트 단상역 온도에서 실시되며, 이는 조직의 균일성을 증가시키기 위함이다. 일 예에 따르면, 상기 마무리 압연시 온도는 800~1000℃일 수 있다. 상기의 온도 범위에서 마무리 열간압연시, 마무리 압연된 열연 강재의 오스테나이트 조직은 10~40㎛의 평균 결정립 크기를 갖게 된다. 한편, 마무리 압연 온도가 800℃ 미만일 경우 열간압연 하중이 증가하여 생산성이 저하될 수 있으며 결정립이 지나치게 미세화될 수 있다, 반면, 1000℃를 초과할 경우 슬라브의 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화되어 목표하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 상기 마무리 압연 온도의 하한은 830℃인 것이 보다 바람직하고, 850℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도의 상한은 970℃인 것이 보다 바람직하고, 950℃인 것이 보다 더 바람직하며, 930℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열연강재를 냉각한다. 이때, 통상적인 연속 냉각을 통해 열연강재를 냉각할 경우, 결정립 및 패킷을 원하는 크기로 확보하기 어렵기 때문에 항복비가 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 열연강재를 40~60℃/sec의 속도로 650~750℃의 온도까지 수냉한 후, 3~7초간 공냉하는 2단 냉각에 의해 상기 열연강재를 냉각한다. 여기서, 650~750℃의 온도는 오스테나이트에서 페라이트로 가장 빠르게 변태하는 온도로써 페라이트를 가장 효율적으로 성장시킬 수 있는 온도에 해당하며, 본 발명에서는 상기 온도 범위를 중간 온도라 칭한다. 상기 중간 온도가 750℃를 초과하거나 공냉 시간이 7초를 초과할 경우, 페라이트가 과도하게 성장하여 항복강도가 열화될 수 있다. 반면, 상기 중간 온도가 650℃ 미만이거나 공냉 시간이 3초 미만인 경우, 페라이트 크기가 과도하게 미세화되어 항복비 확보가 어려울 수 있다. 상기 중간 온도의 하한은 660℃인 것이 보다 바람직하고, 670℃인 것이 보다 더 바람직하며, 680℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 중간 온도의 상한은 740℃인 것이 보다 바람직하고, 730℃인 것이 보다 더 바람직하며, 720℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 공냉 시간의 하한은 4초인 것이 보다 바람직하다. 상기 공냉 시간의 상한은 6초인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 공냉된 열연강재를 450~600℃의 온도까지 30~50℃/sec의 속도로 수냉한 후 권취한다. 종래의 일반적인 방법인 Nb, V 복합 석출물을 통해 강도를 확보할 경우 경화능이 부족하여 중간온도 이후 냉각시 충분한 베이나이트를 획득하기 어렵다. 이에 따라, 본 발명에서는 Mo의 적절한 첨가를 통해 이러한 문제를 해결하고자 한다. 상기의 권취온도 범위에서는 Mo에 의해 베이나이트 생성이 가장 활발하게 이루어지며, 따라서, 상기 온도 범위에서 권취할 경우 베이나이트 조직이 충분하게 생성되어 원하는 강도를 확보할 수 있다. 상기 권취 온도가 600℃를 초과할 경우 베이나이트 조직이 충분히 확보되지 못하여 원하는 강도를 얻기가 어렵다. 반면, 상기 권취 온도가 450℃ 미만일 경우 냉각시 판의 형상이 열위하여 조관시 형상 불량이 발생할 수 있다. 상기 권취온도의 하한은 470℃인 것이 보다 바람직하고, 500℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 580℃인 것이 보다 바람직하고, 550℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 1280℃로 250분 동안 재가열하고, 조압연한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 열연 강재를 제조하였다. 이 때, 재가열된 슬라브 두께 대비 조압연된 슬라브의 두께는 20%로 일정하게 하였다. 한편, 비교예 2 및 4는 중간온도까지의 냉각 및 공냉 없이, 마무리 압연 후 권취온도까지 연속적으로 냉각을 실시한 경우이다. 이와 같이 제조된 열연 강재에 대하여 미세조직을 측정하고, 기계적 물성을 평가한 뒤, 그 결과를 표 4에 나타내었다.
미세조직은 광학 현미경을 이용하여 ×200 배율로 관찰한 후, ASTM E 562 규격에 의거한 Point Count 방법을 적용하여 각 상(phase)의 면적분율을 측정하였다.
베이나이트 평균 패킷 크기 및 페라이트 평균 결정립 크기는 전자 회절 후방 굴절(EBSD, Electron Backscatter Diffraction)를 사용하여 측정하였다. 보다 구체적으로는, ×500 배율로 랜덤한 위치에서 10회에 걸쳐 EBSD를 측정하고, 이를 통해 수득한 데이터를 TSL OIM Analysis 6.0 software가 기본적으로 제공하는 Grain size 프로그램을 이용하여 평균값을 취하여 구하였다.
석출물의 분율 및 평균 직경은 투과 전자현미경(TEM)을 통해 탄소복제법에 의해 측정하였다.
기계적 물성은 각각의 열연강재에 대해 폭 방향으로 API 규격으로 인장시편을 채취한 후, 상온(약 25℃)에서 항복강도, 인장강도 및 연신율을 측정하고, -30℃에서 샤르피 충격시험을 통해 충격인성을 측정하였다.
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn Nb V Mo Cr Ni Cu P S Al N Ceq
발명강1 0.08 0.25 1.55 0.03 0.001 0.08 0.17 0.01 0.01 0.01 0.004 0.025 0.005 0.39
발명강2 0.085 0.25 1.5 0.03 0.001 0.075 0.17 0.01 0.01 0.01 0.004 0.025 0.005 0.39
비교강1 0.04 0.25 1.5 0.05 0.05 0.1 0.17 0.01 0.01 0.01 0.004 0.025 0.005 0.36
비교강2 0.07 0.25 1.5 0.05 0.05 0.01 0.17 0.01 0.01 0.01 0.004 0.025 0.005 0.37
비교강3 0.16 0.25 1.3 0.03 0.001 0.01 0.17 0.01 0.01 0.01 0.004 0.025 0.005 0.41
비교강4 0.07 0.25 1.5 0.05 0.015 0.01 0.17 0.01 0.01 0.01 0.004 0.025 0.005 0.36
구분 강종 마무리
압연온도(℃)		 수냉속도
(℃/s)		 중간온도
(℃)		 공냉시간
(s)		 수냉속도
(℃/s)		 권취온도
(℃)
발명예1 발명강1 890 50 700 5 50 540
비교예1 발명강1 880 50 560 5 50 540
비교예2 발명강1 890 50 - - - 540
발명예2 발명강2 890 50 700 5 50 540
비교예3 발명강2 880 50 560 5 50 540
비교예4 발명강2 890 50 - - - 540
비교예5 비교강1 890 50 700 5 50 540
비교예6 비교강2 890 50 700 5 50 540
비교예7 비교강3 890 50 700 5 50 540
비교예8 비교강4 890 50 700 5 50 540
구분 베이나이트 분율
(면적%)		 베이나이트 평균 패킷 크기(㎛) 페라이트 분율
(면적%)		 페라이트
평균 결정립 크기(㎛)		 펄라이트 분율
(면적%)		 V계 석출물
분율
(개/㎛2)		 V계 석출물
평균 직경
(nm)
발명예1 73 13 25 26 2 1,100 8
비교예1 77 8 23 14 0 1,200 7
비교예2 77 8 23 12 0 1,200 6
발명예2 74 13 24 26 2 1,200 8
비교예3 77 8 22 13 1 1,200 7
비교예4 78 8 22 12 0 1,300 6
비교예5 3 11 95 12 2 14,000 5
비교예6 33 9 65 10 2 15,000 4
비교예7 93 10 4 10 3 1,300 5
비교예8 32 9 67 10 1 5,000 4
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 항복비
(%)		 충격인성
(J, @-30℃)
발명예1 545 645 29 84 106
비교예1 586 665 28 88 111
비교예2 593 668 28 89 109
발명예2 547 646 29 85 100
비교예3 591 669 28 88 103
비교예4 592 669 28 88 106
비교예5 581 630 31 92 120
비교예6 590 645 30 91 108
비교예7 532 640 23 83 45
비교예8 572 630 33 91 112
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 및 2의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직과 석출물을 얻고 있으며, 이에 따라, 항복강도: 500~700MPa, 인장강도: 600~800MPa, 항복비: 80~85%, 연신율: 20~30%를 만족함을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 페라이트 평균 결정립 크기를 얻지 못함에 따라, 항복비가 열위한 수준임을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나, 합금조성을 만족하지 않는 비교예 5 내지 8의 경우에는 본 발명의 미세조직 또는 석출물 조건을 얻지 못함에 따라, 본 발명이 원하는 기계적 물성을 확보할 수 없음을 알 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 0.5~2.5%, Nb: 0.05%이하(0%는 제외), V: 0.004%이하(0%는 제외), Mo: 0.03~0.2%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%(0%는 제외), Al: 0.05%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 페라이트: 10~30% 및 잔부 베이나이트를 포함하며,
    상기 페라이트는 15~30㎛의 평균 결정립 크기를 가지며,
    V계 석출물을 3,000개/㎛2 이하로 포함하는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 불가피한 불순물은 Ni 및 Cu 중 1종 이상을 포함하고, 그 함량은 Ni: 0.05% 이하(0%는 제외) 및 Cu: 0.05% 이하(0%는 제외)로 억제된 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 하기 [식 1]로 정의되는 탄소 당량(Ceq)이 0.4이하인 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
    [식 1] Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5
    (여기서, [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은 10% 이하의 펄라이트를 추가로 포함하는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이나이트는 5~20㎛의 평균 패킷 크기를 갖는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 V계 석출물은 5~10nm의 평균 직경을 갖는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 V계 석출물은 20nm 이하의 최대 직경을 갖는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 항복강도: 500~700MPa, 인장강도: 600~800MPa, 항복비: 80~85%, 연신율: 20~30%, -30℃에서의 충격인성: 80J 이상인 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재.
  9. 청구항 1에 기재된 강재의 제조방법으로서,
    중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 0.5~2.5%, Nb: 0.05%이하(0%는 제외), V: 0.004%이하(0%는 제외), Mo: 0.03~0.2%, Cr: 0.1~0.3%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%(0%는 제외), Al: 0.05%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1200~1400℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 후, 오스테나이트 단상역 온도에서 마무리 압연하여 열연강재를 얻는 단계;
    상기 열연강재를 40~60℃/sec의 속도로 650~750℃의 온도까지 수냉한 후, 3~7초간 공냉하는 단계; 및
    상기 공냉된 열연강재를 450~600℃의 온도까지 30~50℃/sec의 속도로 수냉한 후 권취하는 단계;를 포함하는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재의 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 불가피한 불순물은 Ni 및 Cu 중 1종 이상을 포함하고, 그 함량은 Ni: 0.05% 이하(0%는 제외) 및 Cu: 0.05% 이하(0%는 제외)로 억제된 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재의 제조방법.
  11. 청구항 9에 있어서,
    상기 슬라브 재가열은 100~400분간 행하여지는 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재의 제조방법.
  12. 청구항 9에 있어서,
    상기 재가열된 슬라브 두께 대비 조압연된 슬라브의 두께는 10~25%인 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재의 제조방법.
  13. 청구항 9에 있어서,
    상기 마무리 압연 온도는 800~1000℃인 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 API용 강재의 제조방법.
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