KR20120011289A

KR20120011289A - 가공성이 용이한 500ＭＰａ급 ＬＰＧ용 고강도 강재 제조방법 및 그 강재

Info

Publication number: KR20120011289A
Application number: KR1020100073068A
Authority: KR
Inventors: 김규태; 이동진; 이명진
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2010-07-28
Filing date: 2010-07-28
Publication date: 2012-02-07
Also published as: KR101185277B1

Abstract

본 발명은 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법 및 그 강재에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 Ni강에 Mo을 첨가하여 강재의 경화기능을 향상시키고, 변태강화 및 석출강화에 의한 강도 향상 및 인장특성이 연속항복이 되도록 유도함으로써 항복비 저하에 의한 후가공성이 용이한 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법 및 그 강재에 관한 것이다.

Description

가공성이 용이한 500ＭＰａ급 ＬＰＧ용 고강도 강재 제조방법 및 그 강재{METHOD OF MANUFACTURING 500ＭＰａ GRADE FOR ＬＰＧ TYPE STEEL SHEET}

가공용 고강도 열연강재으로는 페라이트(ferrite), 마르텐사이트(martensite)조직, 페라이트, 베이나이트 조직으로 이루어진 혼합조직, 혹은 베이나이트, 페라이트가 주체인 거의 단상조직에 가까운 것 등이 널리 알려져 있다.

구조용 강재의 내진 특성은 기계적 물성 중 항복비(降伏比 즉, 항복강도/인장강도 비)와 가장 관련이 깊다.

구조용 강재는 추후 각종 구조물의 시공 시 그 자체가 구조재로 이용될 수 있어야 하므로 고강도일 것이 요구된다.

근래에 들어서는 이러한 강재의 사용온도에서의 충격 인성을 확보하고, 강도 및 사용압력에서의 안전성 확보를 위한 개발에 관심이 고조되고 있다.

본 발명에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법은, 충격인성 저하가 크지 않으면서 압력용기로의 후 가공성 확보 및 후 가공에 의한 강도저하 방지억제가 가능한 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

본 발명에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법은, Ni강에 강재의 경화기능을 향상시키는 Mo 성분을 첨가하여 변태강화 및 석출강화에 의한 강도의 향상을 유도함으로써 후가공에 의한 강도저하를 보상하는 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

본 발명은 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법을 통해 제조된 강재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

총 100중량%에 대하여 중량%로, C: 0.08 ~ 0.15%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 0.5 ~ 1.2%, P : 0.01 ~ 0.02%, S : 0.004 ~ 0.006%, Ti : 0.01% 이하, Mo : 0.05 ~ 0.1%, Ni : 3.0 ~ 5.0% 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강재를 재가열하는 가열단계; 상기 가열단계에서 재가열된 강재를 열간 압연하는 압연단계; 상기 압연단계에서 압연 된 강재를 불림 열처리하는 불림단계; 및 상기 불림단계에서 불림 된 강재를 공랭 냉각하는 냉각단계;를 포함한다.

이어서, 상기 가열단계에서, 상기 강재의 재가열은 1100 ~ 1200℃에서 실시된다.

그리고, 상기 불림단계에서, 강재의 불림 열처리 온도는 840 내지 880 ℃인 것이 바람직하다.

이어서, 상기 압연단계에서, 열간 압연은 900 ~ 1000℃의 온도로 실시되는 것이 바람직하다.

또한, 상기 냉각단계에서, 상기 강재를 공랭하는 공랭 온도는 상기 불림 열처리 한 후 상온에서 냉각하는 것이 바람직하다.

이어서, 총 100중량%에 대하여 중량%로, C: 0.08 ~ 0.15%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 0.5 ~ 1.2%, P : 0.01 ~ 0.02%, S : 0.004 ~ 0.006%, Ti : 0.01% 이하, Mo : 0.05 ~ 0.1%, Ni : 3.0 ~ 5.0% 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것이 바람직하다.

한편, 상기 강재는, 충격 인성을 확보하기 위해 충격에너지(CVN)가 77 내지 91(Ｊ)인 것이 바람직하다.

이어서, 상기 강재는,항복점(YP)이 350 내지 400 MPa 인 것이 바람직하다.

더불어, 상기 강재는, 상기 강재의 인장 강도가 520 내지 570 MPa 인 것이 바람직하다.

이어서, 상기 강재는, 연신율이 30 내지 35% 인 것이 바람직하다.

특히, 상기 강재는, 항복비(YR)가 65 내지 70% 인 것이 바람직하다.

이어서, 상기 강재는, 그 미세조직이 페라이트(Ferrite) 베이나이트(Bainite) 상에 잔류오세트나이트(RA)가 포함되는 복합 조직인 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법은, 충격인성 저하가 크지 않으면서 압력용기로의 후 가공성 확보 및 후 가공에 의한 강도저하 방지억제가 가능하기 때문에 후가공성이 탁월한 고강도의 특성을 갖는 강재를 생산할 수 있는 기술적 효과가 있다.

본 발명에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법은, Ni강에 강재의 경화기능을 향상시키는 Mo 성분을 첨가하여 변태강화 및 석출강화에 의한 강도의 향상을 유도하여 초저온에서 충격특성을 향상시킬 수 있는 강재를 생산할 수 있는 기술적 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법에 대한 공정 순서를 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시 예에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재의 조직을 나타내는 사진이다.

후술하는 본 발명에 대한 상세한 설명은, 본 발명이 실시될 수 있는 특정 실시예를 예시로서 도시하는 첨부 도면을 참조한다. 이들 실시 예는 당업자가 본 발명을 실시할 수 있기에 충분하도록 상세히 설명된다. 본 발명의 다양한 실시 예는 서로 다르지만 상호 배타적일 필요는 없음이 이해되어야 한다. 예를 들어, 여기에 기재되어 있는 특정 형상, 구조 및 특성은 일 실시 예에 관련하여 본 발명의 정신 및 범위를 벗어나지 않으면서 다른 실시 예로 구현될 수 있다. 또한, 각각의 개시된 실시예 내의 개별 구성요소의 위치 또는 배치는 본 발명의 정신 및 범위를 벗어나지 않으면서 변경될 수 있음이 이해되어야 한다. 따라서, 후술하는 상세한 설명은 한정적인 의미로서 취하려는 것이 아니며, 본 발명의 범위는, 적절하게 설명된다면, 그 청구항들이 주장하는 것과 균등한 모든 범위와 더불어 첨부된 청구항에 의해서만 한정된다. 도면에서 유사한 참조부호는 여러 측면에 걸쳐서 동일하거나 유사한 기능을 지칭하며, 길이 및 면적, 두께 등과 그 형태는 편의를 위하여 과장되어 표현될 수도 있다.

이하에서는, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 본 발명을 용이하게 실시할 수 있도록 하기 위하여, 본 발명의 바람직한 실시 예들에 관하여 첨부된 도면을 참조하여 상세히 설명하기로 한다.

이하의 상세한 설명에서는, 일 예로 -101℃의 초저온용으로 사용되는 LPG용 고강도 강재은 저온인성이 우수한 Ni을 다량 첨가한 Ni합금강을 사용하는데, 이러한 Ni강 강재에 경화기능을 향상시키는 Mo 성분을 첨가하여 변태강화 및 석출강화에 의한 강도의 향상을 유도함으로써 후 가공에 의한 강도저하를 보상하게 되고, 항복비 저하에 의한 후 가공성이 용이하도록 하기 위한 기술분야 전반에 걸쳐 본 발명의 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법 [특히, Ni(니켈)합금강에 Mo(몰리브덴)을 첨가한 강재(30) ]의 기술적 구성을 동일하게 적용할 수 있음은 물론이라 할 것이다.

본 발명에 따른 구멍확장성을 갖는 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법을 사용하는 강재(30)는, 총 100중량%에 대하여 중량%로, C: 0.08 ~ 0.15%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 0.5 ~ 1.2%, P : 0.01 ~ 0.02%, S : 0.004 ~ 0.006%, Ti : 0.01% 이하, Mo : 0.05 ~ 0.1%, Ni : 3.0 ~ 5.0% 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브인 강재(30)를 가질 수 있다.

특히, Ni(니켈)을 3.0 ~ 5.0% 첨가하고, Mo(몰리브덴)을 0.05 ~ 0.1% 첨가하게 된다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 열연강재인 상기 강재(30)를 구성하는 각 성분의 역할 및 첨가량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C) : 0.08 내지 0.15 중량%

탄소(C)는 소입성을 향상시켜 강의 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다.

이어서, 탄화물 석출 또는 고용강화를 통하여 강도를 확보하는 역할을 한다. 이러한 탄소는 상기 강재(30) 전체 중량의 0.08 내지 0.15 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

탄소의 첨가량이 0.15 중량%를 초과할 경우, 강도가 증가 되는 플러스 요인에 비하여 항복점이 높아지고 연성이 저하되는 특성이 더 급격히 나타나므로, 후 가공성 확보가 저하될 수 있어 본 발명이 목적하는 후 가공성 향상 특성에 반할 우려가 있기 때문에, 탄소의 추가 첨가에 대한 의의가 저하될 수 있다.

만일, 상기 탄소가 0.08 중량% 미만으로 첨가되면, 소입성이 적어져서 상기 강재(30)의 강도를 확보하기에 어려움이 따르게 된다.

더하여, 동일한 강도를 발휘하기 위하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가항야 하기 때문에 비경제적이다.

아울러, 동일한 강도를 발휘하기 위하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 비경제적이다.

실리콘( Si ) : 0.2 내지 0.3 중량%

실리콘은 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 탈산(deoxidation)에 필요한 원소이다.

이러한 실리콘은, 시멘타이트 생성을 지연시킴으로써, 상기 강재의 후 가공성을 향상시키는 역할을 한다.

특히, 본 발명에서 실리콘은 강재의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 또한 상기 강재(30)의 고용강화효과에 기여하는 원소이다.

이러한 실리콘은 본 발명에 따른 탄소 함량 범위 내에서 0.2 내지 0.3 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

실리콘의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우 강의 용접성을 떨어뜨리고 슬라브 재가열 및 열간압연 시에 적 스케일을 생성시킴으로써, 표면품질에 문제를 줄 수 있으며, 또한 용접 후 도금성을 저해하는 문제점이 발생할 수 있다.

반면에, 실리콘의 함량이 0.2 중량% 미만으로 첨가되면, 상기 강재(30)의 고용강화효과에 기여하는 정도가 부족하여, 강도를 향상시키는 효과가 미미하며, 용강의 탈산 작용이 불충분하여 청정한 강을 얻기 어렵다.

망간( Mn ) : 0.5 ~ 1.2 중량%

망간은 인성을 저하시키지 않으면서 강도를 상승시키는데 유효한 원소이다.

본 발명에서 망간은 고용강화 원소로써 매우 효과적이며 강의 경화를 향상시켜서 강도확보에 효과적인 원소이다. 또한 망간은 오스테나이트(austenite) 안정화 원소로써 페라이트, 펄라이트 변태를 지연시킴으로써 페라이트의 결정립 미세화에 기여한다.

이러한 망간은 본 발명에 따른 탄소 첨가 범위에서 0.5 ~ 1.2 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.

망간의 첨가량이 1.2 중량%를 초과할 경우 용접성을 크게 떨어뜨리며 게재물 생성 및 중심 편석 등을 유발함으로써, 제조되는 열연강재의 인성을 저해하는 요소로 작용한다.

또한, 망간은 고가의 원소로서 많이 첨가되면 첨가될수록 제조 원가가 증가되는 문제가 있다.

만일, 망간의 첨가량이 0.5 중량% 미만이 첨가될 경우, 고용강화의 효과를 미미하게 얻게 되고, 강도확보가 어려워 지게 될 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 제조 원가 절감 및 중심부 편석대를 최소화하고 강도확보를 위하여 망간의 첨가량을 0.5 ~ 1.2 중량% 이하로 조절하는 것이 바람직하다.

인(P) : 0.01 내지 0.02 중량%

인(P)은 강 중에 존재하는 불순물 원소로서, 강도 향상 및 내식성에 유리한 성분이나 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하다.

또한, 인(P)은 목적하는 가공성 혹은 성형성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있도록 하는 역할을 한다.

이러한 인(P)은 강재(30) 전체 중량의 0.01 내지 0.02 중량%의 첨가량 비로 첨가되는 것이 바람직하다.

그러나, 인(P)의 첨가량이 0.02 중량%를 초과할 경우 용접성 등에 악영향을 미칠 수 있으므로, 상기 첨가 범위를 제한하는 것이 바람직하다.

황(S) : 0.004 내지 0.006 중량%

황(S)은 상기 인(P)과 마찬가지로 강 중에 존재하는 불순물 원소이다.

이어서, 황(S)은 MnS 등의 형태로 석출이 이루어져서 석출물의 양을 증가시키는 불순물에 해당한다.

특히, 열연강재의 가공성 및 용접성을 저해하고 가공 중 크랙을 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 첨가량을 0.004 내지 0.006 중량%로 하되, 가능한 낮은 첨가량 비로 제한하는 것이 바람직하다.

티타늄( Ti ) : 0.01 중량% 이하

티타늄(Ti)은 우수한 연신 및 연신 플랜지성을 유지하면서 강도를 향상시킬 수 있는 역할을 한다.

특히, 티타늄(Ti)은 탄화물, 질화물, 황화물을 형성할 수 있으며, 이로 인하여 열연 강재의 강도 및 인성의 향상에 기여한다.

이들의 효과는, 0.001% 이상의 함유로 인정되는데, 0.01% 를 초과하여 함유하면 소성 경화성에 기여하는 탄소(C) 첨가량을 감소시킬 수 있다.

따라서, 티타늄의 첨가량은 0.01 중량% 이하가 될 수 있다.

티타늄(Ti)의 첨가량이 0.01 중량% 초과가 되는 경우 열연 이전의 가열 시에 조대한 티타늄(Ti) 탄화물 또는 질화물이 다량으로 발생하고 연성이나 가공성을 저해시킬 수 있다.

몰리브덴( Mo ) : 0.05 ~ 0.1 중량%

몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효한 원소이다.

이러한 몰리브덴(Mo)은 티타늄(Ti)과의 미세한 복합 석출물을 형성하고, 우수한 연신 및 연신플랜지성을 유지하면서 강을 강화할 수 있다.

그러나, 몰리브덴이 과도하게 첨가되는 경우 경질 상(相)이 형성되어 연신 플랜지성이 오히려 저하될 수 있고, 0.05 중량% 이하이면 본 발명에서 요구하는 강도 증가 효과를 얻을 수 없다.

그리고, 0.1 중량%를 초과하면 첨가되면 제조원가가 상승하여 비경제적이다.

그렇기 때문에 본 발명에서는 상기 몰리브덴(Mo)의 함량을 0.05 ~ 0.1 중량% 로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈( Ni ) : 3.0 내지 5.0 중량%

니켈(Ni)은 흑연화 촉진원소이며 지연파괴저항성을 개선하는 원소이다.

또한, 강도 증가 및 내식성 향상을 위해 구리(Cu)의 첨가 시 발생 되는 고온취성을 막기 위한 원소로서 첨가될 수 있다.

이러한 상기 니켈(Ni)은 저온인성을 개선할 수 있는 합금원소이기 때문에, 본 발명에서 그 효과를 얻기 위하여, 3.0 중량%를 초과하여 사용하는 것이 바람직하다.

다만, 상기 니켈(Ni)은 고가의 비용이 소모됨으로, 많은 첨가량을 함유할 경우 비경제적이며, 5.0 중량%를 초과할 경우 그 효과가 포화 될 수 있으므로, 본 발명에서는 니켈(Ni)의 함량을 3.0 내지 5.0 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 이외의 나머지는 실질적으로 철(Fe)로 이루어진다.

나머지가 실질적으로 철(Fe)로 이루어진다는 것은, 본 발명의 작용 효과를 방해하지 않는 한, 불가피한 불순물을 비롯하여, 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함될 수 있다는 것을 의미한다.

이러한 조성으로 이루어진 상기 강재(30)는, 본 발명에서 목표로 하는 LPG용 저온인성이 우수한 강재를 가질 수 있으며, 아울러 강도가 높으면서도 후 가공성이 확보되는 350 내지 400 MPa의 항복점과 520 내지 570 MPa의 인장 강도를 가질 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법에 대한 공정 순서를 개략적으로 나타낸 순서도이다.

도 1을 참조하면, 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법은 크게 상기 강재(30)를 재가열하는 가열단계(S100), 상기 가열단계(S100)에서 가열된 상기 강재(30)를 열간 압연하는 압연단계(S200), 상기 압연단계(S200)에서 압연 된 상기 강재(30)를 불림 하는 불림단계(S300), 상기 불림단계(S300)에서 불림 된 상기 강재(30)를 공랭 냉각하는 냉각단계(S400)를 포함한다.

도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명에 따른 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법을 하기에서 살펴보기로 한다.

가열단계( S100 )

강 슬라브를 재가열하는 가열단계(S100)는, 총 100중량%에 대하여 중량%로, C: 0.08 ~ 0.15%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 0.5 ~ 1.2%, P : 0.01 ~ 0.02%, S : 0.004 ~ 0.006%, Ti : 0.01% 이하, Mo : 0.05 ~ 0.1%, Ni : 3.0 ~ 5.0% 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강재를 재가열하는 가열단계(S100)이다.

이때, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브인 상기 강재(30)를 1100 내지 1200℃의 온도에서 재가열하게 된다.

만일, 이러한 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우, 석출물이 충분히 재고용되지 못하여, 열간 압연 이후의 공정에서 석출물이 감소하게 된다.

따라서, 이러한 재가열 온도를 1100℃ 이상으로 유지함으로써, 석출물의 재고용을 제어하고 소재의 강도 향상은 물론 소재의 길이방향으로 균일 미세조직을 확보할 수 있게 된다.

이와 반대로, 이러한 재가열 온도가 1200℃를 초과할 경우에는 결정립의 이상 성장(abnormal grain growth)이 발생 될 우려가 있다. 이는 결과적으로 강도 상승에 반하는 요인으로 작용 될 수 있다.

따라서 상기 가열단계(S100)에서 강 슬라브의 재가열 온도는 1100 내지 1200 ℃로 제한하는 것이 바람직하다.

압연단계( S200 )

상기 가열단계(S100)에서 재가열된 강 슬라브를 열간 압연하는 압연단계(S200)에서는, 재가열된 강 슬라브인 강재(30)를 열간 압연한다.

이때, 열간 압연 온도는, 900 내지 1000℃인 것이 바람직하다.

이렇게, 마무리 열간 압연 온도가 1000℃를 초과하는 경우 많은 냉각량과 함께 강판의 취성이 증가할 수 있으며, 마무리 열간 압연 온도가 900℃ 미만일 경우 미세조직 불균일에 따라서 가공성이 저할 될 수 있다.

따라서, 상기 압연단계(S200)에서의 마무리 열간 압연온도는 900 내지 1000℃로 제한하는 것이 바람직하다.

불림단계( S300 )

상기 압연단계(S200)에서 압연 된 상기 강재(30)를 불림 하게 된다.

이때, 상기 강재(30)를 불림 하는 온도는, 840 내지 880℃ 인 것이 바람직하다.

이렇게, 상기 강재(30)의 불림 온도가 880℃를 초과하는 경우 재질의 변화를 초래하게 된다.

그리고, 상기 강재(30)의 불림 온도가 840℃ 미만일 경우에는, 조직을 미세 균질화 하여 강도와 인성이 저하될 수 있다.

그렇기 때문에, 상기 불림단계(S300)에서의 불림 온도는 840 내지 880℃로 실시하는 것이 바람직하다.

냉각단계( S400 )

앞서의 불림단계(S300)에서 불림 된 강 슬라브인 강재(30)를 상온에서 공랭하여 냉각하게 되는 단계이다.

본 발명에서의 강재(30)는, 공랭을 통해 서서히 냉각됨으로써, 상 변태 온도 직상에서 냉각을 서서히 실시하게 됨으로써, 과냉 조직의 발생을 억제할 수 있게 된다.

따라서, 상기 냉각단계(S400)에서의 냉각은 상온에서 공랭하여 과냉 조직의 발생을 방지하는 것이 바람직하다.

도 2는 본 발명의 일 실시 예에 따른 가공성이 용이한 500MPa급 LPG용 고강도 강재의 조직을 나타내는 사진이다.

도 2를 참조하면 Ni과 Mo을 Mo : 0.05 ~ 0.1 중량%, Ni : 3.0 ~ 5.0 중량% 함유한 본 발명에 따른 500MPa급 LPG용 고강도 강재(30)는, 페라이트(Ferrite) 베이나이트(Bainite) 상에 잔류오세트나이트(RA)가 포함되는 복합 조직임을 알 수 있다.

상기와 같은 제조방법에 의해서, 본 발명에 따른 500MPa급 LPG용 고강도 강재는 -101의 초저온용으로 사용되면서도 충격인성을 확보할 수 있고, 후 가공성이 용이하게 된다.

이렇게, -101의 초저온용으로 사용되면서도 충격인성을 확보할 수 있고, 후 가공성이 용이한 상기 강재(30)를 얻을 수 있는 이유는, 전술 한 바와 같이, Mo : 0.05 ~ 0.1 중량%, Ni : 3.0 ~ 5.0 중량%을 함유함으로써 가능하게 되었다.

이와 같이, 본 발명에 따른 제조 방법으로 제조된 강재(30)의 최종 조직은 베이나이트 상에서 페라이트 조직이 형성된 2상 복합 조직에 잔류오세트나이트 상이 포함된 조직으로 이루어진다.

이렇게 본 발명에 따른 제조 방법으로 제조된 강재(30)는, 인장 강도가 520 내지 570 MPa 범위에 해당하는 인장 강도를 갖게 된다.

더불어, 상기 강재(30)의 연신율(EL)은, 연신율이 30 내지 35% 인 것을 알 수 있다.

이하 실험 결과에서 볼 수 있듯이, Ni합금강에 Mo(몰리브덴)이 첨가됨으로써 구체적으로는, Mo : 0.05 ~ 0.1 중량%, Ni : 3.0 ~ 5.0 중량%을 함유함으로써, 연신율(EL)은 유지하면서도 인장강도(TS)가 높아지는 우수한 특성을 나타내게 된다.

또한, 본 발명에 따른 제조 방법으로 제조된 강재(30)의 항복점(YP)은 350 내지 400 MPa을 갖고, 항복비(YR)는 65 내지 70%를 갖게 된다.

이하에서는 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기로 한다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다.

다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며, 어떠한 의미로도 이에의해 본 발명이 제한되는 것으로는 해석될 수 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 고연신율 고강도 강재의 제조

하기 표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 본 발명의 바람직한 발명재 1 및 비교재 1 에 따른 고연신율 고강도 강재(30)를 제조하였다.

표 1에서 성분의 첨가량비는 중량%이며, 온도 단위는 ℃이다.

강종		C	Si	Mn	P	S	Ni	Mo	Ti	불림온도
비교재	Ni	0.1	0.25	1.2	0.01	0.005	3.5	-	-	870
발명재	Ni+Mo	0.1	0.25	1.2	0.01	0.005	3.5	0.1	0.01	870

표 2는 본 발명의 바람직한 발명재 1 및 비교재 1 에 따라 500MPa급 LPG용 고강도 강재의 항복점(YP), 인장강도(TS), 연신율(EL) 및 항봉비(YR)을 나타낸 것이다.

	비교재 Ni 강					발명재 Ni+Mo 강
	YP[MPa]	TS[MPa]	EL[%]	YR[%]	CVN	YP[MPa]	TS[MPa]	EL[%]	YR[%]	CVN
열처리후	407	519	36	78	137	380	558	33	68	77
열처리후	394	520	33	76	102	379	558	33	68	91

상기 표 1 및 표 2를 참조하면, Ni합금강에 Mo(몰리브덴)이 첨가됨으로써 구체적으로는, Mo : 0.05 ~ 0.1 중량%, Ni : 3.0 ~ 5.0 중량%을 함유함으로써, 연신율(EL)은 유지하면서도 인장강도(TS)가 높아지는 우수한 특성을 나타내게 된다.

또한, 발명재 1 은 비교재 1 보다 연신율(EL)이 비슷하면서도 인장강도(TS)R가 높은 것을 알 수 있다.

따라서, 본 발명에 따라 제조된 500MPa급 LPG용 고강도 강재는, 연신율(EL)은 유지하면서도 인장강도(TS)를 향상시키고, 충격 인성을 높이면서도 후 가공성도 높일 수 있게 된다.

이상에서 본 발명에 따른 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법에 따라 제조된 강재의 바람직한 실시예에 대하여 설명하였다.

전술된 실시예는 모든 면에서 예시적인 것이며, 한정적인 것이 아닌 것으로 이해되어야 하며, 본 발명의 범위는 전술된 상세한 설명보다는 후술될 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 그 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 등가 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

30 : 강재
S100 : 가열단계
S200 : 압연단계
S300 : 불림단계
S400 : 냉각단계

Claims

중량%로, C: 0.08 ~ 0.15%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 0.5 ~ 1.2%, P : 0.01 ~ 0.02%, S : 0.004 ~ 0.006%, Ti : 0.01% 이하, Mo : 0.05 ~ 0.1%, Ni : 3.0 ~ 5.0% 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강재를 재가열하는 가열단계(S100);
상기 가열단계에서 재가열된 강재를 열간 압연하는 압연단계(S200);
상기 압연단계에서 압연 된 강재를 불림 열처리하는 불림단계(S300); 및
상기 불림단계에서 불림 된 강재를 공랭 냉각하는 냉각단계(S400);를 포함하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법.
제 1항에 있어서,
상기 가열단계에서,
상기 강재의 재가열은 1100 ~ 1200℃에서 실시되는 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법.
제 1항에 있어서,
상기 불림단계에서,
강재의 불림 열처리 온도는 840 내지 880 ℃인 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법.
제 1항에 있어서,
상기 압연단계에서,
열간 압연은 900 ~ 1000℃의 온도로 실시되는 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법.
제 1항에 있어서,
상기 냉각단계에서,
상기 강재를 공랭하는 공랭 온도는 상기 불림 열처리 한 후 상온에서 냉각하는 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재 제조방법.
총 100중량%에 대하여 중량%로, C: 0.08 ~ 0.15%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 0.5 ~ 1.2%, P : 0.01 ~ 0.02%, S : 0.004 ~ 0.006%, Ti : 0.01% 이하, Mo : 0.05 ~ 0.1%, Ni : 3.0 ~ 5.0% 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재.
제 6항에 있어서,
상기 강재는,
충격 인성을 확보하기 위해 충격에너지(CVN)가 77 내지 91(Ｊ)인 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재.
제 6항에 있어서,
상기 강재는,
항복점(YP)이 350 내지 400 MPa 인 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재.
제 6항에 있어서,
상기 강재는,
상기 강재의 인장 강도가 520 내지 570 MPa 인 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재.
제 6항에 있어서,
상기 강재는,
연신율이 30 내지 35% 인 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재.
제 6항에 있어서,
상기 강재는,
항복비(YR)가 65 내지 70% 인 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재.
제 6항에 있어서,
상기 강재는,
그 미세조직이 페라이트(Ferrite) 베이나이트(Bainite) 상에 잔류오세트나이트(RA)가 포함되는 복합 조직임을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재.