KR20190077184A - 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 따른 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.5~2.0%, Al: 0.003~0.05%, N: 0.01% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 폴리고날 페라이트 및 잔부 조직을 포함하며, 상기 폴리고날 페라이트의 면적분율은 10~30%이고, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 경도는 180Hv 이하일 수 있다.

Description

저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법{High strength steel sheet having excellent low yield ratio property, and manufacturing method for the same}
본 발명은 파이프용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
파이프용 강재는 다양한 방법으로 조관성형을 거쳐 파이프로 제조된다. 파이프 성형 시 소성변형이 용이하고, 파이프 전체의 소성변형성이 균일할 뿐 아니라, 파이프의 성형시 균열이나 파단이 발생하지 않으면 조관성이 우수하다고 평가할 수 있다. 또한, 파이프 사용 시 수송압력의 급격한 변화에도 파이프의 파단이 일어나지 않고 변형될 수 있다면 파이프의 안정성이 우수하다고 평가할 수 있다. 파이프용 강재의 조관성 및 안정성의 향상을 위해서 요구되는 물성은 항복비를 낮추는 것이다. 강재의 항복비가 낮아질수록 항복응력과 인장응력 간의 차이가 커지므로, 소성변형이 일어난 후 파단에 도달할 때까지의 여유 응력이 증가하기 때문이다.
항복비는 미세조직에 의존하는 물성이다. 일반적으로 경도가 다른 상들이 혼합되어 있을 때 항복비가 낮아지는 경향을 보인다. 즉, 노말라이징 열처리를 통해서 제조된 페라이트와 펄라이트 밴드로 이루어진 미세조직에서는 낮은 항복비 값이 얻어지는 반면, 베이나이트 만으로 이루어진 고강도강에서는 높은 항복비 값이 얻어지는 것을 확인할 수 있다. 경도가 다른 두 상이 존재하는 경우, 항복강도는 경도가 낮은 상의 강도와 분율의 영향을 받고, 인장강도는 경도가 높은 상의 강도와 분율의 영향을 받는다. 따라서, 경도가 낮은 상 및 경도가 높은 상의 강도와 분율을 최적의 제어하는 경우 낮은 항복비를 확보할 수 있다.
다만, 파이프용 강재, 특히 라인파이프용 강재의 경우, 항복비뿐만 아니라 일정 수준 이상의 강도와 인성을 요구하기 때문에, 항복비만을 고려하여 미세조직을 제어할 수 없다. 경도가 낮은 상인 폴리고날 페라이트의 분율을 필요 이상으로 높이면 항복강도가 낮아지는 문제가 발생하고, 고경도상인 마르텐사이트나 베이나이트의 분율을 높이면 인성이 열위해지는 문제가 발생한다.
따라서, 파이프용 강재, 특히 라인파이프용 강재의 경우, 일정 수준 이상의 강도와 인성을 확보함과 동시에, 저항복비 특성을 구비하여 조관성 및 안전성의 확보가 요구된다.
대한민국 공개특허공보 제1997-0043168호(1997.07.26. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움일 없을 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재는, 중량 %로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.5~2.0%, Al: 0.003~0.05%, N: 0.01% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 폴리고날 페라이트 및 잔부 조직을 포함하며, 상기 폴리고날 페라이트의 면적분율은 10~30%이고, 상기 폴리고날 페라이트의 평균경도는 180Hv 이하일 수 있다.
상기 잔부 조직의 평균 경도는 200Hv 이상일 수 있다.
상기 잔부 조직은 침상 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트를 포함할 수 있다.
상기 펄라이트 및 마르텐사이트의 면적분율 합은 전체 면적 대비 10% 이하일 수 있다.
상기 강재는, 중량 %로, Ni: 0.05~0.3%, Cu: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02% 및 B: 0.0005~0.0015% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강재의 -30℃에서의 샤르피 충격에너지는 200J 이상일 수 있다.
상기 강재의 항복비는 90% 이하일 수 있다.
상기 강재의 인장강도는 500MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법은, 중량 %로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.5~2.0%, Al: 0.003~0.05%, N: 0.01% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하여 조압연 및 마무리압연하고; 제1 냉각속도로 (Ar3-40℃)~(Ar3-70℃)의 온도범위까지 1차 냉각하고; 제2 냉각속도로 350~400℃의 온도범위까지 2차 냉각할 수 있다.
상기 재가열 온도는 1100~1160℃일 수 있다.
상기 조압연의 종료온도는 1050℃ 이상일 수 있다.
상기 마무리압연의 시작온도는 980℃ 이하이며, 상기 마무리압연의 종료온도는 (Ar3+50℃)~900℃일 수 있다.
상기 마무리압연의 유효 압하율은 65% 이상일 수 있다.
상기 제2 냉각속도는 상기 제1 냉각속도보다 10~40℃/s 더 빠를 수 있다.
상기 제1 냉각의 시작온도는 (Ar3+10℃)~(Ar3+30℃)일 수 있다.
상기 제1 냉각속도는 10~20℃/s일 수 있다.
상기 제1 냉각의 종료온도는 (Ar3-70℃)~(Ar3-40℃)일 수 있다.
상기 제1 냉각속도는 10~20℃/s일 수 있다.
상기 제2 냉각은 상기 제1 냉각의 직후에 수행될 수 있다.
상기 제2 냉각속도는 30~50℃/s일 수 있다.
상기 2차 냉각된 강재를 상온까지 공냉할 수 있다.
상기 슬라브, 중량 %로, Ni: 0.05~0.3%, Cu: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02% 및 B: 0.0005~0.0015% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법은, 500MPa 이상의 인장강도 및 90% 이하의 항복비를 동시에 확보 가능한바, 파이프용 강재의 조관성 및 안전성을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명은 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.5~2.0%, Al: 0.003~0.05%, N: 0.01% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C: 0.06~0.12%
C는 고용강화 및 석출강화에 의해 강을 강화시키는데 효과적인 원소이다. 특히 C는 항복강도보다는 인장장도에 더 큰 영향을 미치는 원소이므로, 항복비의 감소에 효과적으로 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 C 함량의 하한을 0.06%로 제한할 수 있다. 다만, C가 과도하게 첨가되는 경우 인성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 C 함량의 상한을 0.12%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 C 함량은 0.06~0.12%일 수 있다. 더불어, C 함량이 0.10%를 초과하는 경우, 제강연주공정에서 슬라브의 표면 크랙이 빈번하게 발생하는바, 본 발명의 바람직한 C 함량은 0.06~0.10% 일 수 있다.
Si: 0.2~0.5%
Si는 탈산제로 이용될 뿐만 아니라, 고용강화에 기여하여 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, Si은 상변태시 도상 마르텐사이트(MA)의 생성을 조장하는 원소이다. 도상 마르텐사이트(MA)는 저항복비 특성에 기여하는 원소로이다. 따라서, 본 발명은 도상 마르텐사이트(MA)의 생성을 고려하여 Si 함량의 하한을 0.2%로 제한할 수 있다. 다만, Si이 과다하게 첨가되는 경우, 가열로내에서 성장한 스케일의 박리성이 떨어짐에 따라 압연 완료 후의 표면품질이 열위해지는 문제가 발생할 수 있는바, 본 발명은 Si 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Si 함량은 0.2~0.5% 일 수 있다.
Mn: 1.5~2.0%
Mn은 고용강화 원소로서 강의 강도를 향상시키며, 강의 경화능을 높여 저온변태상의 생성을 촉진하는 원소이다. 항복비를 낮추기 위해서는 미세조직 내에 적정분율의 저온변태상이 포함되어야 한다. 따라서, 저온변태상 생성을 위하여 본 발명은 Mn 함량의 하한을 1.5%로 제한할 수 있다. 다만, Mn이 과다하게 첨가되는 경우, 슬라브 주조시 중심편석에 의하여 조대한 베이나이트의 생성을 조장하여, 중심부 인성이 저하되고, 강의 용접성 또한 저하되는바, 본 발명은 Mn 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mn 함량은 1.5~2.0% 일 수 있다.
Al: 0.003~0.05%
Al은 대표적인 탈산제 원소인바, 그 함량이 0.003% 미만인 경우 충분한 탈산 효과를 기대할 수 없는 바, 본 발명은 Al 함량을 하한을 0.003%로 제한할 수 있다. 또한, Al이 과도하게 첨가되는 경우, 비금속 산화물인 Al2O3를 과도하게 형성하여 모재와 용접부의 인성이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명은 Al 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Al 함량은 0.003~0.05% 일 수 있으며, 보다 바람직한 Al 함량은 0.005~0.05% 일 수 있다.
N: 0.01% 이하
N는 Al과 결합하여 질화물을 형성함으로써 강의 강도향상에 기여하는 원소이다. 다만, N이 과도하게 첨가되는 경우, 고용상태의 N에 의한 인성 저해가 문제되는바, 본 발명은 N 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 또한, 강 중에서 N을 완전히 제거하는 것은 공업적 및 경제적으로 어려운바, 제조공정상 허용 가능한 범위인 0.001%로 N 함량의 하한을 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 N 함량은 0.01% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 N 함량은 0.001~0.01% 일 수 있다.
P: 0.02%이하
P는 제강 중 필연적으로 강 중에 포함되는 원소로, 용접성 및 인성을 저해할 뿐만 아니라, 응고 시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되는 원소로서 강의 인성을 저해한다. 따라서, 적정 수준의 인성을 확보하기 위해서는 그 함량을 일정 수준 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, P의 함량이 0.02%를 초과하는 경우, 강재의 두께 중심부에서 취성파괴가 조장되어 저온인성을 확보하기 어려운바, 본 발명은 P 함량을 0.02% 이하로 제한할 수 있다.
S: 0.003%이하
S는 제강 중 불가피하게 강 중에 포함되는 불순물 원소이며, 강재의 두께 중심부에서 MnS 등의 비금속개재물을 형성하여 저온인성을 저해하는 원소이다. S의 함량이 0.003%를 초과하는 경우, 강재의 두께 중심부에 다량의 비금속개재물이 형성되어 취성파괴의 개시점으로 작용하고, 균열전파의 경로를 제공하게 된다. 따라서, 본 발명은 인성을 확보하기 위해 S의 함량을 0.003% 이하로 제한할 수 있다.
Cr: 0.05~0.5%
Cr은 냉각시 충분한 경화능을 확보하고, 세멘타이트와 같은 제2상과 저온변태상의 효과에 기여하는바, 항복비 저하에 효과적으로 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서 본 발명은 Cr 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 반면, Cr이 과다하게 첨가되는 경우, 용접부의 인성을 저해할 수 있는바, 본 발명은 Cr 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Cr 함량은 0.05~0.5% 일 수 있다.
Mo: 0.05~0.5%
Mo는 Cr과 마찬가지로 경화능이 매우 큰 원소로, 소량 첨가에 의해서도 저온변태상 생성을 촉진하여 항복비를 낮추는데 효과적으로 기여하는 원소이다. Mo의 첨가에 의해 베이나이트나 마르텐사이트의 분율을 증가시킬 수 있으며, 그에 따라 항복비를 감소시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 본 발명은 Mo 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, Mo는 합금원가가 높은 원소인바, 본 발명은 경제성 측면에서 Mo 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mo 함량은 0.05~0.5%일 수 있다.
Nb: 0.01~0.05%
Nb는 슬라브에서 탄화물 또는 질화물 형태의 석출물로 존재하나, 재가열 공정에서 강 내에 고용되어 압연 시 재결정을 지연시키는 역할을 한다. 재결정 지연에 의해 압연 후의 페라이트 변태 시 페라이트 핵 생성을 촉진시킬 수 있는바, 결정립 미세화를 통하여 강재의 강도를 향상시킬 수 있다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 Nb 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, Nb의 첨가에 의해 강재의 강도가 상승되나, 결정립 미세화에 의한 강도의 상승은 인장강도 보다는 항복강도 상승에 더 큰 기여를 한다. 따라서, Nb가 과도하게 첨가되는 경우, 강도는 상승하나 항복비가 상승될 수 있는바, 본 발명은 Nb 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Nb 함량은 0.01~0.05% 일 수 있다.
Ca: 0.0005~0.005%
Ca는 MnS 등의 비금속개재물을 구상화시키는 역할을 수행한다. Ca은 S와 반응하여 CaS를 형성하므로 MnS 등의 비금속개재물의 생성을 억제하며, 그에 따라 저온인성이 향상될 수 있다. 이러한 MnS 등의 비금속개재물의 구상화 효과를 얻기 위해, 본 발명은 Ca 함량의 하한을 0.0005%로 제한할 수 있다. 다만, Ca은 휘발성이 커 수율이 낮은 원소이므로, 본 발명은 제공공정에서 발생되는 부하를 고려하여 Ca 함량의 상한을 0.005%로 제할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ca 함량은 0.0005~0.005% 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재는, 중량 %로, Ni: 0.05~0.3%, Cu: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02% 및 B: 0.0005~0.0015% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
Ni: 0.05~0.3% 이하
Ni는 강의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 효과적인 원소이다. 따라서, 이러한 강도 및 인성의 향상의 효과를 얻기 위해, 본 발명은 Ni 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, Ni는 고가의 원소로써 과다한 첨가는 경제성 측면에서 바람직하지 않은바, 본 발명은 Ni 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ni 함량은 0.05~0.3% 일 수 있다.
Cu: 0.05~0.3%
Cu는 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 원소이다. 따라서, 강도 향상의 효과를 얻기 위해, 본 발명은 Cu 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, Cu가 과다하게 첨가되는 경우, 슬라브 제조시 표면균열을 유발하여 국부부식 저항성을 떨어뜨리고, 압연을 위한 슬라브 재가열시 융점이 낮은 Cu가 강의 입계에 침투하여 열간가공시 크랙 발생을 유발할 수 있는바 본 발명은 Cu 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Cr 함량은 0.05~0.3% 일 수 있다.
Ti: 0.005~0.02%
Ti은 슬라브 내에서 TiN 이나 TiC 형태의 석출물로 존재한다. 슬라브 재가열시 Nb는 용해되어 재고용되나, Ti은 재가열 공정에서 용해되지 않고 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립계에 존재한다. 오스테나이트 결정립계에 존재하는 TiN 석출물은 재가열시 발생하는 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 하므로 최종 페라이트 결정립 미세화에 기여하여 강도 및 인성을 향상시킨다. 이러한 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과를 달성하기 위하여, 본 발명은 Ti 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, Ti의 첨가량이 과다한 경우, 강 중의 N 함량 대비 Ti의 함량이 과도해지는바, 조대한 석출물들을 형성할 수 있다. 이러한 조대한 석출물들은 오스테나이트 결정립의 성장 억제에 기여하는 것이 아니라, 오히려 인성을 저하시키는 요인으로 작용하는바, 본 발명은 강 중의 N 함량을 고려하여 Ti 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있다.
B: 0.0005~0.0015% 이하
B은 소입성이 큰 원소로, 소량 첨가에 의해서도 저온변태상을 용이하게 생성하는바, 강도 향상 및 항복비 감소에 효과적으로 기여하는 원소이다. 이러한 소입성에 의한 효과를 얻기 위해, 본 발명은 B 함량의 하한을 0.0005%로 제한할 수 있다. 다만, B은 제강 공정 중에 제어가 어려운 원소일 뿐만 아니라, 적정량 이상 첨가되면 결정립계 취성을 유발하여 인성을 급격하게 저하시키는바, 본 발명은 B 함량의 상한을 0.0015%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 B 함량은 0.0005~0.0015% 일 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물일 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
본 발명의 일 실시예에 따른 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재는 미세조직으로 폴리고날 페라이트 및 잔부 조직을 포함할 수 있다. 폴리고날 페라이트의 평균입도는 10㎛ 이하일 수 있으며, 바람직한 폴리고날 페라이트의 평균 입도는 6㎛ 이하일 수 있다. 또한, 강재의 단면에 대한 폴리고날 페라이트의 면적분율은 10~30%이고, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 경도는 180Hv 이하일 수 있다. 잔부 조직은 침상 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트를 포함하며, 잔부 조직의 평균 경도는 200Hv 이상일 수 있다. 또한, 잔부 조직 중 펄라이트 및 마르텐사이트의 면적분율 합은 전체 면적 대비 10% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 -30℃에서의 샤르피 충격에너지는 200J 이상이며, 인장강도는 500MPa 이상일 수 있다. 또한, 본 발명의 일 실시예에 의한 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 항복비는 90% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 88% 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법은, 중량 %로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.5~2.0%, Al: 0.003~0.05%, N: 0.01% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.4%, Nb: 0.01~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하여 조압연 및 마무리압연하고; 제1 냉각속도로 (Ar3-40℃)~(Ar3-70℃)의 온도범위까지 1차 냉각하고; 제2 냉각속도로 350~400℃의 온도범위까지 2차 냉각할 수 있다. 또한, 본 발명에 제공되는 슬라브는, 중량 %로, Ni: 0.05~0.3%, Cu: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02% 및 B: 0.0005~0.0015% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 슬라브의 조성 함량은 전술한 강재의 조성 함량과 대응하는바, 본 발명의 슬라브의 조성 함량의 제한 이유에 대한 설명은 전술한 슬라브의 조성 함량의 제한 이유에 대한 설명으로 대신한다.
슬라브 재가열
전술한 조성으로 구비된 슬라브를 1100~1160℃의 온도범위에서 재가열한다. 고용 Nb에 의한 최종 미세조직의 결정립 미세화 분위기를 조성하기 위해서는 일정 온도 이상으로 슬라브를 가열하여 슬라브 내의 NbC 석출물을 충분히 분해할 필요가 있다. 따라서, 본 발명은 고용 Nb에 의한 결정립 미세화 효과를 달성하기 위해 슬라브 재가열 온도의 하한을 1100℃로 제한할 수 있다. 또한, 슬라브의 재가열 온도가 상승하는 경우, NbC 석출물 분해에 따른 고용 Nb의 확보는 용이해지나, 오스테나이트의 결정립의 성장도 급격히 발생하여 최종 페라이트의 결정립 크기를 증가시킬 수 있다. 또한, Nb의 고용량이 과도한 경우, 미재결정역 온도가 상승하여 높은 온도에서 압연하더라도 결정립 미세화를 충분히 달성할 수 없는 바, 오히려 저항복비 특성은 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명의 슬라브 재가열 온도의 상한은 1160℃로 제한할 수 있다.
조압연
슬라브의 재가열 후 조압연을 실시할 수 있다. 조압연시 재결정 현상에 의한 오스테나이트의 결정립 미세화가 이루어진다. 조압연 온도가 1050℃ 미만인 경우, 부분재결정이 발생하여 강재 내부의 오스테나이트 결정립 크기가 불균일하게 될 수 있다. 특히, 두께 중심부의 오스테나이트 결정립 크기의 불균일 형상이 심화되어 최종 중심부 미세조직에서 조대한 베이나이트 미세조직이 형성되므로 저온인성이 열위해진다. 따라서, 본 발명은 조압연 종료온도를 1050℃ 이상으로 제한할 수 있다.
마무리압연
조압연 후 마무리압연을 실시할 수 있다. 마무리압연에서 유효 오스테나이트 결정립 크기를 미세화하기 위해서는 마무리압연에서 가해진 압연에너지를 오스테나이트 결정립의 변형대 형성 또는 전위 형성을 통해 축적할 필요가 있으며, 이를 위해서는 마무리 압연의 시작온도가 제한되어야 한다. 마무리압연의 시작온도가 980℃를 초과하는 경우, 풀림에 의해 마무리압연의 압연에너지 축적 효과가 대부분 상실되는바, 유효 오스테나이트의 결정립을 충분히 미세화할 수 없으며, 그에 따라 페라이트 결정립의 미세화 효과를 충분히 달성할 수 없다. 따라서, 목적하는 미세조직 확보를 위해, 본 발명은 마무리 압연의 시작온도를 980℃ 이상으로 제한할 수 있다.
또한, 오스테나이트 결정립의 변형대는 마무리 압연온도가 미재결정역 온도(Tnr)보다 낮은 경우에 형성될 수 있다. 즉, 마무리압연 전체에서 가해진 압하율보다는 미재결정역 온도(Tnr) 이하에서 가해진 압하율, 즉 유효 압하율이 강도 및 인성 향상에 더욱 영향을 미치는 중요한 요소이다. 마무리압연 중 유효 압하율이 충분하지 않을 경우, 페라이트 변태 시 미세한 결정립을 생성하지 못할 뿐만 아니라 유효 오스테나이트의 결정립이 조대하여 소입성에 의한 베이나이트 분율이 지나치게 증가하는바, 인성 및 항복비가 열화될 수 있다. 따라서 본 발명의 마무리압연 유효 압하율은 65% 이상일 수 있다. 참고로, 유효 압하율 및 미재결정역 온도(Tnr)은 아래의 식 1 및 식 2를 통해 이론적으로 도출 가능하다.
[식 1]
유효 압하율(%)=[(Tnr 온도 직하에서의 강재 두께-강재 최종두께)/Tnr 온도 직하에서의 강재 두께]*100
[식 2]
Tnr(℃)=887+464*C+890*Ti+363*Al-357*Si+(6445*Nb-644*Nb1/2)+(732*V-230*V1/2)
마무리압연시 가해진 압연에너지는 오스테나이트 결정립에 변형대 또는 전위 형성을 통해 축적된다. 마무리압연 온도가 낮아질수록 변형대 생성이 촉진되어 페라이트 핵생성 자리가 증가하며, 그에 따라 최종 결정립이 미세화될 수 있다. 또한, 마무리압연 온도가 높아질수록 전위 소멸 등이 용이하므로, 압연에너지가 축적되지 않고 쉽게 사라질 수 있다. 따라서, 본 발명에서 제한된 성분 및 마무리압연의 유효 압하율 등을 고려할 때, 저온인성의 확보를 위해서는 마무리압연은 최소한 900℃ 이하에서 종료되어야 한다. 마무리 압연 후 냉각를 위해 강재를 이동하는 경우, 공냉에 의한 강재의 온도하락이 발생한다. 냉각 개시 이전 공냉에 의해 냉각 시작온도가 Ar3+10℃ 이하로 떨어지는 것을 방지하기 위하여, 마무리압연의 종료온도는 (Ar3+50℃) 이상으로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 마무리압연의 종료온도는 (Ar3+50℃)~900℃ 일 수 있다. 참고로, Ar3 온도는 아래의 식 3을 통해 이론적으로 도출 가능하다.
[식 3]
Ar3(℃)=910-310*C-80*Mn-20*Cu-15*Cr-55*Ni-80*Mo+0.35*(강재 두께-8)
제1 냉각
마무리압연 후의 냉각에 의해 오스테나이트로부터 페라이트의 변태를 제어함으로 강재의 최종미세조직이 결정될 수 있다. 목적하는 항복비를 확보하기 위해서는 경도가 다른 상들이 적절 비율로 복합적으로 존재해야 하며, 특히 페라이트의 분율 및 고경도상의 경도가 적절 범위를 만족해야 한다. 마무리압연 후 제1 냉각에 의한 미세한 폴리고날 페라이트를 적절히 도입하기 위해서는 Ar3 보다는 다소 높은 온도에서 제1 냉각이 시작되어야 하며, 제1 냉각이 Ar3 보다 10~30℃ 정도 높은 온도에서 시작되는 경우, 가장 적절한 비율의 미세한 폴리고날 페라이트를 도입할 수 있다. 따라서, 본 발명 제1 냉각의 개시온도는 (Ar3+10℃)~(Ar3+30℃) 일 수 있다.
강재의 저항복비 특성을 확보하기 위해서는, 미세한 페라이트와 저온변태상들이 혼합된 미세조직을 얻어야 한다. 다만, 미세한 페라이트의 분율이 과도한 경우 저항복비 특성을 확보할 수는 있으나, 항복강도가 저하되어 고강도 특성을 확보할 수 없게 된다. 제1 냉각의 종료온도가 Ar3-70℃ 미만인 경우, 페라이트 분율이 과도하게 증가하여 고강도 특성의 확보가 어려우며, 제1 냉각의 종료온도가 Ar3-40℃를 초과하는 경우, 페라이트 분율이 낮아져 저항복비 특성의 확보가 어려워진다. 따라서, 본 발명은 제1 냉각의 냉각 종료온도를 (Ar3-70℃)~(Ar-40℃)로 제한할 수 있다.
제1 냉각에서 베이나이트 변태가 개시되지 않고 폴리고날 페라이트가 생성될 수 있도록 제1 냉각속도는 과도하게 빠르지 않도록 제어되어야 한다. 따라서, 제1 의 냉각속도는 10~20℃/s로 제한될 수 있다. 제1 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우, 수냉 페라이트가 비교적 조대하게 생성되어 항복강도가 낮아지고, 제1 냉각속도가 20℃/s을 초과하는 경우, 폴리고날 페라이트의 생성량이 미달되고, 저온변태상들의 분율이 증가하여 저항복비 특성을 확보할 수다. 따라서, 본 발명의 제1 냉각속도는 10~20℃/s로 제한될 수 있다.
제2 냉각
제1 냉각에서 미 변태된 오스테나이트가 베이나이트 등의 저온변태상으로 충분히 변태될 수 있도록, 제2 냉각의 종료온도는 베이나이트 변태종료온도보다 충분히 낮아야 한다. 따라서, 본 발명은 제2 냉각 종료온도를 400℃ 이하로 제한할 수 있다. 반면, 제2 냉각 종료온도가 지나치게 낮으면 취성이 심한 마르텐사이트의 생성량이 증가하므로 항복비는 낮아지는 반면 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 마르텐사이트의 생성을 억제하기 위해 본 발명의 제2 냉각 종료온도는 350℃ 이상으로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 제2 냉각 종료온도는 350~400℃ 일 수 있다. 제2 냉각 종료 후에는 공랭에 의해 상온까지 냉각될 수 있다.
제1 냉각에서 페라이트로 변태되지 않는 오스나이트들이 전부 베이나이트로 변태하도록, 제2 냉각속도는 제1 냉각속도보다 더 빠른 속도로 제어될 수 있다. 제2 냉각속도는 제1 냉각속도보다 10~40℃/s 더 빠를 수 있으며, 본 발명의 바람직한 제2 냉각속도는 30~50℃/s 일 수 있다.
또한, 미세조직적 측면에서 제2 냉각은 제1 냉각의 직후에 수행되는 것이 바람직하다.
이하, 구체적인 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기의 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 강 슬라브를 제조하였으며, 각각의 슬라브에 대해 표 2의 공정 조건으로 강재를 제조하였다.
강종 C Si Mn P S Al Cr Mo Nb N Ca Ni Cu Ti B
발명강1 0.06 0.3 1.6 0.015 0.0017 0.015 0.15 0.4 0.03 0.0045 0.0012 0.3
발명강2 0.06 0.3 1.9 0.018 0.0015 0.003 0.3 0.1 0.04 0.004 0.001 0.2 0.1
발명강3 0.06 0.5 1.6 0.016 0.0009 0.02 0.4 0.1 0.035 0.005 0.0015 0.1 0.012
발명강4 0.07 0.3 1.5 0.01 0.0011 0.015 0.2 0.2 0.04 0.004 0.001 0.015 0.001
발명강5 0.07 0.3 1.6 0.015 0.001 0.02 0.1 0.3 0.02 0.004 0.0008 0.2
발명강6 0.07 0.4 1.8 0.012 0.0015 0.02 0.3 0.2 0.03 0.005 0.0013 0.1 0.1 0.015
발명강7 0.08 0.3 1.5 0.009 0.0023 0.035 0.2 0.1 0.015 0.0055 0.0012 0.001
발명강8 0.08 0.5 1.6 0.012 0.0024 0.03 0.2 0.2 0.025 0.0035 0.002 0.1 0.015
발명강9 0.09 0.2 1.5 0.015 0.0018 0.035 0.1 0.05 0.025 0.004 0.0018 0.1
비교강1 0.04 0.25 1.4 0.008 0.0008 0.03 0.1 0.055 0.005 0.0019 0.1 0.012
비교강2 0.06 0.25 1.25 0.015 0.002 0.025 0.3 0.2 0.004 0.001 0.2
비교강3 0.06 0.3 1.5 0.025 0.0015 0.055 0.2 0.3 0.02 0.005
비교강4 0.08 0.15 1.6 0.018 0.0014 0.035 0.1 0.004 0.0012
비교강5 0.08 0.3 1.3 0.023 0.0031 0.03 0.1 0.1 0.03 0.005
비교강6 0.12 0.25 1.1 0.015 0.002 0.025 0.03 0.004 0.0013 0.01
강종 조건 재가열
온도
(℃)		 조압연
종료
온도
(℃)		 마무리
압연
유효
압하율
(%)		 마무리
압연
시작
온도
(℃)		 마무리
압연
종료온도
(℃)		 제1
냉각
시작온도
(℃)		 제1
냉각
종료온도
(℃)		 제1
냉각
속도
(℃/s)		 제2
냉각
종료
온도
(℃)		 제2
냉각
종료
속도
(℃/s)		 Tnr
온도
(℃)		 Ar3
온도
(℃)
1 1-1 1140 1080 65 880 830 730 650 10 400 30 894.99 718.6
1-2 1140 1080 65 910 850 740 650 15 380 32 894.99 718.6
1-3 1120 1050 75 880 830 780 - - 560 28 894.99 718.6
2 2-1 1120 1050 70 910 820 740 660 10 400 30 937.83 719.85
2-2 1120 1060 70 930 820 730 660 15 350 35 937.83 719.85
2-3 1140 1080 55 830 790 740 550 8 400 15 937.83 719.85
3 3-1 1150 1100 65 900 830 770 690 18 400 35 859.37 749.85
3-2 1150 1090 65 880 800 760 700 12 380 42 859.37 749.85
3-3 1140 1080 70 850 810 775 685 16 380 40 859.37 749.85
4 4-1 1160 1100 75 950 880 770 700 15 400 40 960.18 755.25
4-2 1140 1080 75 980 880 780 690 17 350 45 960.18 755.25
4-3 1080 1000 78 850 770 710 630 8 400 20 960.18 755.25
5 5-1 1120 1060 65 850 800 750 675 15 380 42 857.46 729.75
5-2 1140 1080 65 880 820 740 660 13 350 35 857.46 729.75
6 6-1 1100 1050 70 900 830 750 660 12 380 32 879.10 722.25
6-2 1120 1060 70 880 810 740 680 13 400 32 879.10 722.25
7 7 1140 1070 65 880 830 780 700 18 380 35 847.53 760.15
8 8 1150 1090 65 850 800 770 675 10 350 40 829.16 742.15
9 9 1120 1060 70 930 850 780 700 16 400 45 929.36 757.05
10
 10-1 1160 1080 80 1000 880 780 680 20 480 30 1041.32 784.55
10-2 1180 1120 75 900 810 750 700 10 500 25 1041.32 784.55
11 11-1 1120 1080 60 800 760 730 680 15 400 30 834.67 772.85
11-2 1180 1120 60 840 790 730 700 8 400 32 834.67 772.85
12 12-1 1080 1040 65 880 810 760 700 12 430 28 865.53 750.35
12-2 1100 1040 60 850 780 770 650 18 450 35 865.53 750.35
13 13-1 1140 1080 65 880 810 780 730 10 500 30 883.28 755.15
13-2 1160 1100 70 880 790 740 600 21 480 25 883.28 755.15
14 14 1120 1060 70 910 820 780 730 12 500 30 909.72 777.65
15 15 1140 1070 70 950 860 810 650 25 450 25 953.21 790.75
표 2에 의해 제조된 각각의 강재를 길이방향을 따라 절단한 인장시편에 대해 인장시험을 실시하여 항복강도, 인장강도 및 -30℃에서의 샤르피 충격에너지를 평가하였으며, 그 결과는 아래의 표 3과 같다. 또한, 표 2에 의해 제조된 각각의 강재에 대해 에칭 후 미세조직을 관찰하고 각 조직의 경도를 측정하였으며, 각 강재의 폴리고날 페라이트의 분율과 경도, 폴리고날 페라이트를 제외한 나머지 상들(펄라이트+마르텐사이트)의 분율 및 경도는 아래의 표 4와 같다.
강종 조건 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 항복비
(%)		 -30℃ 샤르피 충격 에너지
(J)		 비고
1 1-1 485 557 87 420 발명예1
1-2 501 583 86 415 발명예2
1-3 547 589 92 187 비교예1
2 2-1 473 544 87 397 발명예3
2-2 496 598 83 389 발명예 4
2-3 442 480 92 167 비교예 2
3 3-1 492 579 85 371 발명예 5
3-2 503 599 84 375 발명예 6
3-3 510 593 86 370 발명예 7
4 4-1 504 600 84 358 발명예 8
4-2 498 600 83 361 발명예 9
4-3 467 513 91 185 비교예 3
5 5-1 524 616 85 387 발명예 10
5-2 535 652 82 364 발명예 11
6 6-1 541 644 84 340 발명예 12
6-2 545 626 87 349 발명예 13
7 7 527 635 83 308 발명예 14
8 8 552 681 81 311 발명예 15
9 9 524 639 82 287 발명예 16
10 10-1 475 528 90 198 비교예 4
10-2 458 503 91 172 비교예 5
11 11-1 486 540 90 187 비교예 6
11-2 492 547 90 113 비교예 7
12 12-1 502 558 90 175 비교예 8
12-2 483 531 91 175 비교예 9
13 13-1 511 568 90 198 비교예 10
13-2 472 519 91 142 비교예 11
14 14 535 582 92 167 비교예 12
15 15 508 558 91 118 비교예 13
강종 조건 폴리고날 페라이트
분율
(%)		 폴리고날 페라이트
평균경도
(Hv)		 폴리고날 페라이트
제외상
평균경도
(Hv)		 펄라이트+
마르텐사이트
분율
(%)		 비고
1 1-1 27 167 234 7 발명예 1
1-2 30 170 239 6 발명예 2
1-3 7 165 210 12 비교예 1
2 2-1 27 15 229 6 발명예 3
2-2 25 177 237 7 발명예 4
2-3 72 179 207 22 비교예 2
3 3-1 27 177 235 6 발명예 5
3-2 25 174 247 8 발명예 6
3-3 27 174 241 6 발명예 7
4 4-1 24 173 237 7 발명예 8
4-2 25 177 249 8 발명예 9
4-3 64 168 223 19 비교예 3
5 5-1 27 170 239 6 발명예 10
5-2 24 172 247 8 발명예 11
6 6-1 29 168 241 7 발명예 12
6-2 28 172 240 8 발명예 13
7 7 18 178 253 9 발명예 14
8 8 30 166 254 9 발명예 15
9 9 24 173 251 8 발명예 16
10 10-1 8 181 220 12 비교예 4
10-2 6 188 209 11 비교예 5
11 11-1 40 172 208 12 비교예 6
11-2 33 164 248 11 비교예 7
12 12-1 6 182 220 11 비교예 8
12-2 7 188 207 11 비교예 9
13 13-1 36 164 205 12 비교예 10
13-2 7 189 238 13 비교예 11
14 14 40 172 199 15 비교예 12
15 15 2 191 268 14 비교예 13
발명예 1 내지 16의 경우, 본 발명의 강 조성, 미세조직 및 공정 조건을 모두 만족하는바, 200J 이상의 -30℃에서의 샤르피 충격에너지, 500MPa 이상의 인장강도, 및 90% 이하의 항복비를 모두 만족함을 확인할 수 있다. 특히, 발명예 1 내지 16의 경우, 항복비는 모두 90% 미만임을 확인할 수 있다.
비교예 1의 경우, 조성 함량은 본 발명의 조성 함량를 만족하지만, 제1 냉각 및 제2 냉각을 구분하지 않고 1회의 냉각만을 실시하였으며, 제1 냉각 시작온도가 본 발명의 범위를 벗어나는바, 본 발명의 미세조직 조건을 만족하지 않음을 확인할 수 있다. 따라서, 비교예 1은 본 발명이 목적하는 저온인성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
비교예 2의 경우, 조성 함량은 본 발명의 조성 함량을 만족하지만, 마무리 압연 유효 압하율 및 제1 냉각속도가 본 발명의 범위를 만족하지 않는바, 본 발명의 미세조직 조건을 만족하지 않음을 확인할 수 있다. 따라서, 비교예 2는 본 발명이 목적하는 인장강도 및 저온인성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
비교예 3의 경우, 조성 함량은 본 발명의 조성 함량을 만족하지만, 재가열 온도, 조압연 종료 온도, 마무리압연 종료온도 제1 냉각 시작 및 종료온도가 본 발명의 범위를 만족하지 않는바, 본 발명의 미세조직 조건을 만족하지 않음을 확인할 수 있다. 따라서, 비교예 3은 본 발명이 목적하는 저온인성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
또한, 비교예 4 내지 13의 경우, 본 발명의 강 조성, 미세조직 및 공정 조건을 모두 만족하지 못하는바, 본 발명이 목적하는 물성을 확보하지 못함을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 의한 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법은, 저항복비 특성 및 고강도성을 모두 만족하여 안정성 및 조관성을 확보가능한 파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (21)

  1. 중량 %로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.5~2.0%, Al: 0.003~0.05%, N: 0.01% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 폴리고날 페라이트 및 잔부 조직을 포함하며,
    상기 폴리고날 페라이트의 면적분율은 10~30%이고, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 경도는 180Hv 이하인 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 잔부 조직의 평균 경도는 200Hv 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 잔부 조직은 침상 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트를 포함하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 펄라이트 및 마르텐사이트의 면적분율 합은 전체 면적 대비 10% 이하인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재는, 중량 %로, Ni: 0.05~0.3%, Cu: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02% 및 B: 0.0005~0.0015% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 -30℃에서의 샤르피 충격에너지는 200J 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복비는 90% 이하인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 인장강도는 500MPa 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  9. 중량 %로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.5~2.0%, Al: 0.003~0.05%, N: 0.01% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하여 조압연 및 마무리압연하고;
    제1 냉각속도로 (Ar3-40℃)~(Ar3-70℃)의 온도범위까지 1차 냉각하고;
    제2 냉각속도로 350~400℃의 온도범위까지 2차 냉각하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 재가열 온도는 1100~1160℃인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 조압연의 종료온도는 1050℃ 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서,
    상기 마무리압연의 시작온도는 980℃ 이하이며,
    상기 마무리압연의 종료온도는 (Ar3+50℃)~900℃인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  13. 제9항에 있어서,
    상기 마무리압연의 유효 압하율은 65% 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  14. 제9항에 있어서,
    상기 제2 냉각속도는 상기 제1 냉각속도보다 10~40℃/s 더 빠른, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  15. 제9항에 있어서,
    상기 제1 냉각의 시작온도는 (Ar3+10℃)~(Ar3+30℃)인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  16. 제9항에 있어서,
    상기 제1 냉각속도는 10~20℃/s인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  17. 제9항에 있어서,
    상기 제1 냉각의 종료온도는 (Ar3-70℃)~(Ar3-40℃)인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  18. 제9항에 있어서,
    상기 제2 냉각은 상기 제1 냉각의 직후에 수행되는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  19. 제9항에 있어서,
    상기 제2 냉각속도는 30~50℃/s인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  20. 제9항에 있어서,
    상기 2차 냉각된 강재를 상온까지 공냉하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  21. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브, 중량 %로, Ni: 0.05~0.3%, Cu: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02% 및 B: 0.0005~0.0015% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR970043168A (ko) 1995-12-11 1997-07-26 김종진 수소유기 균열 저항성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법
JP2013023714A (ja) * 2011-07-19 2013-02-04 Jfe Steel Corp Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法
KR20130073472A (ko) * 2011-12-23 2013-07-03 주식회사 포스코 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법
KR20140055460A (ko) * 2012-10-31 2014-05-09 현대제철 주식회사 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
KR20150038727A (ko) * 2012-09-26 2015-04-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 복합 조직 강판 및 그 제조 방법

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3749704B2 (ja) * 2002-10-23 2006-03-01 新日本製鐵株式会社 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法
JP4008378B2 (ja) * 2003-04-18 2007-11-14 株式会社神戸製鋼所 靭性および溶接性に優れた低降伏比高強度鋼
JP4767590B2 (ja) 2005-06-01 2011-09-07 新日本製鐵株式会社 低降伏比高張力鋼および低降伏比高張力鋼の製造方法
KR100723155B1 (ko) 2005-12-21 2007-05-30 주식회사 포스코 저항복비 열연강판 및 그 제조방법
CN101649420B (zh) * 2008-08-15 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高韧性低屈强比钢、钢板及其制造方法
CN101514435B (zh) * 2008-12-17 2011-06-15 马鞍山钢铁股份有限公司 低温韧性优良且稳定的管线钢及其热轧板卷轧制方法
JP5532800B2 (ja) 2009-09-30 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法
CN102168229B (zh) * 2010-02-25 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 耐候钢板及其制造方法
JP5573265B2 (ja) 2010-03-19 2014-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
KR101302298B1 (ko) * 2010-06-30 2013-09-03 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5796369B2 (ja) * 2011-06-23 2015-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法
JP5516784B2 (ja) 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
JP5783229B2 (ja) * 2013-11-28 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN104264054B (zh) * 2014-09-19 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级的耐高温管线钢及其制造方法
CN104789866B (zh) * 2015-04-28 2017-03-08 宝山钢铁股份有限公司 630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法
CN106480374B (zh) * 2015-08-31 2018-04-24 鞍钢股份有限公司 一种耐寒管线用高韧性低屈强比热轧厚板及其生产方法
JP6299935B2 (ja) * 2016-01-29 2018-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度・高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法
JP6696208B2 (ja) * 2016-02-18 2020-05-20 日本製鉄株式会社 高強度鋼板の製造方法
KR101940880B1 (ko) * 2016-12-22 2019-01-21 주식회사 포스코 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법
KR101899689B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관
KR101908819B1 (ko) * 2016-12-23 2018-10-16 주식회사 포스코 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR970043168A (ko) 1995-12-11 1997-07-26 김종진 수소유기 균열 저항성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법
JP2013023714A (ja) * 2011-07-19 2013-02-04 Jfe Steel Corp Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法
KR20130073472A (ko) * 2011-12-23 2013-07-03 주식회사 포스코 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법
KR20150038727A (ko) * 2012-09-26 2015-04-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 복합 조직 강판 및 그 제조 방법
KR20140055460A (ko) * 2012-10-31 2014-05-09 현대제철 주식회사 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법

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