WO2019124926A1 - 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2019124926A1
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for a high-strength and low-temperature high-strength steel pipe with excellent low-temperature toughness and a method of manufacturing the steel material. More particularly, the present invention relates to a steel material for a high strength steel pipe excellent in low temperature toughness, And a method of manufacturing the same.
  • Such steel pipes for transportation are mainly applied to steel materials capable of ensuring both low temperature fracture toughness and yield ratio characteristics while maintaining high cryogenic temperature and durability against ground deformation as well as high transport gas pressure.
  • steel materials capable of ensuring both low temperature fracture toughness and yield ratio characteristics while maintaining high cryogenic temperature and durability against ground deformation as well as high transport gas pressure.
  • it is difficult to ensure a sufficient cooling rate because of an insufficient amount of reduction in hot rolling as the thickness of the steel increases.
  • the ferrite grains become coarse, May occur. Therefore, it is a major task in the present industry to guarantee the high strength, low temperature toughness and low resistance of the steel used for manufacturing such a steel pipe for transportation.
  • Patent Document 1 discloses a ferrite having an average particle diameter of 5 ⁇ , an area fraction of 50 to 80%, and a dual phase structure of bainite having an aspect ratio of 6 or less, And a transition temperature of -20 to -30 ⁇ , which satisfies a wavefront ratio of 85% or more.
  • a strength characteristic of 540 MPa or more in the yield strength in the direction of 30 DEG inclination to the rolling direction which has the lowest value among the yield strengths of the steel materials, particularly the yield strengths of the steel materials.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2010-077492 (Published April 4, 2010)
  • a steel material for a high-strength, low-temperature-resistant high-strength steel pipe and a method of manufacturing the same can be provided.
  • a steel material for high strength and high strength steel with excellent low temperature toughness comprising 0.03 to 0.065% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 1.7 to 2.2% of Mn, 0.01 to 0.04% of Al, 0.005 to 0.025% of Ti, 0.008% or less of N, 0.08 to 0.12% of Nb, 0.02% or less of P, 0.002% or less of S, 0.05 to 0.3% of Cr, 0.4 to 0.9% , 0.5 to 0.5% of Cu, 0.05 to 0.3% of Cu, 0.0005 to 0.006% of Ca, 0.001 to 0.04% of V and balance Fe and other unavoidable impurities, and the number of precipitates having an average diameter per unit area of 20 nm or less per unit cross- * It may be more than 10 9 / mm 2 .
  • the precipitate may include TiC, NbC and (Ti, Nb) C precipitates.
  • the steel material may satisfy the following relational expression (1).
  • C, Ti, Nb and N in the above-mentioned relational expression 1 means the contents of C, Ti, Nb and N, respectively.
  • the steel material may satisfy the following relational expression (2).
  • Cr, Mo and Ni in the above-mentioned relational expression 2 means the content of Cr, Mo and Ni, respectively.
  • the steel may include needle-like ferrite, bainitic ferrite, granular bainite, and ground martensite as microstructures.
  • the acicular ferrite may be contained in an amount of 80 to 90%, the bainitic ferrite may be 4 to 12%, the granulite may be 6% or less, and the martensite may be 5% or less.
  • the average effective grain size of the acicular ferrite is 15 ⁇ ⁇ or less
  • the average effective grain size of the bainitic ferrite is 20 ⁇ ⁇ or less
  • the average effective grain size of the granularlainite is 20 ⁇ ⁇ or less
  • the average effective grain size may be 3 ⁇ or less.
  • the steel material may satisfy the following relational expression (3).
  • P and S in the above-mentioned relational formula 3 mean the contents of P and S, respectively.
  • the yield strength in the direction of inclination of 30 DEG with respect to the rolling direction of the steel material may be 540 MPa or more and the tensile strength of the steel material may be 670 MPa or more.
  • the yield ratio of the steel is less than 85%, and the elongation of the steel may be 39% or more.
  • the steel material may have a Charpy impact energy of not less than 190 J at -60 ⁇ and a minimum temperature of not lower than -18 ⁇ satisfying a DWTT ductile waveguide ratio of 85% or higher.
  • the thickness of the steel material may be 23 mm or more.
  • a steel material for high strength and high strength steel with excellent low temperature toughness comprising 0.03 to 0.065% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 1.7 to 2.2% of Mn, 0.01 to 0.04% of Al, 0.005 to 0.025% of Ti, 0.008% or less of N, 0.08 to 0.12% of Nb, 0.02% or less of P, 0.002% or less of S, 0.05 to 0.3% of Cr, 0.4 to 0.9% And the balance Fe and other unavoidable impurities, and satisfying the following relational expression 1 is heated to a temperature of 1080 to 1180 ⁇ ⁇ at a temperature of 1080 to 1180 ⁇ ⁇ Reheat in the range; The reheated slab is kept at a temperature of 1140 ⁇ or higher for 45 minutes or longer to extract; First rolling the extracted slab at a rolling finish temperature of 980 to 1100 ⁇ ; The primary rolled steel is firstly cooled to a non-recrystallized inverse temperature range at
  • C, Ti, Nb and N in the above-mentioned relational expression 1 means the contents of C, Ti, Nb and N, respectively.
  • the slab may satisfy the following relational expression (2).
  • Cr, Mo and Ni in the above-mentioned relational expression 2 means the content of Cr, Mo and Ni, respectively.
  • the slab may satisfy the following relational expression (3).
  • P and S in the above-mentioned relational formula 3 mean the contents of P and S, respectively.
  • the non-recrystallized reverse temperature may be in the range of 910 to 970 ° C.
  • the reduction ratio of the secondary rolling may be 75 to 85%.
  • the end temperature of the secondary rolling may be Ar 3 + 70 ° C to Ar 3 + 110 ° C.
  • a steel material for a high-strength steel pipe which has a yield strength of at least 540 MPa in an inclined direction of 30 DEG with respect to the rolling direction having the lowest yield strength of the steel material by optimally controlling the alloy composition and the manufacturing process And a method for producing the same.
  • a method for producing a steel sheet having a tensile strength of 670 MPa or higher, a Charpy impact energy at -60 ⁇ of 190 J or higher, a minimum temperature satisfying a DWTT ductile wave fracture rate of 85% A steel material for a high-strength and low-temperature-resistant high-strength steel pipe excellent in low-temperature toughness satisfying all the elongations of 39% or more and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a steel material for high-strength and low-temperature-resistant high-strength steel pipes excellent in low-temperature toughness and a method of manufacturing the steel material, and the preferred embodiments of the present invention will be described below.
  • the embodiments of the present invention can be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the embodiments are provided to explain the present invention to a person having ordinary skill in the art to which the present invention belongs.
  • the steel material for high strength and high strength steel with excellent low temperature toughness comprises 0.03 to 0.065% of carbon (C), 0.05 to 0.3% of silicon (Si), 1.7 to 0.3% of manganese (Mn) (N), 0.08 to 0.12% of niobium (Nb), 0.02% or less of phosphorus (P), 2.2% or less of aluminum (Al), 0.01 to 0.04% 0.002% or less of sulfur (S), 0.05 to 0.3% of chromium (Cr), 0.4 to 0.9% of nickel (Ni), 0.3 to 0.5% of molybdenum (Mo) 0.0005 to 0.006% of calcium (Ca) and 0.001 to 0.04% of vanadium (V), the balance Fe and other unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is the most economical and effective element for strengthening the steel.
  • the present invention can limit the lower limit of the carbon (C) content to 0.03% in terms of ensuring strength of steel.
  • carbon (C) is added excessively, the weldability, formability and toughness of the steel are lowered, so that the upper limit of the carbon content can be limited to 0.065%.
  • the carbon content of the present invention may be in the range of 0.03 to 0.065%, and more preferably the carbon content may be in the range of 0.04 to 0.065%.
  • Silicon (Si) is an element that acts as a deoxidizer and contributes to solid solution strengthening.
  • the present invention can limit the lower limit of the silicon (Si) content to 0.05% in order to achieve this effect.
  • silicon (Si) is added in excess, the ductility of the steel sheet may deteriorate, and a large scale of silicon oxide (Si) oxide may be formed on the hot rolled steel sheet, May limit the upper limit of the silicon (Si) content to 0.3%.
  • the silicon content of the present invention may be in the range of 0.05 to 0.3%, and more preferably the silicon content may be in the range of 0.1 to 0.3%.
  • Manganese (Mn) is an element which effectively contributes to strengthening the solid solution, and manganese (Mn) of a certain amount or more should be added to effectively contribute to increase in incombustibility and increase in strength.
  • the present invention can limit the lower limit of the manganese (Mn) content to 1.7 wt%.
  • the manganese (Mn) content of the present invention may be in the range of 1.7 to 2.2%, and more preferably, the manganese (Mn) content may be in the range of 1.8 to 2.1%.
  • Aluminum (Al) is a representative element that acts as a deoxidizer, and it is also an element contributing to strengthening employment.
  • the present invention can limit the lower limit of the aluminum (Al) content to 0.01% in order to achieve this effect.
  • the aluminum (Al) content of the present invention may be in the range of 0.01 to 0.04%, and more preferably the aluminum (Al) content may be in the range of 0.015 to 0.035%.
  • Titanium (Ti) is a very useful element for refining the crystal grains. Titanium (Ti) in the steel is mostly bound to N and exists as a TiN precipitate. The TiN precipitate can act as an inhibiting mechanism of austenite grain growth during the heating process for hot rolling. Further, the titanium (Ti) remaining in the reaction with nitrogen forms a fine TiC precipitate by binding with the carbon (C) in the steel, and the strength of the steel can be greatly increased by the TiC micro precipitates.
  • the present invention can limit the lower limit of the titanium (Ti) content to 0.005% to achieve this effect.
  • the present invention can limit the upper limit of the titanium (Ti) content to 0.025%.
  • the titanium (Ti) content of the present invention may be in the range of 0.005 to 0.025%, and more preferably, the titanium (Ti) content may be in the range of 0.01 to 0.025%.
  • nitrogen (N) is known as an element which is dissolved in steel and precipitated to increase the strength of steel. It is known that the effect contributing to the strength increase is much higher than that of carbon (C).
  • C carbon
  • the present invention attempts to utilize TiN precipitates as a mechanism for inhibiting the growth of austenite grains during the reheating process. To excessively limit the nitrogen (N) content in the steelmaking process, ) Content is not positively limited.
  • Ti titanium
  • N nitrogen
  • C carbon
  • the upper limit may be limited to 0.008%, and the upper limit of the more preferable nitrogen (N) content may be 0.005%.
  • Niobium (Nb) is an element that is effective for grain refinement, and at the same time is an element capable of greatly improving the strength of steel. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the niobium (Nb) content to 0.08%. However, when the content of niobium (Nb) exceeds a certain range, it is feared that the toughness of the steel due to precipitation of excessive niobium (Nb) carbonitride is lowered. Therefore, the present invention is limited to the upper limit of the content of niobium can do. Accordingly, the niobium (Nb) content of the present invention may be in the range of 0.08 to 0.12%, and more preferably, the niobium (Nb) content may be in the range of 0.09 to 0.12%.
  • Phosphorus (P) not more than 0.02%
  • Phosphorus (P) is segregated at the center of the steel sheet to provide crack initiation point or crack propagation path. It is preferable that the content of phosphorus (P) is controlled as low as possible in order to prevent deterioration of cracking property. In order to achieve such an effect, the content of phosphorus (P) is theoretically preferable to be 0%, but phosphorus (P) is an element inevitably contained in the steelmaking process, and the content of phosphorus It is not economically and technically feasible to limit the content of phosphorus to 0%. Accordingly, in the present invention, the content of phosphorus (P) is positively limited, but the upper limit may be limited to 0.02% in consideration of the content inevitably included, and the upper limit of phosphorus (P) content may be 0.01% have.
  • Sulfur (S) is also an element that is inevitably contained in the steelmaking process and forms an inclusion of nonmetal by binding with manganese (Mn) or the like, which is an element that greatly reduces the toughness and strength of steel. Therefore, it is preferable to control the sulfur (S) content as low as possible.
  • the sulfur (S) content of the present invention can be limited to 0.002% or less.
  • Cr (Cr) is known as an element that increases the hardenability of steel during quenching and is known to improve corrosion resistance and hydrogen cracking resistance of steel.
  • chromium (Cr) inhibits the formation of pearlite structure, and is an element that can effectively secure good impact toughness.
  • the present invention can limit the lower limit of the chromium (Cr) content to 0.05% to achieve this effect. However, if chromium (Cr) is added excessively, it may cause cooling cracks after field welding and deteriorate toughness of the heat affected zone.
  • the present invention limits the upper limit of chromium (Cr) content to 0.3% . Accordingly, the chromium (Cr) content of the present invention may be in the range of 0.05 to 0.3%, and more preferably, the chromium (Cr) content may be in the range of 0.08 to 0.2%.
  • Nickel (Ni) is an element that stabilizes austenite and inhibits the formation of pearlite.
  • Nickel (Ni) is an element that facilitates the formation of acicular ferrite, which is a low-temperature transformed structure. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the nickel (Ni) content to 0.4% to achieve this effect.
  • the upper limit of the nickel (Ni) content may be limited to 0.9%. Accordingly, the nickel content of the present invention may be in the range of 0.4 to 0.9%, and more preferably, the nickel content may be in the range of 0.46 to 0.8%.
  • Molybdenum (Mo) is an effective element for increasing the strength of a material, and is an effective element for lowering the yield ratio by promoting the formation of acicular ferrite which is a low-temperature transformed structure.
  • Molybdenum (Mo) suppresses the formation of pearlite structure, thereby ensuring a good impact toughness and effectively preventing a decrease in yield strength after the toughening.
  • the present invention can limit the lower limit of the molybdenum (Mo) content to 0.3% to achieve this effect.
  • the molybdenum (Mo) content of the present invention may be in the range of 0.3 to 0.5%, and more preferably, the molybdenum (Mo) content may be in the range of 0.3 to 0.45%.
  • Copper (Cu) is an element that is dissolved in steel and increases in strength.
  • the present invention can limit the lower limit of the copper (Cu) content to 0.05% to achieve this effect.
  • the copper (Cu) content of the present invention may be in the range of 0.05 to 0.3%, and more preferably the copper (Cu) content may be in the range of 0.1 to 0.25%.
  • Calcium (Ca) is an element useful for spheroidizing nonmetal inclusions such as MnS, and is an element having an excellent ability to inhibit crack generation around nonmetallic inclusions such as MnS.
  • the present invention can limit the lower limit of the calcium (Ca) content to 0.0005%.
  • the CaO inclusions may be produced in a large amount to lower the impact toughness.
  • the present invention can limit the upper limit of calcium (Ca) content to 0.006%. Accordingly, the calcium content of the present invention may be in the range of 0.0005 to 0.006%, and more preferably, the calcium content may be in the range of 0.001 to 0.005%.
  • the present invention can limit the lower limit of the sodium (V) content to 0.001% in order to obtain the effect of increasing the strength of the steel.
  • the vanadium (V) content of the present invention may be in the range of 0.001 to 0.04%, and more preferably, the vanadium (V) content may be in the range of 0.01 to 0.04%.
  • the steel material for a high-strength, high-strength steel with excellent low temperature toughness can satisfy any one of the following relational formula 1, relational expression 2 and relational expression 3.
  • C, Ti, Nb and N in the relational expression 1 means contents of C, Ti, Nb and N, respectively.
  • Cr, Mo, and Ni in the formula 2 mean Cr, Mo, and Ni, respectively.
  • P and S in the formula 3 mean the content of P and S, respectively.
  • C, Ti, Nb and N in the relational expression 1 means contents of C, Ti, Nb and N, respectively.
  • Relation 1 means conditions for securing fine TiC, NbC and (Ti, Nb) C precipitates.
  • ⁇ Ti-0.8 * (48/14) N ⁇ in the relational expression 1 is the content of titanium (Ti) remaining after reacting with nitrogen (N) in the total titanium (Ti) (Nb-0.8 * (93/14) N ⁇ of the relational expression 1 corresponds to niobium (Nb) which reacts with nitrogen (N) among the total niobium (Nb) Nb).
  • NbC and (Ti, Nb) C precipitates are not precipitated when the value calculated by the relational expression 1 is less than 0.17 and TiC, NbC and (Ti, Nb) C precipitates are not precipitated when the value calculated by the relational expression 1 exceeds 0.25.
  • Nb) C precipitates are coarsened, which is not preferable from the viewpoint of securing strength. Therefore, the value calculated by the relational expression 1 of the present invention can be limited to the range of 0.17 to 0.25.
  • Cr, Mo, and Ni in the formula 2 mean Cr, Mo, and Ni, respectively.
  • Relation 2 is a condition for obtaining fine needle-like ferrite.
  • the value calculated by the relational expression 2 is less than 2, since the hardening ability of the steel is small and polygonal ferrite is formed, the percentage of the needle-like ferrite decreases, and it becomes difficult to secure sufficient strength of the steel.
  • the value calculated by the relational expression 2 exceeds 2.7, the impact toughness of the steel can be dulled by occurrence of separation. Therefore, the value calculated by the relational expression 1 of the present invention can be limited to a range of 2 to 2.7.
  • P and S in the formula 3 mean the content of P and S, respectively.
  • Relation (3) is a condition for preventing phosphorus (P) and sulfur (S) from segregating into the internal cracks of the slab during continuous casting of the slab.
  • a steel material for a high-strength and low-temperature-resistant double-high strength steel pipe excellent in low-temperature toughness comprising acicular ferrite, bainitic ferrite, granular bainite and ground martensite, , Granular bainite and ground martensite may be contained in an area fraction of 80 to 90%, 4 to 12%, 6% or less and 5% or less, respectively.
  • a steel material for a high-strength double-glazed steel having excellent low-temperature toughness which can include needle-like ferrite, bainitic ferrite, granular bainite and ground martensite as microstructures, Niacitic ferrite, granulabenite and warp martensite may have an average effective grain size of not more than 15 mu m, not more than 20 mu m, not more than 20 mu m, and not more than 3 mu m, respectively.
  • the mean effective grain size is measured based on the case where the misorientation of crystal grains is 15 degrees or more using EBSD (electron back scatter diffraction).
  • the number of the precipitates having an average diameter of 20 nm or less may be 6.5 * 10 9 / mm 2 or more per unit cross-sectional basis area of the steel material, and the precipitates are TiC , NbC and (Ti, Nb) C precipitates.
  • the steel material for a high-strength double-high strength steel pipe excellent in low-temperature toughness according to one aspect of the present invention satisfying the above alloy composition, conditions and microstructure may have a yield strength in an oblique direction of 30 DEG with respect to the rolling direction of 540 MPa or more.
  • the yield strength at an inclination direction of 30 DEG with respect to the rolling direction can be generally measured to be the lowest yield strength at the time of the test of the yield strength of a steel material.
  • the steel material for high-strength double-high strength steel with excellent low-temperature toughness satisfies a tensile strength of 670 MPa or more, a Charpy impact energy at -60 ⁇ or higher of 190 J or more, and a DWTT ductile wave- , A yield ratio of less than 85%, and an elongation of 39% or more.
  • a steel material for high strength and high strength steel with excellent low temperature toughness comprising 0.03 to 0.065% of C, 0.05 to 0.3% of Si, 1.7 to 2.2% of Mn, 0.01 to 0.04% of Al, 0.005 to 0.025% of Ti, 0.008% or less of N, 0.08 to 0.12% of Nb, 0.02% or less of P, 0.002% or less of S, 0.05 to 0.3% of Cr, 0.4 to 0.9% And the balance of Fe and other unavoidable impurities, and satisfying at least one of the following relational expressions 1 and 2 and the relational expression (3): ????????
  • C, Ti, Nb and N in the above-mentioned relational expression 1 means the contents of C, Ti, Nb and N, respectively.
  • Cr, Mo and Ni in the above-mentioned relational expression 2 means the content of Cr, Mo and Ni, respectively.
  • P and S in the above-mentioned relational formula 3 mean the contents of P and S, respectively.
  • the slab alloy composition of the present invention corresponds to the alloy composition of the steel mentioned above, and the description of the slab alloy composition of the present invention is replaced with the description of the alloy composition of the steel mentioned above.
  • the relational expression relating to the slab of the present invention corresponds to the relational expression related to the above-described steel, and the description of the relational expression relating to the slab of the present invention is also replaced with the description of the relational expression related to the above-mentioned steel.
  • the slab provided with the above composition and conditions is reheated in the temperature range of 1080 to 1180 ⁇ .
  • the reheating temperature of the slab is less than 1080 DEG C, the additive alloying elements precipitated in the continuous casting process can not be sufficiently reused, and the amounts of precipitates such as TiC, NbC and (Ti, Nb) C are reduced in the process after hot rolling . Therefore, by maintaining the reheating temperature at 1080 DEG C or higher, it is possible to promote the reuse atmosphere of the precipitate, maintain the austenite grain size of an appropriate size, improve the strength level of the material, and secure a uniform microstructure along the length direction of the coil .
  • the reheating temperature is excessively high, the strength of the steel material is lowered due to abnormal grain growth of the austenite grains. Therefore, the upper limit of the reheating temperature can be limited to 1180 ⁇ ⁇ .
  • the reheated slab may be retained for more than 45 minutes in a temperature range of 1140 ⁇ ⁇ or higher and then extracted and provided for hot rolling. If the slab holding temperature is lower than 1140 ⁇ ⁇ , the workability of hot rolling such as rolling property of hot rolling may be lowered, and the holding temperature of the slab may be limited to 1140 ⁇ ⁇ or higher.
  • the holding time is less than 45 minutes, the degree of cracking in the slab thickness direction and the longitudinal direction is low, so that the rolling property becomes poor and the physical property deviation of the final steel sheet may be caused. Therefore, it is preferable that the slab is maintained as long as possible, but it is preferable that the slab is maintained at 90 minutes or less in consideration of productivity and economy. Therefore, the holding time of the present invention can be limited to 45 to 90 minutes.
  • the primary slab is subjected to primary rolling and the primary rolling can be terminated at a temperature range of 980 to 1100 ° C.
  • the temperature of the primary rolling is less than 980 ⁇ ⁇ , recrystallization may not occur. If the primary rolling temperature exceeds 1100 ⁇ ⁇ , the size of the recrystallized crystal grains becomes excessively large, and toughness may be lowered. Rolling and recrystallization are repeated by primary rolling, and finer austenite structure can be achieved in part.
  • the primary rolled steel After primary rolling, the primary rolled steel can be cooled at a cooling rate of 20 to 60 ° C / s.
  • the cooling method of the primary cooling is not particularly limited, but the primary cooling method of the present invention may be water cooling. If the cooling rate of the primary cooling is less than 20 ⁇ / s, the degree of cracking in the thickness direction of the primary rolled steel may be low, which may cause a deviation in the physical properties of the final steel. Particularly, since the temperature decrease at the central portion side of the primary rolled steel is insufficient, the effect of low temperature rolling at the recrystallization inverse temperature can not be sufficiently expected, and the coarse bainite is formed at the center portion of the final steel.
  • the primary cooling rate can not exceed 60 ° C due to the characteristics of the equipment. Therefore, the primary cooling rate of the present invention can be limited to 20 to 60 DEG C / s. Further, the primary cooling may be performed until the temperature of the primary rolled steel reaches the non-recrystallized reverse temperature, which will be described later.
  • the Ar3 temperature means a temperature at which austenite is transformed into ferrite, which can be theoretically calculated by the following equation (1).
  • C, Mn, Ni, Cr, Mo, and Cu mean the content of each component, and t means the thickness of the steel.
  • the secondary rolling finish temperature of the present invention can be limited to a range of Ar 3 + 70 ° C to Ar 3 + 110 ° C.
  • the cumulative rolling reduction of the secondary rolling may be 75 to 85%.
  • the cumulative rolling reduction of the secondary rolling is less than 75%, the austenite crystal is not sufficiently pressed down to obtain a fine transformed structure. If the cumulative rolling reduction rate of the secondary rolling is excessively excessive, an excessive load is caused in the rolling equipment, so that the cumulative rolling reduction upper limit of the secondary rolling can be limited to 85%. Accordingly, the cumulative rolling reduction of the secondary rolling of the present invention can be 75 to 85%.
  • the secondary rolled steel can be cooled to a coiling temperature at a cooling rate of 10 to 40 ⁇ ⁇ / s.
  • the cooling method of the secondary cooling is not particularly limited, but the secondary cooling method of the present invention can be water-cooling and can be performed on the run-out table. If the cooling rate of the secondary cooling is less than 10 ⁇ / sec, the average size of the precipitates may exceed 0.2 ⁇ , and the number of precipitates having an average diameter of 20 nm or less in the cross section of the final steel is 6.5 * 10 9 / mm 2 or less.
  • the cooling rate of the secondary cooling the higher the probability that fine nuclei will form and the precipitates will become finer, while the lower the cooling rate, the more nuclei will be formed and the more likely the precipitates will become coarse.
  • the higher the cooling rate of the secondary cooling the finer the size of the precipitate of the final steel, so that the upper limit of the cooling rate of the secondary cooling is not particularly limited.
  • the cooling rate upper limit of the secondary cooling is set at 40 ° C / s. < / RTI > Therefore, the secondary cooling rate of the present invention can be 10 to 40 DEG C / s.
  • the steel after the second cooling is rolled can be rolled in the temperature range of 420 ⁇ 540 °C.
  • the coiling temperature exceeds 540 DEG C
  • the acicular type ferrite fraction decreases and the graphite martensite fraction increases, and the precipitates grow to a great extent, making it difficult to secure strength and low-temperature toughness.
  • the temperature is less than 420 DEG C, a hard phase such as martensite is formed and the impact characteristics are weakened.
  • Steel slabs were prepared with the alloy compositions and conditions shown in Tables 1 and 2 below and then rolled under the manufacturing conditions shown in Table 3 to produce hot-rolled steel sheets having a thickness of 23.7 mm.
  • Table 4 shows the results of observing the microstructure of the hot-rolled steel sheet specimens prepared in Table 3
  • Table 5 shows the results of measuring the physical properties of the hot-rolled steel sheet specimens prepared in Table 3.
  • Area fraction of shallow ferrite, bainitic ferrite and granular ferrite was measured by EBSD.
  • the area fraction of island martensite was measured by the repera etching method.
  • the yield strength, tensile strength, yield ratio, total elongation, and DWTT ductility factor were measured by API tensile test and DWTT test, and impact energy was measured using ASTM A370 test specimens.
  • the microstructure contains needle-shaped ferrite, bainitic ferrite, granulabainite, and ground martensite as microstructures
  • the average effective grain sizes of these are not more than 15 ⁇ , not more than 20 ⁇ , not more than 20 ⁇ , and 3 ⁇ , respectively. Mu m or less.
  • the number of precipitates having an average diameter of 20 nm or less is 6.5 * 10 9 / mm 2 or more per unit cross-sectional basis area of the steel material.
  • the yield strength in an oblique direction of 30 DEG to the rolling direction is 540 MPa or more
  • the tensile strength is 670 MPa or more
  • the Charpy impact energy is 190 J or more
  • a Charpy impact energy at -60 ⁇ , a minimum temperature of not more than -18 ⁇ , a yield ratio of less than 85%, and an elongation of 39% or more satisfying a DWTT ductile fracture rate of 85% or more and a manufacturing method thereof have.
  • the steel material for a steel pipe according to an embodiment of the present invention and the method for producing the steel material satisfy all the characteristics of excellent low temperature toughness, high strength and low yield ratio.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 중량%로, C: 0.03~0.065%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, P: 0.02% 이하, S: 0.002% 이하, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.4~0.9%, Mo: 0.3~0.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ca: 0.0005~0.006%, V: 0.001~0.04%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 단면에서의 단위면적당 평균 직경 20nm 이하의 석출물의 개수가 6.5*109개/mm2 이상일 수 있다.

Description

저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
본 발명은 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 저온인성이 우수하고 저항복비 특성을 구비하여 건축, 라인파이프 및 해양구조물 등의 소재로 특히 적합한 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
유정의 채굴 깊이가 깊어지고, 채굴 및 수송환경이 가혹해짐에 따라 고강도 API 강재에 대한 요구가 점차 증가하고 있다. 또한, 기후조건이 열악한 시베리아, 알래스카 등의 한랭지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서, 유전지역의 풍부한 가스 자원을 라인파이프 등을 통해 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 현재 활발히 진행 중에 있다. 원유 또는 가스 수송용 강관 사용시 수송 효율을 높이기 위하여 수송압력을 높이고 있으며, 최근에는 수송압력이 120기압에 이르고 있다.
이와 같은 수송용 강관은 높은 수송가스의 압력뿐만 아니라 극저온 환경 및 지반의 변형에 대한 내구성을 함께 고려하여, 주로 후물재이면서도 저온파괴인성과 항복비 특성을 동시에 확보 가능한 강재들이 주로 적용되고 있다. 특히, 두께 20mm 이상의 후물 강재의 경우, 강재의 두께 증가에 따라, 열간압연시 압하량이 부족하고, 충분한 냉각속도를 확보하기 어려운바, 페라이트 결정립이 조대해지고, 중심부 편석으로 인해 저온인성이 열위해지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 이와 같은 수송용 강관의 제작에 이용되는 강재의 고강도성, 저온인성 및 저항복비를 보증하는 것은 현재 업계에서 당면한 주요 과제이다.
수송용 강관의 제작에 이용되는 강재와 관련하여, 우수한 DWTT 연성파면율을 구현하기 위한 많은 연구가 종래에 이루어져 왔다. 특허문헌 1의 경우, 슬라브를 1000~1150℃의 온도범위에서 추출하여 Ar3이상의 온도에서 압연 종료 후 Ar3 이하에서 냉각 개시하는 제조조건을 제시한다. 특히, 냉각 개시온도를 Ar3-50℃~Ar3로 제한하며, 냉각종료 온도는 300~550℃로 제한한다. 이와 같은 제조조건의 제한을 통해, 특허문헌 1은 평균입경이 5㎛이며, 면적분율이 50~80%인 페라이트 및 종횡비가 6 이하인 베이나이트로 구비되는 이상(Dual phase)조직을 구현하여 DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 천이온도 -20~-30℃를 구현하였다. 그러나 이와 같은 이상조직 만으로는, 강재의 항복강도, 특히 강재의 항복강도 중 가장 낮은 값을 가지는 압연방향에 대한 30° 경사방향의 항복강도가 540MPa 이상의 강도 특성을 확보할 수 없다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 특개2010-077492호(2010.04.08. 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 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 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 중량%로, C: 0.03~0.065%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, P: 0.02% 이하, S: 0.002% 이하, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.4~0.9%, Mo: 0.3~0.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ca: 0.0005~0.006%, V: 0.001~0.04%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 단면에서의 단위면적당 평균 직경 20nm 이하의 석출물의 개수가 6.5*109개/mm2 이상일 수 있다.
상기 석출물은 TiC, NbC 및 (Ti, Nb)C 석출물을 포함할 수 있다.
상기 강재는 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
0.17≤[{Ti-0.8*(48/14)N}/48+{Nb-0.8*(93/14)N}/93]/(C/12)≤0.25
상기 관계식 1의 C, Ti, Nb 및 N은 각각 C, Ti, Nb 및 N의 함량을 의미한다.
상기 강재는 하기의 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
2≤Cr+3*Mo+2*Ni≤2.7
상기 관계식 2의 Cr, Mo 및 Ni은 각각 Cr, Mo 및 Ni의 함량을 의미한다.
상기 강재는 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 도상 마르텐사이트를 미세조직으로 포함할 수 있다.
면적분율로, 상기 침상 페라이트는 80~90%, 상기 베이니틱 페라이트는 4~12%, 상기 그래뉼라 베이나이트는 6% 이하, 상기 도상 마르텐사이트는 5% 이하로 포함될 수 있다.
상기 침상 페라이트의 평균 유효 결정립 크기는 15㎛ 이하이고, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 유효 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 상기 그래뉼라 베이나이트의 평균 유효 결정립 크기는 20㎛ 이하이고, 상기 도상 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 3㎛ 이하일 수 있다.
상기 강재는 하기의 관계식 3을 만족할 수 있다.
[관계식 3]
100*(P+10*S)≤2.4
상기 관계식 3의 P 및 S는 각각 P 및 S의 함량을 의미한다.
상기 강재의 압연 방향에 대한 30°경사방향의 항복강도는 540MPa 이상이고, 상기 강재의 인장강도는 670MPa 이상일 수 있다.
상기 강재의 항복비는 85% 미만이며, 상기 강재의 연신율은 39% 이상일 수 있다.
상기 강재는 -60℃에서의 샤르피 충격에너지가 190J 이상이며, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -18℃ 이하일 수 있다.
상기 강재의 두께는 23mm 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 중량%로, C: 0.03~0.065%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, P: 0.02% 이하, S: 0.002% 이하, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.4~0.9%, Mo: 0.3~0.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ca: 0.0005~0.006%, V: 0.001~0.04%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1080~1180℃의 온도범위에서 재가열하고; 상기 재가열된 슬라브를 1140℃ 이상의 온도에서 45분 이상 유지하여 추출하고; 상기 추출된 슬라브를 980~1100℃의 압연 종료 온도에서 1차 압연하고; 상기 1차 압연된 강재를 20~60℃/s의 냉각속도로 미재결정역 온도구간까지 1차 냉각하고; 상기 미재결정역 온도에서 상기 1차 냉각된 강재를 2차 압연하고; 상기 2차 압연된 강재를 10~40℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하고; 상기 2차 냉각된 강재를 420~540℃의 온도범위에서 권취하여 제조될 수 있다.
[관계식 1]
0.17≤[{Ti-0.8*(48/14)N}/48+{Nb-0.8*(93/14)N}/93]/(C/12)≤0.25
상기 관계식 1의 C, Ti, Nb 및 N은 각각 C, Ti, Nb 및 N의 함량을 의미한다.
상기 슬라브는 하기의 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
2≤Cr+3*Mo+2*Ni≤2.7
상기 관계식 2의 Cr, Mo 및 Ni은 각각 Cr, Mo 및 Ni의 함량을 의미한다.
상기 슬라브는 하기의 관계식 3을 만족할 수 있다.
[관계식 3]
100*(P+10*S)≤2.4
상기 관계식 3의 P 및 S는 각각 P 및 S의 함량을 의미한다.
상기 미재결정역 온도는 910~970℃의 온도범위일 수 있다.
상기 2차 압연의 압하율은 75~85%일 수 있다.
상기 2차 압연의 종료온도는 Ar3+70℃~Ar3+110℃일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르며, 합금조성 및 제조공정을 최적으로 제어하여, 강재의 항복강도가 가장 낮은 값을 가지는 압연방향에 대한 30°경사방향의 항복강도를 540MPa 이상으로 확보한 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 670MPa 이상의 인장강도, 190J 이상의 -60℃에서 샤르피 충격에너지, -18℃ 이하의 DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도, 85% 미만의 항복비, 39% 이상의 연신율을 모두 만족하는 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명은 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 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 중량 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.065%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 1.7~2.2%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 티타늄(Ti): 0.005~0.025%, 질소(N): 0.008% 이하, 니오븀(Nb): 0.08~0.12%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.4~0.9%, 몰리브덴(Mo): 0.3~0.5%, 구리(Cu): 0.05~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.006% 및 바나듐(V): 0.001~0.04%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.03~0.065%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이다. 본 발명은 강의 강도 확보 측면에서 탄소(C) 함량의 하한을 0.03%로 제한할 수 있다. 다만, 탄소(C)가 과다하게 첨가되는 경우, 강의 용접성, 성형성 및 인성 저하가 유발되는바, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.065%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.03~0.065%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.04~0.065%의 범위일 수 있다.
실리콘(Si): 0.05~0.3%
실리콘(Si)은 탈산제로 작용하는 원소이며, 고용강화에 기여하는 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위해 실리콘(Si) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 실리콘(Si)이 과다하게 첨가되는 경우, 강판의 연성이 저하될 수 있으며, 열연강판 상에 실리콘(Si) 산화물에 의한 적스케일이 다량 형성되어 표면 품질이 저하될 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 0.05~0.3%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.1~0.3%의 범위일 수 있다.
망간(Mn): 1.7~2.2%
망간(Mn)은 강의 고용강화에 효과적으로 기여하는 원소로서, 일정 함량 이상의 망간(Mn)이 첨가되어야 소입성 증가효과 및 고강도화에 효과적으로 기여할 수 있다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위해, 망간(Mn) 함량의 하한을 1.7wt%로 제한할 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 슬라브 주조시 편석부의 중심부 집중 형성을 유발할 수 있으며, 강의 용접성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 2.2%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 1.7~2.2%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.8~2.1%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.04%
알루미늄(Al)은 탈산제로 작용하는 대표적인 원소이며, 고용강화에 기여하는 원소이기도 하다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위해 알루미늄(Al) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 저온 충격인성이 열위해지므로, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.04%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al) 함량은 0.01~0.04%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.015~0.035%의 범위일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.025%
티타늄(Ti)은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이다. 강 중의 티타늄(Ti)은 대부분 N과 결합하여 TiN 석출물로 존재하며, TiN 석출물은 열간압연을 위한 가열 과정에서 오스테나이트 결정립 성장의 억제 기구로 작용할 수 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 티타늄(Ti)은 강 중의 탄소(C)와 결합하여 미세한 TiC 석출물을 형성하는바, TiC 미세석출물에 의해 강의 강도가 대폭 증가될 수 있다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위해 티타늄(Ti) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 반면, 티타늄(Ti)이 과다하게 첨가되는 경우, TiN 석출물의 재고용에 의한 용접열영향부의 인성 열화가 문제되므로, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.025%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.025%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.01~0.025%의 범위일 수 있다.
질소(N): 0.008% 이하
일반적으로 질소(N)는 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 원소로 알려져 있으며, 강도 증가에 기여하는 효과는 탄소(C)보다 월등히 높은 것으로 알려져 있다. 그러나 강 중의 질소(N) 함량이 과도하게 증가하는 경우 인성을 크게 저하시키는바, 제강 공정에서 가능한 한 질소(N)의 함유량을 감소시키려고 하는 것이 일반적인 추세이다. 다만, 본 발명은 TiN 석출물을 형성하여 재가열 과정에서의 오스테나이트 결정립 성장의 억제기구로 이용하고자 하며, 제강공정에서 질소(N) 함량을 적극적으로 제한하는 데에는 과다한 비용이 소요되는바, 질소(N) 함량의 상한을 적극적으로 제한하지는 않는다. 하지만, 본 발명에서 티타늄(Ti)의 일부는 질소(N)과 반응하지 않고, 탄소(C)와 반응하여 TiC 석출물을 형성하여야 하는바, 본 발명은 TiC 석출물 형성을 위해 질소(N) 함량의 상한을 0.008%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.08~0.12%
니오븀(Nb)은 결정립 미세화에 효과적인 원소이며, 동시에 강의 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 하한을 0.08%로 제한할 수 있다. 하지만, 니오븀(Nb)의 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 과도한 니오븀(Nb) 탄질화물의 석출에 따른 강재의 인성 저하가 우려되므로, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.12%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 니오븀(Nb) 함량은 0.08~0.12%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.09~0.12%의 범위일 수 있다.
인(P): 0.02% 이하
인(P)은 강판 중심부에 편석되어 균열 개시점 또는 균열의 진전 경로를 제공하는바, 균열 특성의 저하를 방지하기 위해서 인(P)의 함량은 가능한 한 낮게 제어되는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과를 달성하기 위한 인(P)의 함량은 0%인 것이 이론적으로 바람직하나, 인(P)은 제강공정상 불가피하게 함유되는 원소이며, 제강공정에서 인(P)의 함량을 완전히 제거하는 데에는 과다한 비용이 소모되므로, 인(P)의 함량을 0%로 제한하는 것에는 경제적 및 기술적 측면에서 바라직하지 않다. 따라서, 본 발명은 인(P)의 함량을 적극적으로 제한하되, 불가피하게 포함되는 함량을 고려하여 그 상한을 0.02%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 인(P) 함량의 상한은 0.01%일 수 있다.
황(S): 0.002% 이하
황(S) 역시 제강공정상 불가피하게 함유되는 원소이며, 망간(Mn) 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하므로 강의 인성 및 강도를 크게 저하시키는 원소이기도 하다. 따라서, 황(S) 함량 역시 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직한바. 본 발명의 황(S) 함량은 0.002% 이하로 제한될 수 있다.
크롬(Cr): 0.05~0.3%
일반적으로 크롬(Cr)은 급냉시 강의 경화능을 증가시키는 원소로 알려져 있으며, 강의 내부식성 및 내수소 균열성을 향상시키는 원소로 알려져 있다. 또한, 크롬(Cr)은 펄라이트 조직의 생성을 억제하므로, 양호한 충격인성을 효과적으로 확보할 수 있는 원소이기도 하다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위해 크롬(Cr) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)이 과다하게 첨가되는 경우, 현장 용접 후 냉각 균열을 초래할 수 있으며, 열영향부의 인성을 악화시킬 수 있는바, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 크롬(Cr) 함량은 0.05~0.3%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.08~0.2%의 범위일 수 있다.
니켈(Ni): 0.4~0.9%
니켈(Ni)은 오스테나이트를 안정화하는 원소이며, 펄라이트의 형성을 억제하는 원소이다. 또한, 니켈(Ni)은 저온변태 조직인 침상형 페라이트(acicular ferrite)의 형성을 용이하게 하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 니켈(Ni) 함량의 하한을 0.4%로 제한할 수 있다. 다만, 니켈(Ni)이 과다하게 첨가되는 경우, 경제성이 저하되며, 용접부의 인성이 저하될 우려도 존재하는바, 본 발명은 니켈(Ni) 함량의 상한은 0.9%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 니켈(Ni) 함량은 0.4~0.9%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.46~0.8%의 범위일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.3~0.5%
몰리브덴(Mo)은 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효한 원소이며, 저온변태 조직인 침상형 페라이트의 생성을 조장하여 항복비를 낮추는데 유효한 원소이다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 펄라이트 조직의 생성을 억제하므로, 양호한 충격인성을 확보함과 동시에 조관 후의 항복강도 저하를 효과적으로 방지할 수 있는 원소이다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위해 몰리브덴(Mo) 함량의 하한을 0.3%로 제한할 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)이 과다하게 첨가되는 경우, 용접저온 균열의 발생 및 저온변태상 생성에 따른 인성 저하의 우려가 있으며, 생산비용 측면에서 바람직하지 않으므로, 본 발명은 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 몰리브덴(Mo) 함량은 0.3~0.5%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 몰리브덴(Mo) 함량은 0.3~0.45%의 범위일 수 있다.
구리(Cu): 0.05~0.3%
구리(Cu)는 강 내에 강 중에 고용되어 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 구리(Cu) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 반면, 구리(Cu)가 과다하게 첨가되는 경우, 연주 시 크랙 발생 가능성이 높아지므로, 본 발명은 구리(Cu) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 구리(Cu) 함량은 0.05~0.3%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 구리(Cu) 함량은 0.1~0.25%의 범위일 수 있다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.006%
칼슘(Ca)은 MnS와 같은 비금속개재물을 구상화 하는데 유용한 원소로서, MnS와 같은 비금속개재물의 주위에서 균열 생성을 억제하는 능력이 우수한 원소이다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 칼슘(Ca) 함량의 하한을 0.0005%로 제한할 수 있다. 반면, 칼슘(Ca)이 과다하게 첨가되는 경우, 오히려 CaO계 개재물이 다량 생산되어 충격인성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 칼슘(Ca) 함량의 상한을 0.006%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 칼슘(Ca) 함량은 0.0005~0.006%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 칼슘(Ca) 함량은 0.001~0.005%의 범위일 수 있다.
바나듐(V): 0.001~0.04%
바나듐(V)의 첨가 시, 니오븀(Nb)의 첨가와 유사한 효과를 얻을 수 있으나, 그 효과의 정도는 니오븀(Nb)의 첨가에 미치지 못한다. 다만, 바나듐(V)을 니오븀(Nb)과 함께 첨가하는 경우, 단독 첨가 시에 비해 현저한 효과를 얻을 수 있으며, 특히 강의 강도 증가에 현저한 효과를 얻을 수 있다. 본 발명은 강의 강도 증가 효과를 얻기 위해 바다늄(V) 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, 바나듐(V)이 과다하게 첨가되는 경우, 과도한 바나듐(V) 탄질화물 형성에 의해 강재의 인성이 저하되며, 특히 용접열영향부의 인성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 바나듐(V) 함량의 상한을 0.04%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 바나듐(V) 함량은 0.001~0.04%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.01~0.04%의 범위일 수 있다.
이하, 본 발명의 관계식에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는 하기의 관계식 1, 관계식 2 및 관계식 3 중 어느 하나 이상을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
0.17≤[{Ti-0.8*(48/14)N}/48+{Nb-0.8*(93/14)N}/93]/(C/12)≤0.25
관계식 1의 C, Ti, Nb 및 N은 각각 C, Ti, Nb 및 N의 함량을 의미한다.
[관계식 2]
2≤Cr+3*Mo+2*Ni≤2.7
관계식 2의 Cr, Mo 및 Ni은 각각 Cr, Mo 및 Ni의 함량을 의미한다.
[관계식 3]
100*(P+10*S)≤2.4
관계식 3의 P 및 S는 각각 P 및 S의 함량을 의미한다.
[관계식 1]
0.17≤[{Ti-0.8*(48/14)N}/48+{Nb-0.8*(93/14)N}/93]/(C/12)≤0.25
관계식 1의 C, Ti, Nb 및 N은 각각 C, Ti, Nb 및 N의 함량을 의미한다.
이하, 각 관계식을 통하여 성분을 제어하는 이유에 대하여 설명한다.
관계식 1은 미세한 TiC, NbC 및 (Ti,Nb)C 석출물을 확보하기 위한 조건을 의미한다. 관계식 1의 {Ti-0.8*(48/14)N}는 강 중에 첨가되는 전체 티타늄(Ti) 함량 중 질소(N)와 반응한 후 잔존하여 탄소(C)와 반응하는 티타늄(Ti)의 함량을 의미하며, 관계식 1의 {Nb-0.8*(93/14)N}는 강 중에 첨가되는 전체 니오븀(Nb) 함량 중 질소(N)와 반응한 후 잔존하여 탄소(C)와 반응하는 니오븀(Nb)의 함량을 의미한다. 관계식 1에 의해 산출되는 값이 0.17 미만인 경우, 유효한 TiC, NbC 및 (Ti,Nb)C 석출물이 석출되지 않으며, 관계식 1에 의해 산출되는 값이 0.25를 초과하는 경우, TiC, NbC 및 (Ti,Nb)C 석출물이 조대화되어 강도 확보 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 관계식 1에 의해 산출되는 값은 0.17~0.25의 범위로 제한될 수 있다.
[관계식 2]
2≤Cr+3*Mo+2*Ni≤2.7
관계식 2의 Cr, Mo 및 Ni은 각각 Cr, Mo 및 Ni의 함량을 의미한다.
관계식 2는 미세한 침상 페라이트를 얻기 위한 조건이다. 관계식 2에 의해 산출되는 값이 2 미만인 경우, 강재의 경화능이 작아 다각형의 페라이트가 형성되는바, 침상 페라이트의 분율이 감소하게 되며, 그에 따라 강재의 충분한 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반면, 관계식 2에 의해 산출되는 값이 2.7을 초과하는 경우 세퍼레이션의 발생으로 강재의 충격인성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명의 관계식 1에 의해 산출되는 값은 2~2.7의 범위로 제한될 수 있다.
[관계식 3]
100*(P+10*S)≤2.4
관계식 3의 P 및 S는 각각 P 및 S의 함량을 의미한다.
관계식 3은 슬라브의 연속주조시 슬라브의 내부 크랙에 인(P) 및 황(S)이 편석되는 것을 방지하기 위한 조건이다. 관계식 3에 의해 산출되는 값이 2.4를 초과하는 경우, 슬라브의 내부 크랙에 인(P) 및 황(S)이 편석되어 충격시험 시 크랙 생성의 기점을 제공하는바, 강재의 충격인성을 충분히 확보할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명의 관계식 3에 의해 산출되는 값은 2.4 이하로 제한될 수 있다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 도상 마르텐사이트를 미세조직으로 포함할 수 있으며, 이들 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 도상 마르텐사이트는 각각 80~90%, 4~12%, 6% 이하, 5% 이하의 면적분율로 포함될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 도상 마르텐사이트를 미세조직으로 포함할 수 있으며, 이들 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 도상 마르텐사이트는 각각 15㎛ 이하, 20㎛ 이하, 20㎛ 이하, 3㎛ 이하의 평균 유효 결정립 크기를 가질 수 있다. 여기서 평균 유효 결정립 크기는 EBSD(Electron back scatter diffraction)를 이용하여 결정립의 misorientation이 15도 이상인 경우를 기준으로 측정한 값을 의미한다.
더불어, 본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 평균 직경 20nm 이하의 석출물의 개수가 강재 단면 기준 단위면적당 6.5*109개/mm2 이상일 수 있으며, 석출물은 TiC, NbC 및 (Ti, Nb)C 석출물을 포함할 수 있다.
이상의 합금조성, 조건 및 미세조직을 만족하는 본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 압연 방향에 대한 30°경사방향의 항복강도가 540MPa 이상일 수 있다. 압연 방향에 대한 30° 경사방향의 항복강도는, 일반적으로 강재의 항복강도 측정 시험시 가장 낮은 항복강도가 측정될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 670MPa 이상의 인장강도, 190J 이상의 -60℃에서 샤르피 충격에너지, -18℃ 이하의 DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도, 85% 미만의 항복비, 39% 이상의 연신율을 만족할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명하다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재는, 중량%로, C: 0.03~0.065%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, P: 0.02% 이하, S: 0.002% 이하, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.4~0.9%, Mo: 0.3~0.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ca: 0.0005~0.006%, V: 0.001~0.04%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1 및 관계식 2, 관계식 3 중 어느 하나 이상을 만족하는 슬라브를 재가열하고; 상기 재가열된 슬라브를 재결정역 압연하고; 상기 재결정역 압연된 강재를 1차 냉각하고; 미재결정역 온도에서 상기 1차 냉각된 강재를 미재결정역 압연하고; 상기 미재결정역 압연된 강재를 2차 냉각하고; 상기 2차 냉각된 강재를 권취하여 제조될 수 있다.
[관계식 1]
0.17≤[{Ti-0.8*(48/14)N}/48+{Nb-0.8*(93/14)N}/93]/(C/12)≤0.25
상기 관계식 1의 C, Ti, Nb 및 N은 각각 C, Ti, Nb 및 N의 함량을 의미한다.
[관계식 2]
2≤Cr+3*Mo+2*Ni≤2.7
상기 관계식 2의 Cr, Mo 및 Ni은 각각 Cr, Mo 및 Ni의 함량을 의미한다.
[관계식 3]
100*(P+10*S)≤2.4
상기 관계식 3의 P 및 S는 각각 P 및 S의 함량을 의미한다.
본 발명의 슬라브 합금조성은 전술한 강재의 합금조성과 대응하는바, 본 발명의 슬라브 합금조성에 대한 설명은 전술한 강재의 합금조성에 대한 설명으로 대신하도록 한다. 또한, 본 발명의 슬라브에 관련된 관계식 역시 전술한 강재에 관련된 관계식과 대응하는바, 본 발명의 슬라브와 관련된 관계식에 대한 설명 역시 전술한 강재와 관련된 관계식에 대한 설명으로 대신하도록 한다.
슬라브 재가열
전술한 조성 및 조건으로 구비되는 슬라브를 1080~1180℃의 온도범위에서 재가열한다. 슬라브의 재가열온도가 1080℃ 미만인 경우, 연속주조 공정에서 석출된 첨가 합금원소들이 충분히 재고용 될 수 없으며, 열간압연 이후의 공정에서 TiC, NbC 및 (Ti, Nb)C 등의 석출물 형성량이 감소하게 된다. 따라서, 재가열 온도를 1080℃이상으로 유지함으로써, 석출물의 재고용 분위기를 조장하고, 적당한 크기의 오스테나이트 결정립도를 유지하여 소재의 강도수준도 향상시키며, 코일의 길이 방향을 따라 균일한 미세조직을 확보할 수 있다. 반면, 재가열온도가 지나치게 높은 경우, 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강재의 강도가 저하되므로, 재가열온도의 상한은 1180℃로 제한할 수 있다.
유지 및 추출
재가열된 슬라브는 1140℃ 이상의 온도범위에서 45분 이상 유지된 후 추출되어 열간압연에 제공될 수 있다. 슬라브 유지온도가 1140℃ 미만인 경우, 열간압연의 압연성 등 열간압연의 작업성이 저하될 수 있는바, 슬라브의 유지온도는 1140℃ 이상으로 제한할 수 있다. 또한, 유지시간이 45분 미만인 경우, 슬라브 두께 방향 및 길이 방향의 균열도가 낮아, 압연성이 열위해지고 최종 강판의 물성 편차를 야기할 수 있다. 따라서, 슬라브는 가능한 한 장시간으로 유지되는 것이 바람직하나, 생산성 및 경제성을 고려하여 90분 이하로 유지되는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명의 유지 시간은 45~90분으로 제한될 수 있다.
1차 압연 및 1차 냉각
유지 및 추출된 슬라브에 대한 1차 압연을 실시하며, 1차 압연은 980~1100℃의 온도범위에서 종료될 수 있다. 1차 압연의 온도가 980℃ 미만인 경우, 재결정이 발생하지 않을 가능성이 있으며, 1차 압연의 온도가 1100℃를 초과하는 경우, 재결정 결정립의 크기가 지나치게 조대해져서 인성 저하가 우려되기 때문이다. 1차 압연에 의해 압연 및 재결정이 반복되며, 오스테나이트 조직의 미세화가 일부 이루어질 수 있다.
1차 압연 후 20~60℃/s의 냉각속도로 1차 압연된 강재를 냉각할 수 있다. 1차 냉각의 냉각방식은 특별히 국한되는 것은 아니나, 본 발명의 1차 냉각방식은 수냉일 수 있다. 1차 냉각의 냉각속도가 20℃/s 미만인 경우, 1차 압연된 강재의 두께 방향으로의 균열도가 낮아 최종 강판의 물성 편차를 야기할 수 있다. 특히, 1차 압연된 강재의 중심부측의 온도 감소가 미비하므로, 재결정역 온도에서의 저온 압연 효과를 충분히 기대할 수 없으며, 최종 강재의 중심부에 조대 베이나이트가 형성되어 DWTT 특성이 열위하게 된다. 한편, 설비 특성상 1차 냉각 속도는 60℃를 초과할 수 없다. 따라서, 본 발명의 1차 냉각 속도는 20~60℃/s로 제한할 수 있다. 또한, 1차 냉각은 1차 압연된 강재의 온도가 후술할 미재결정역 온도에 도달할 때까지 실시될 수 있다.
2차 압연
910~970℃의 미재결정역 온도에서 1차 냉각된 강재의 2차 압연이 실시되며, 2차 압연은 Ar3+70℃~Ar3+110℃의 온도범위에서 종료될 수 있다. 여기서, Ar3 온도는 오스테나이트가 페라이트로 변태되는 온도를 의미하며, 이론상 아래의 계산식 1에 의해 산출될 수 있다.
[계산식 1]
Ar3(℃)=910-(310*C)-(80*Mn)-(55*Ni)-(15*Cr)-(80*Mo)-(20*Cu)+(0.35*(t-8))
상기 계산식 1에서 C, Mn, Ni, Cr, Mo 및 Cu는 각 성분의 함량을 의미하며, t는 강재의 두께를 의미한다.
2차 압연종료온도가 Ar3+110℃를 초과하는 경우, 조대한 변태조직이 형성될 수 있으며, 2차 압연종료온도가 Ar3+70℃ 미만인 경우, 최종 강재의 강도 및 항복비가 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명의 2차 압연종료온도는 Ar3+70℃~Ar3+110℃의 범위로 제한될 수 있다.
또한, 2차 압연의 누적압하율을 75~85%일 수 있다. 2차 압연의 누적압하율이 75% 미만인 경우, 오스테나이트 결정이 충분히 압하되지 않아 미세한 변태조직을 얻을 수 없다. 또한, 2차 압연의 누적압하율이 지나치게 과다한 경우, 압연 설비에 과도한 부하를 야기하는바, 2차 압연의 누적압하율 상한은 85%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 2차 압연의 누적압하율은 75~85%일 수 있다.
2차 냉각
2차 압연된 강재를 10~40℃/s의 냉각속도로 권취온도까지 냉각할 수 있다. 2차 냉각의 냉각방식은 특별히 국한되는 것은 아니나, 본 발명의 2차 냉각방식은 수냉일 수 있으며, 런-아웃 테이블 상에서 수행될 수 있다. 2차 냉각의 냉각 속도가 10℃/sec 미만인 경우, 석출물의 평균 크기가 0.2㎛를 초과할 수 있으며, 최종 강재의 단면에서 평균 직경 20nm 이하의 석출물의 개수가 단위면적당 6.5*109개/mm2 이하일 수 있다. 냉각속도가 높을수록 다량의 핵이 생성되어 석출물이 미세해질 가능성이 높아지는 반면, 냉각속도가 낮을수록 소량의 핵이 생성되어 석출물이 조대해질 가능성이 높아지기 때문이다. 2차 냉각의 냉각속도가 높을수록 최종 강재의 석출물의 크기가 미세해지므로 2차 냉각의 냉각속도의 상한을 특별히 제한할 필요는 없다. 다만, 2차 냉각의 냉각속도가 40℃/s 보다 높아지더라도 석출물 미세화의 효과가 냉각속도에 비례하여 증가하는 것은 아닌바, 경제성 등의 요소를 더불어 고려하여 2차 냉각의 냉각속도 상한을 40℃/s로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 2차 냉각속도는 10~40℃/s일 수 있다.
권취
2차 냉각이 완료된 강재는 420~540℃의 온도범위에서 권취될 수 있다. 권취온도가 540℃를 초과하는 경우, 침상형 페라이트 분율이 감소하고 도상 마르텐사이트 분율이 증가하며, 석출물이 조대하게 성장하여 강도와 저온인성 확보가 곤란하다. 반면, 궈취온도가 420℃ 미만인 경우, 마르텐사이트 등의 경질상이 형성되어 충격 특성이 열위하게 된다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
하기의 표 1 및 표 2 합금조성 및 조건으로 구비되는 강 슬라브를 제조한 후, 하기의 표 3의 제조조건으로 압연하여 23.7mm의 두께를 가지는 열연강판을 제조하였다.
Figure PCTKR2018016108-appb-T000001
Figure PCTKR2018016108-appb-T000002
Figure PCTKR2018016108-appb-T000003
표 4는 표 3에 의해 제조된 열연강판 시편의 미세조직을 관찰한 결과이며, 표 5는 표 3에 의해 제조된 열연강판 시편의 물성을 측정한 결과이다. 유표 결정립과 침상페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 페라이트의 면적분율은 EBSD를 이용하여 측정하였으며, 도상 마르텐사이트의 면적분율은 레페라 에칭법을 적용하여 측정하였다. 항복강도, 인장강도, 항복비 및 총연신율, DWTT 연성파면율은 API 인장시험법 및 DWTT 시험법을 적용하여 측정하였으며, 충격에너지는 ASTM A370 시험편을 이용하여 측정하였다.
Figure PCTKR2018016108-appb-T000004
Figure PCTKR2018016108-appb-T000005
표 4 및 표 5에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성, 조건 및 공정조건을 만족하는 발명재의 경우, 미세조직으로 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 도상 마르텐사이트를 미세조직으로 포함하며, 이들의 면적분율은 각각 80~90%, 4~12%, 6% 이하, 5% 이하를 만족하며, 이들의 평균 유효 결정립 크기는 각각 15㎛ 이하, 20㎛ 이하, 20㎛ 이하, 3㎛ 이하를 만족함을 확인할 수 있다. 또한, 발명재는 평균 직경 20nm 이하의 석출물의 개수가 강재 단면 기준 단위면적당 6.5*109개/mm2 이상임을 확인할 수 있다.
또한, 본 발명의 합금조성, 조건 및 공정조건을 만족하는 발명재의 경우, 압연방향에 대한 30°경사방향의 항복강도가 540MPa 이상이며, 인장강도는 670MPa 이상, -60℃에서 샤르피 충격에너지 190J 이상, 의 -60℃에서 샤르피 충격에너지, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도 -18℃ 이하, 항복비 85% 미만, 연신율 39% 이상을 모두 만족하는 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
반면, 본 발명의 합금조성, 조건 또는 공정조건을 만족하지 않는 비교예의 경우, 전술한 미세조직 및 물성을 모두 만족하지 않음을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 의한 강관용 강재 및 그 제조방법은 우수한 저온인성, 고강도성 및 낮은 항복비의 특성을 모두 만족함을 확인할 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 (18)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.065%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, P: 0.02% 이하, S: 0.002% 이하, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.4~0.9%, Mo: 0.3~0.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ca: 0.0005~0.006%, V: 0.001~0.04%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 단면에서의 단위면적당 평균 직경 20nm 이하의 석출물의 개수가 6.5*109개/mm2 이상인 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 석출물은 TiC, NbC 및 (Ti, Nb)C 석출물을 포함하는, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 하기의 관계식 1을 만족하는, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
    [관계식 1]
    0.17≤[{Ti-0.8*(48/14)N}/48+{Nb-0.8*(93/14)N}/93]/(C/12)≤0.25
    상기 관계식 1의 C, Ti, Nb 및 N은 각각 C, Ti, Nb 및 N의 함량을 의미한다.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 하기의 관계식 2를 만족하는, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
    [관계식 2]
    2≤Cr+3*Mo+2*Ni≤2.7
    상기 관계식 2의 Cr, Mo 및 Ni은 각각 Cr, Mo 및 Ni의 함량을 의미한다.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 침상 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트 및 도상 마르텐사이트를 미세조직으로 포함하는, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  6. 제5항에 있어서,
    면적분율로, 상기 침상 페라이트는 80~90%, 상기 베이니틱 페라이트는 4~12%, 상기 그래뉼라 베이나이트는 6% 이하, 상기 도상 마르텐사이트는 5% 이하로 포함되는, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 침상 페라이트의 평균 유효 결정립 크기는 15㎛ 이하이고, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 유효 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 상기 그래뉼라 베이나이트의 평균 유효 결정립 크기는 20㎛ 이하이고, 상기 도상 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 3㎛ 이하인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 하기의 관계식 3을 만족하는, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
    [관계식 3]
    100*(P+10*S)≤2.4
    상기 관계식 3의 P 및 S는 각각 P 및 S의 함량을 의미한다.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 압연 방향에 대한 30°경사방향의 항복강도는 540MPa 이상이고, 상기 강재의 인장강도는 670MPa 이상인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복비는 85% 미만이며, 상기 강재의 연신율은 39% 이상인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 -60℃에서의 샤르피 충격에너지가 190J 이상이며, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -18℃ 이하인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  12. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 두께는 23mm 이상인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재.
  13. 중량%로, C: 0.03~0.065%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, P: 0.02% 이하, S: 0.002% 이하, Cr: 0.05~0.3%, Ni: 0.4~0.9%, Mo: 0.3~0.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ca: 0.0005~0.006%, V: 0.001~0.04%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1080~1180℃의 온도범위에서 재가열하고;
    상기 재가열된 슬라브를 1140℃ 이상의 온도에서 45분 이상 유지하여 추출하고;
    상기 추출된 슬라브를 980~1100℃의 압연 종료 온도에서 1차 압연하고;
    상기 1차 압연된 강재를 20~60℃/s의 냉각속도로 미재결정역 온도구간까지 1차 냉각하고;
    상기 미재결정역 온도에서 상기 1차 냉각된 강재를 2차 압연하고;
    상기 2차 압연된 강재를 10~40℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하고;
    상기 2차 냉각된 강재를 420~540℃의 온도범위에서 권취하는 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    0.17≤[{Ti-0.8*(48/14)N}/48+{Nb-0.8*(93/14)N}/93]/(C/12)≤0.25
    상기 관계식 1의 C, Ti, Nb 및 N은 각각 C, Ti, Nb 및 N의 함량을 의미한다.
  14. 제13항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기의 관계식 2를 만족하는, 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 고강도 강관용 강재의 제조방법.
    [관계식 2]
    2≤Cr+3*Mo+2*Ni≤2.7
    상기 관계식 2의 Cr, Mo 및 Ni은 각각 Cr, Mo 및 Ni의 함량을 의미한다.
  15. 제13항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기의 관계식 3을 만족하는, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재의 제조방법.
    [관계식 3]
    100*(P+10*S)≤2.4
    상기 관계식 3의 P 및 S는 각각 P 및 S의 함량을 의미한다.
  16. 제13항에 있어서,
    상기 미재결정역 온도는 910~970℃의 온도범위인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재의 제조방법.
  17. 제13항에 있어서,
    상기 2차 압연의 압하율은 75~85%인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재의 제조방법.
  18. 제13항에 있어서,
    상기 2차 압연의 종료온도는 Ar3+70℃~Ar3+110℃인, 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재의 제조방법.
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