WO2019125091A1 - 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for pipes and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a high strength steel material having excellent resistance to brittleness and a manufacturing method thereof.
  • Steel for pipe is manufactured by pipe through various methods. Plastic deformation during pipe forming is easy, plastic deformation of the entire pipe is uniform, and when the pipe does not crack or break during molding, it can be evaluated as excellent in toughness. In addition, when the pipe is used, it can be evaluated that the stability of the pipe is excellent if the pipe can be deformed without causing a break even if the pressure of the pipe suddenly changes.
  • the physical properties required to improve the toughness and stability of steel for pipes are to lower the yield ratio. The lower the yield ratio of the steel, the larger the difference between the yield stress and the tensile stress, so that the residual stress increases until the fracture occurs after the plastic deformation.
  • the yield ratio depends on the microstructure. In general, the yield ratio tends to decrease when the phases with different hardness are mixed. That is, a low yield ratio value can be obtained in a microstructure composed of a ferrite and a pearlite band produced by a normalizing heat treatment, whereas a high yield ratio can be obtained in a high strength steel made of only bainite.
  • the yield strength is affected by the strength and fraction of the lower hardness, and the tensile strength is affected by the strength and fraction of the higher hardness. Therefore, a low yield ratio can be ensured when controlling the strength and the fraction of the phase having a low hardness and the phase having a high hardness optimally.
  • Patent Document 1 Korean Published Patent Application No. 1997-0043168 (published on July 26, 1997)
  • a high-strength steel material excellent in resistance-to-resistance characteristics and a method of manufacturing the same.
  • a high strength steel material having excellent resistance to brittleness comprises 0.06 to 0.12% of C, 0.2 to 0.5% of Si, 1.5 to 2.0% of Mn, 0.003 to 0.05% of Al, 0.01% or less, P: not more than 0.02%, S: not more than 0.003%, Cr: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.05 to 0.5%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ca: 0.0005 to 0.005%
  • the polygonal ferrite has an area fraction of 10 to 30% and an average hardness of the polygonal ferrite of 180 Hv or less.
  • the steel material further comprises a residual structure having an average hardness of 200 Hv or more, and the residual structure may include needle-like ferrite, bainite, pearlite, and martensite.
  • the sum of the area fraction of the pearlite and the martensite may be 10% or less of the total area.
  • the steel material may further include at least one of Ni: 0.05 to 0.3%, Cu: 0.05 to 0.3%, Ti: 0.005 to 0.02%, and B: 0.0005 to 0.0015% in weight percent.
  • the Charpy impact energy of the steel at -30 ⁇ can be 200 J or more.
  • the yield ratio of the steel may be 90% or less.
  • the tensile strength of the steel may be 500 MPa or more.
  • a high strength steel material having excellent resistance to brittleness comprises 0.06 to 0.12% of C, 0.2 to 0.5% of Si, 1.5 to 2.0% of Mn, 0.003 to 0.05% of Al, 0.01% or less, P: not more than 0.02%, S: not more than 0.003%, Cr: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.05 to 0.5%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ca: 0.0005 to 0.005% Is reheated in a temperature range of 1100 to 1160 ⁇ ; Rolling the reheated slab at an end temperature of at least 1050 ⁇ ⁇ ; Finish rolling of the rough-rolled slab in a temperature range of 980 ⁇ ⁇ or less to finish finish rolling in a temperature range of (Ar3 + 50 ⁇ ⁇ ) to 900 ⁇ ⁇ ; The pre-rolled steel is firstly cooled to a temperature range of (Ar3-40 DEG C) to (Ar3-70 DEG C) at a first cooling rate; Cooling the primary
  • the effective rolling reduction of the finish rolling may be 65% or more.
  • the second cooling rate may be 10-40 DEG C / s faster than the first cooling rate.
  • the starting temperature of the first cooling may be (Ar 3 + 10 ° C) to (Ar 3 + 30 ° C).
  • the first cooling rate may be 10-20 < 0 > C / s.
  • the second cooling may be performed immediately after the first cooling.
  • the second cooling rate may be 30 to 50 ° C / s.
  • the secondary cooled steel can be air-cooled to room temperature.
  • the slab may further include at least one of Ni: 0.05 to 0.3%, Cu: 0.05 to 0.3%, Ti: 0.005 to 0.02%, and B: 0.0005 to 0.0015% in weight percent.
  • a steel material capable of securing a tensile strength of 500 MPa or more and a yield ratio of 90% or less at the same time, and a method of manufacturing the same, thereby effectively securing the toughness and safety of the steel material for pipes.
  • the present invention relates to a high-strength steel having excellent resistance to brittleness and a method of manufacturing the same, 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.
  • a high strength steel material having excellent resistance to brittleness comprises 0.06 to 0.12% of C, 0.2 to 0.5% of Si, 1.5 to 2.0% of Mn, 0.003 to 0.05% of Al, 0.01% or less, P: not more than 0.02%, S: not more than 0.003%, Cr: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.05 to 0.5%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ca: 0.0005 to 0.005% . ≪ / RTI >
  • C is an effective element for strengthening the steel by solid solution strengthening and precipitation strengthening.
  • C is an element that has a greater influence on tensile elongation than yield strength, and thus contributes effectively to the reduction of the yield ratio. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the C content to 0.06%. However, if C is excessively added, the toughness can be lowered. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the C content to 0.12%. Therefore, the C content of the present invention may be 0.06 to 0.12%. In addition, when the C content exceeds 0.10%, the surface cracks of the slab frequently occur in the steelmaking performance process, and the preferred C content of the present invention may be 0.06 to 0.10%.
  • Si is an element not only used as a deoxidizing agent but also contributing to solid solution strengthening and improving the strength of steel. Also, Si is an element that promotes the formation of martensite (MA) on phase transformation. On the other hand, martensite (MA) is an element contributing to the resistance-to-resistance characteristic. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the Si content to 0.2% in consideration of the formation of statistical martensite (MA). However, when Si is excessively added, the peeling property of the scale grown in the heating furnace is deteriorated, so that the surface quality after the completion of the rolling may be inferior. In this case, the upper limit of the Si content is limited to 0.5% can do. Therefore, the Si content of the present invention may be 0.2 to 0.5%.
  • Mn is a solid solution strengthening element which improves the strength of the steel and enhances the hardenability of the steel to promote the formation of the low temperature transformation phase.
  • an appropriate fraction of the low temperature transformation phase should be included in the microstructure. Therefore, in order to produce a low temperature transformation phase, the present invention can limit the lower limit of the Mn content to 1.5%.
  • Mn content of the present invention may be 1.5 to 2.0%.
  • Al is a representative deoxidizing element. When the content is less than 0.003%, sufficient deoxidation effect can not be expected. In the present invention, the lower limit of the Al content can be limited to 0.003%. In addition, when Al is excessively added, since Al 2 O 3 which is a nonmetal oxide is excessively formed, there is a problem that the toughness of the base material and the welded portion is lowered. Therefore, the upper limit of the Al content of the present invention can be limited to 0.05%. Therefore, the Al content of the present invention may be 0.003 to 0.05%, and the more preferable Al content may be 0.005 to 0.05%.
  • N is an element contributing to the improvement of the strength of steel by forming a nitride by bonding with Al.
  • the present invention can limit the upper limit of the N content to 0.01%.
  • the N content of the present invention may be 0.01% or less, and more preferably, the N content may be 0.001 to 0.01%.
  • P is inevitably contained in steel during steelmaking, which not only hinders weldability and toughness, but also toughness of the steel as an element that is easily segregated in the center of the slab and in the austenite grain boundary during solidification. Therefore, in order to secure an appropriate level of toughness, it is desirable to limit the content to a certain level or less. Particularly, when the content of P exceeds 0.02%, brittle fracture is promoted at the center of the thickness of the steel and it is difficult to ensure low-temperature toughness. In the present invention, the P content can be limited to 0.02% or less.
  • S is an impurity element which is inevitably contained in steel during steelmaking and forms a nonmetallic inclusion such as MnS at the center of the thickness of the steel to inhibit low-temperature toughness.
  • a nonmetallic inclusion such as MnS
  • the content of S in the present invention can be limited to 0.003% or less.
  • the present invention can limit the lower limit of the Cr content to 0.05%.
  • the toughness of the welded portion can be inhibited.
  • the upper limit of the Cr content can be limited to 0.5%. Accordingly, the Cr content of the present invention may be 0.05 to 0.5%, and more preferably, the Cr content may be 0.05 to 0.45%.
  • Mo is an element having a very high hardenability as in Cr, and it is an element contributing to lowering the yield ratio by promoting the formation of a low temperature transformation phase even by adding a small amount of Mo.
  • the present invention can limit the lower limit of the Mo content to 0.05%.
  • Mo is an element having a high alloy cost
  • the present invention can limit the upper limit of the Mo content to 0.5% from the viewpoint of economy. Therefore, the Mo content of the present invention may be 0.05 to 0.5%, and the more preferable Mo content may be 0.05 to 0.45%.
  • Nb exists as a carbide or nitride type precipitate in the slab, but it is dissolved in the steel in the reheating step and serves to delay the recrystallization during rolling. Ferrite nucleation can be promoted during the ferrite transformation after rolling due to the recrystallization delay, so that the strength of the steel can be improved through grain refinement.
  • the present invention can limit the lower limit of the Nb content to 0.01% in order to achieve this effect.
  • the addition of Nb increases the strength of the steel, but the increase in strength due to grain refinement contributes more to the yield strength than to the tensile strength. Therefore, when Nb is added excessively, the strength can be increased but the yield ratio can be increased. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the Nb content to 0.05%. Therefore, the Nb content of the present invention may be 0.01 to 0.05%.
  • Ca plays a role of neutralizing nonmetal inclusions such as MnS. Ca reacts with S to form CaS, thereby suppressing the formation of nonmetallic inclusions such as MnS, thereby improving low-temperature toughness.
  • the present invention can restrict the lower limit of the Ca content to 0.0005%.
  • the upper limit of the Ca content can be reduced to 0.005% in consideration of the load generated in the present invention. Therefore, the Ca content of the present invention may be 0.0005 to 0.005%.
  • a high-strength steel material excellent in resistance to breakdown characteristics comprising 0.05 to 0.3% of Ni, 0.05 to 0.3% of Cu, 0.005 to 0.02% of Ti and 0.0005 to 0.0015% of B, Or two or more of them.
  • Ni 0.05 to 0.3% or less
  • Ni is an effective element capable of simultaneously improving the strength and toughness of a steel. Therefore, in order to obtain such an effect of improving the strength and toughness, the present invention can limit the lower limit of the Ni content to 0.05%. However, since Ni is an expensive element and the excessive addition is not preferable from the economical point of view, the present invention can limit the upper limit of the Ni content to 0.3%. Therefore, the Ni content of the present invention may be 0.05 to 0.3%.
  • Cu is an element that improves strength by solid solution strengthening. Therefore, in order to obtain the effect of improving the strength, the present invention can limit the lower limit of the Cu content to 0.05%. However, when Cu is added excessively, surface cracks are generated in the production of slabs, and local corrosion resistance is lowered. When the slab is reheated for rolling, Cu having a low melting point penetrates into the grain boundaries of the steel, The present invention can limit the upper limit of the Cu content to 0.3%. Therefore, the Cr content of the present invention may be 0.05 to 0.3%.
  • Ti exists in the form of TiN or TiC precipitates in the slab.
  • Nb is dissolved and reused, but Ti is not dissolved in the reheating process and is present in the form of TiN in the austenite grain boundaries.
  • the TiN precipitates present in the austenite grain boundaries serve to inhibit the growth of austenite grains during reheating, thereby contributing to the fineness of the final ferrite grains, thereby improving strength and toughness.
  • the present invention can limit the lower limit of the Ti content to 0.005%.
  • the content of Ti relative to the N content in the steel becomes excessive, so that coarse precipitates can be formed. These coarse precipitates do not contribute to the inhibition of the growth of austenite grains, but rather cause a deterioration in toughness.
  • the present invention can limit the upper limit of the Ti content to 0.02% in consideration of the N content in the steel .
  • the present invention can limit the lower limit of the B content to 0.0005%.
  • the upper limit of the B content can be limited to 0.0015%. Therefore, the B content of the present invention may be 0.0005 to 0.0015%.
  • the present invention may be Fe and unavoidable impurities in addition to the above-mentioned steel composition.
  • Unavoidable impurities can be intentionally incorporated in a conventional steel manufacturing process, and can not be entirely excluded, and the meaning of ordinary steel manufacturing industry can be understood easily. Further, the present invention does not exclude the addition of other compositions other than the above-mentioned steel composition in the whole.
  • the high-strength steel having excellent resistance to brittleness characteristics may include polygonal ferrite and a residual structure with a microstructure.
  • the average grain size of the polygonal ferrite may be 10 ⁇ or less, and the average grain size of the preferred polygonal ferrite may be 6 ⁇ or less.
  • the area fraction of the polygonal ferrite to the cross section of the steel is 10 to 30%, and the average hardness of the polygonal ferrite may be 180 Hv or less.
  • the residual structure includes needle-shaped ferrite, bainite, pearlite, and martensite, and the average hardness of the residual structure may be 200 Hv or more.
  • the total fraction of pearlite and martensite in the remaining structure may be 10% or less of the cross-sectional area of the entire steel material.
  • the Charpy impact energy at -30 ⁇ of the high-strength steel material excellent in resistance to brittleness according to an embodiment of the present invention may be 200 J or more and the tensile strength may be 500 MPa or more.
  • the yield ratio of the high-strength steel having excellent resistance to brittle characteristics according to an embodiment of the present invention may be 90% or less, and more preferably 88% or less.
  • a method of manufacturing a high strength steel having excellent resistance to brittle characteristics is characterized by comprising 0.06 to 0.12% of C, 0.2 to 0.5% of Si, 1.5 to 2.0% of Mn, 0.003 to 0.05% of Al, , N: not more than 0.01%, P: not more than 0.02%, S: not more than 0.003%, Cr: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.05 to 0.4%, Nb: 0.01 to 0.05%
  • the slab provided in the present invention may further contain one or more of the following in weight percent: 0.05 to 0.3% of Ni, 0.05 to 0.3% of Cu, 0.005 to 0.02% of Ti and
  • compositional content of the slab of the present invention corresponds to the compositional content of the above-mentioned steel, and the reason for restricting the compositional content of the slab of the present invention is replaced with a description of the reason for restricting the compositional content of the slab.
  • the slab having the above composition is reheated in a temperature range of 1100 to 1160 ° C. It is necessary to sufficiently decompose the NbC precipitate in the slab by heating the slab to a temperature above a certain temperature in order to form an atmosphere for refining the crystal grain of the final microstructure by solid solution Nb. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the slab reheating temperature to 1100 ⁇ in order to achieve grain refining effect by solid solution Nb. In addition, when the reheating temperature of the slab rises, securing the solid solution Nb due to the decomposition of NbC precipitates is easy, but the growth of the austenite grains also occurs rapidly, and the grain size of the final ferrite can be increased.
  • the upper limit of the slab reheating temperature of the present invention can be limited to 1160 ⁇ .
  • rough rolling After the reheating of the slab, rough rolling can be carried out. And grain refinement of the austenite is carried out by the recrystallization phenomenon during rough rolling. If the rough rolling temperature is lower than 1050 ⁇ ⁇ , partial recrystallization may occur and the austenite grain size inside the steel may become uneven. Particularly, the uneven shape of the austenite grain size at the center of thickness is deepened, and coarse bainite microstructure is formed in the final center microstructure, so that the low-temperature toughness is weakened. Therefore, the present invention can limit the rough rolling finish temperature to 1050 DEG C or more.
  • finish rolling After rough rolling, finish rolling can be carried out.
  • the starting temperature of the finish rolling exceeds 980 DEG C, most of the effect of accumulating the rolling energy in finishing rolling is lost due to annealing.
  • the effective grain size of the austenite can not be sufficiently miniaturized, It can not be achieved. Therefore, in order to secure the target microstructure, the present invention can restrict the starting temperature of the finish rolling to 980 DEG C or higher.
  • the deformation zone of the austenite grains can be formed when the finishing rolling temperature is lower than the recrystallization inverse temperature (Tnr). That is, the reduction rate applied at less than the recrystallization temperature (Tnr) rather than the reduction rate applied in the entire finish rolling, that is, the effective reduction rate is an important factor that further affects the improvement in strength and toughness. If the effective rolling reduction rate during the finish rolling is insufficient, not only fine crystal grains can be produced in the ferrite transformation but also the bainite fraction due to the coarsening ability of the effective austenite grains is excessively increased and the toughness and yield ratio are deteriorated . Therefore, the effective rolling reduction of finish rolling of the present invention can be 65% or more.
  • the effective reduction ratio and the recrystallization inversion temperature (Tnr) can be theoretically derived from the following equations (1) and (2), and the recrystallization inversion temperature (Tnr) of the present invention may mean the temperature at which the austenite recrystallization stops have.
  • Tnr (°C) 887 + 464 * C + 890 * Ti + 363 * Al-357 * Si + (6445 * Nb-644 * Nb 1/2) + (732 * V-230 * V 1/2)
  • the rolling energy applied at the finish rolling is accumulated in the austenite grains through the deformation zone or the formation of the dislocation.
  • the finishing rolling temperature is lowered, the strain generation is promoted to increase the ferrite nucleation site, and thus the final crystal grain can be miniaturized.
  • dislocation of the dislocations is easier, so that rolling energy can be easily vanished without accumulation. Therefore, in consideration of the limited components and effective rolling reduction of the finish rolling in the present invention, the finish rolling must be finished at a temperature of at least 900 ⁇ in order to secure a low temperature toughness.
  • the finish temperature of the finish rolling may be limited to (Ar3 + 50 ⁇ ⁇ ) or more. Therefore, the finish temperature of the finish rolling of the present invention may be (Ar 3 + 50 ° C) to 900 ° C.
  • the Ar3 temperature can be derived theoretically through Equation 3 below.
  • the final microstructure of the steel can be determined by controlling the transformation of ferrite from austenite by cooling after finish rolling.
  • phases having different hardnesses must be present in an appropriate ratio, and in particular, the ferrite fraction and the hardness of the hardness phase should satisfy a suitable range.
  • the first cooling should be started at a somewhat higher temperature than the Ar3, and when the first cooling is started at a temperature about 10 to 30 DEG C higher than Ar3, An appropriate ratio of fine polygonal ferrite can be introduced. Therefore, the starting temperature of the first cooling of the present invention may be (Ar 3 + 10 ° C) to (Ar 3 + 30 ° C).
  • the present invention can limit the cooling termination temperature of the first cooling to (Ar 3 - 70 ⁇ ) to (Ar - 40 ⁇ ).
  • the first cooling rate should be controlled so as not to be excessively fast so that bainite transformation does not start in the first cooling and polygonal ferrite can be produced.
  • the first cooling rate can be limited to 10-20 ⁇ ⁇ / s.
  • the first cooling rate is less than 10 ° C / s, the water-cooled ferrite is comparatively coarsely generated to lower the yield strength, and when the first cooling rate exceeds 20 ° C / s, the amount of polygonal ferrite is lowered, The fraction of the transformation phases increases, and the resistance-versus-ratio characteristic can be ensured. Therefore, the first cooling rate of the present invention can be limited to 10 to 20 ⁇ ⁇ / s.
  • the end temperature of the second cooling should be sufficiently lower than the bainite transformation end temperature so that the unconverted austenite in the first cooling can be sufficiently transformed into a low temperature transformation phase such as bainite. Therefore, the present invention can limit the second cooling termination temperature to 400 ⁇ or lower.
  • the second cooling termination temperature of the present invention can be limited to 350 ° C or higher. Accordingly, the second cooling termination temperature of the present invention may be 350 to 400 ° C. After the end of the second cooling, it can be cooled to room temperature by air cooling.
  • the second cooling rate can be controlled at a higher rate than the first cooling rate so that the osnite which is not transformed into the ferrite in the first cooling is transformed into bainite.
  • the second cooling rate may be 10-40 ° C / s faster than the first cooling rate, and the second preferred cooling rate of the present invention may be 30-50 ° C / s.
  • the second cooling is preferably carried out immediately after the first cooling.
  • the steel composition, microstructure and process conditions of the present invention are all satisfied.
  • the Charpy impact energy at -30 ⁇ or more, the tensile strength at 500 MPa or more, and the yield ratio at 90% And can confirm the satisfaction.
  • the yield ratio is less than 90%.
  • Comparative Example 1 Although the compositional content satisfied the compositional content of the present invention, only one cooling was performed without distinguishing the first cooling and the second cooling. As the first cooling start temperature was outside the range of the present invention, It can be confirmed that the microstructure condition of the invention is not satisfied. Therefore, it can be confirmed that Comparative Example 1 can not secure the intended low temperature toughness of the present invention.
  • Comparative Example 2 the compositional content satisfied the compositional content of the present invention, but the effective rolling reduction and the first cooling rate of the final rolling did not satisfy the range of the present invention, Can be confirmed. Therefore, it can be confirmed that the intended tensile strength and low temperature toughness of the present invention can not be secured in Comparative Example 2.
  • Comparative Example 3 the compositional content satisfies the compositional content of the present invention, but the reheating temperature, the rough rolling termination temperature, the finishing rolling finishing temperature and the first cooling start and ending temperatures do not satisfy the range of the present invention, The microstructure condition of the microstructure is not satisfied. Therefore, it can be confirmed that Comparative Example 3 can not secure the intended low temperature toughness of the present invention.
  • a high-strength steel having excellent resistance to bending property can provide a steel material for a pipe and a method of manufacturing the same that can satisfy both of the low resistance and high strength and ensure stability and toughness have.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 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 페라이트를 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
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.
(특허문헌 1) 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 측면에 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 페라이트를 포함하며, 상기 폴리고날 페라이트의 면적분율은 10~30%이고, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 경도는 180Hv 이하일 수 있다.
상기 강재는 평균경도 200Hv 이상의 잔부조직을 더 포함하며, 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℃ 기준 샤르피 충격에너지는 200J 이상일 수 있다.
상기 강재의 항복비는 90% 이하일 수 있다.
상기 강재의 인장강도는 500MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 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 포함하는 슬라브를 1100~1160℃의 온도범위에서 재가열하고; 상기 재가열된 슬라브를 1050℃ 이상의 종료온도에서 조압연하고; 상기 조압연된 슬라브를 980℃ 이하의 온도범위에서 마무리 압연 개시하여 (Ar3+50℃)~900℃의 온도범위에서 마무리 압연을 종료하고; 상기 마무리 압연된 강재를 제1 냉각속도로 (Ar3-40℃)~(Ar3-70℃)의 온도범위까지 1차 냉각하고; 상기 1차 냉각된 강재를 제2 냉각속도로 350~400℃의 온도범위까지 2차 냉각하여 제조될 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 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 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 일 측면에 따르면, 500MPa 이상의 인장강도 및 90% 이하의 항복비를 동시에 확보 가능한 강재 및 그 제조방법을 제공하므로, 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 측면에 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 있으며, 보다 바람직한 Cr 함량은 0.05~0.45%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 있으며, 보다 바람직한 Mo 함량은 0.05~0.45%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 측면에 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 합계 분율은 전체 강재의 단면 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 측면에 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 재결정역 온도(Tnr)보다 낮은 경우에 형성될 수 있다. 즉, 마무리압연 전체에서 가해진 압하율보다는 재결정역 온도(Tnr) 미만에서 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 재결정역 온도(Tnr)는 아래의 식 1 및 식 2를 통해 이론적으로 도출 가능하며, 본 발명의 재결정역 온도(Tnr)는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도를 의미할 수 있다.
[식 1]
유효 압하율(%)=[(Tnr 온도 직하에서의 강재 두께-강재 최종두께, mm)/Tnr 온도 직하에서의 강재 두께, mm]*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, mm)
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.
Figure PCTKR2018016593-appb-T000001
Figure PCTKR2018016593-appb-T000002
Figure PCTKR2018016593-appb-I000001
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.
Figure PCTKR2018016593-appb-T000003
Figure PCTKR2018016593-appb-T000004
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 (16)

  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 페라이트를 포함하며,
    상기 폴리고날 페라이트의 면적분율은 10~30%이고, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 경도는 180Hv 이하인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 평균경도 200Hv 이상의 잔부조직을 더 포함하며,
    상기 잔부 조직은 침상 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트를 포함하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 펄라이트 및 마르텐사이트의 면적분율 합은 전체 면적 대비 10% 이하인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  4. 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.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 -30℃ 기준 샤르피 충격에너지는 200J 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복비는 90% 이하인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 인장강도는 500MPa 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재.
  8. 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 1100~1160℃의 온도범위에서 재가열하고;
    상기 재가열된 슬라브를 1050℃ 이상의 종료온도에서 조압연하고;
    상기 조압연된 슬라브를 980℃ 이하의 온도범위에서 마무리 압연 개시하여 (Ar3+50℃)~900℃의 온도범위에서 마무리 압연을 종료하고;
    상기 마무리 압연된 강재를 제1 냉각속도로 (Ar3-40℃)~(Ar3-70℃)의 온도범위까지 1차 냉각하고;
    상기 1차 냉각된 강재를 제2 냉각속도로 350~400℃의 온도범위까지 2차 냉각하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 마무리압연의 유효 압하율은 65% 이상인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 제2 냉각속도는 상기 제1 냉각속도보다 10~40℃/s 더 빠른, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 제1 냉각의 시작온도는 (Ar3+10℃)~(Ar3+30℃)인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  12. 제8항에 있어서,
    상기 제1 냉각속도는 10~20℃/s인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  13. 제8항에 있어서,
    상기 제2 냉각은 상기 제1 냉각의 직후에 수행되는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  14. 제8항에 있어서,
    상기 제2 냉각속도는 30~50℃/s인, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  15. 제8항에 있어서,
    상기 2차 냉각된 강재를 상온까지 공냉하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  16. 제8항에 있어서,
    상기 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 포함하는, 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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