WO2019132340A1 - 초고강도 열연 강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법 - Google Patents

초고강도 열연 강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법 Download PDF

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WO2019132340A1
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조열래
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet used for automobile parts and materials, a steel pipe and a member using the same, and a manufacturing method thereof. More particularly, the present invention relates to a steel pipe having a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% Super high strength hot rolled steel sheet which is excellent and shows super high strength after heat treatment, steel pipes and members using the same, and a manufacturing method thereof.
  • Austempering heat treatment manufacturing method is a method in which a large amount of Si, Al and Mn is added to low carbon steel to form austenite during continuous annealing, and then it is kept constant at the bainite temperature during the cooling process to suppress precipitation of cementite, And then allowing the austenite to remain at room temperature.
  • the steel is quenched after continuous annealing to cool it to a quenching temperature below the martensite forming temperature, and then the temperature is raised or maintained at the QT temperature to remove carbon from the lath martensite to austenite And the austenite is left between the lath martensite at room temperature.
  • the temperature In order to redistribute carbon in martensite, it must be raised to a relatively high temperature or maintained at a high temperature.
  • Patent Document 2 in order to secure high strength-high ductility, after being heated to a high temperature, it is cooled to a range of A1 to Ar3 to perform austenite-ferrite transformation to secure a certain percentage of ferrite phase, And retaining 3 ⁇ 25% retained austenite by inducing carbon redistribution at the temperature of Ms ⁇ Mf.
  • ferrite phase into the final microstructure, it has been suggested that the elongation of 15% and the tensile strength of 900 ⁇ 1200 MPa can be secured, so that the elongation at the similar level and the ultra high strength at 1800 MPa or more are ensured There is a restriction.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 2014-0021165
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 2014-0080932
  • a preferred aspect of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more and excellent resistance against hydrogen penetration from the outside and ultra high strength after heat treatment.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method for producing a hot-rolled steel sheet having a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more and excellent resistance against hydrogen penetration from the outside and ultra high strength after heat treatment.
  • Another desirable aspect of the present invention is to provide a steel pipe having a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more and having excellent resistance to hydrogen penetration from the outside and having an ultra high strength after heat treatment.
  • Another desirable aspect of the present invention is to provide a method for producing a steel pipe using a hot-rolled steel sheet having a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more, excellent resistance against hydrogen penetration from the outside, and super high strength after heat treatment will be.
  • Another desirable aspect of the present invention is to provide a member having a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more and having excellent resistance to hydrogen penetration from the outside and having a super high strength after heat treatment, .
  • Another preferred embodiment of the present invention is a method of manufacturing a member using a steel pipe having a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more and having excellent resistance to hydrogen penetration from the outside and having a super high strength after heat treatment To provide a way to
  • a steel sheet comprising: 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0% 0.3% or less (excluding 0%), Mo: 0.3% or less (excluding 0%), Ni: 0.9 to 1.5% and Cu (Excluding 0%), B: 0.005% or less (excluding 0%), N: 0.006% or less (0% or less) And the remaining Fe and other impurities, wherein the alloy element satisfies the following relational expressions 1 and 2, and the microstructure has a super high strength including 7 to 30% by volume of ferrite and 70 to 93% A hot-rolled steel sheet is provided.
  • a steel sheet comprising: 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0%), P of 0.03% : Not more than 0.004% (including 0%), Al: not more than 0.04% (excluding 0%), Cr: not more than 0.3% (excluding 0%), Mo: not more than 0.3% (Excluding 0%), B: 0.005% or less (excluding 0%), N: 0.006% or less (0% or less) %),
  • the remaining Fe and other impurities, and the alloy element satisfies the following relational formulas 1 and 2, in a temperature range of 1150 to 1300 ⁇ ,
  • the method for producing an ultra-high strength hot-rolled steel sheet may further include a step of pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • a method of manufacturing a semiconductor device comprising: 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0% S: not more than 0.004% (including 0%), Al: not more than 0.04% (excluding 0%), Cr: not more than 0.3% And Cu: 0.9 to 1.5%, Cu + Ni: not less than 1.1%, Ti: not more than 0.04% (excluding 0%), B: not more than 0.005% (excluding 0%), N: not more than 0.006% 0%), the balance Fe and other impurities, wherein the alloy element satisfies the following relational formulas 1 and 2, and the microstructure contains 7 to 60% by volume of ferrite and 40 to 93% Steel pipes are provided.
  • a method of manufacturing a semiconductor device comprising: 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0% S: not more than 0.004% (including 0%), Al: not more than 0.04% (excluding 0%), Cr: not more than 0.3% And Cu: 0.9 to 1.5%, Cu + Ni: not less than 1.1%, Ti: not more than 0.04% (excluding 0%), B: not more than 0.005% (excluding 0%), N: not more than 0.006% Heating the steel slab including the remaining Fe and other impurities and the alloy element satisfying the following relational expressions 1 and 2 to a temperature range of 1150 to 1300 ⁇ ,
  • the manufacturing method of the steel pipe may further include a step of drawing after the annealing heat treatment step.
  • a method of manufacturing a semiconductor device comprising: 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0% S: not more than 0.004% (including 0%), Al: not more than 0.04% (excluding 0%), Cr: not more than 0.3% And Cu: 0.9 to 1.5%, Cu + Ni: not less than 1.1%, Ti: not more than 0.04% (excluding 0%), B: not more than 0.005% (excluding 0%), N: not more than 0.006% And the balance Fe and other impurities, wherein the alloy element satisfies the following relational formulas 1 and 2, and the microstructure contains at least 90% of at least one of martensite and bare martensite and at most 10% Containing residual austenite Member is provided.
  • a method of manufacturing a semiconductor device comprising: 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0% S: not more than 0.004% (including 0%), Al: not more than 0.04% (excluding 0%), Cr: not more than 0.3% And Cu: 0.9 to 1.5%, Cu + Ni: not less than 1.1%, Ti: not more than 0.04% (excluding 0%), B: not more than 0.005% (excluding 0%), N: not more than 0.006% Heating the steel slab including the remaining Fe and other impurities and the alloy element satisfying the following relational expressions 1 and 2 to a temperature range of 1150 to 1300 ⁇ ,
  • a method of manufacturing a member including a step of quenching or quenching and / or sintering the member.
  • steel sheets and steel tubes having a tensile strength x elongation value of 20,000 or more after heat-quenching-tempering heat treatment and having excellent resistance to hydrogen penetration in a corrosive environment can be produced.
  • the in-service process of steel pipe parts can exhibit an inhibiting effect against hydrogen penetration that can be invaded from the outside.
  • Fig. 2 is an optical micrograph of the inventive material (1) of the embodiment.
  • Fig. 5 is an optical micrograph of the comparative material 2 of the embodiment.
  • an ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet comprises 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0%) and 0.03% or less of P ), S: not more than 0.004% (including 0%), Al: not more than 0.04% (excluding 0%), Cr: not more than 0.3% (Excluding 0%), B: 0.005% or less (excluding 0%), N: 0.006% or more, and one or more of Cu and Ni: (Excluding 0%), the balance of Fe and other impurities, and the alloy element satisfies the following relational expressions (1) and (2).
  • the carbon (C) is an effective element for increasing the strength of the steel, and increases the strength after the quenching heat treatment.
  • the content is less than 0.40%, it is difficult to secure a sufficient strength of more than 1800 MPa after the heat treatment, whereas when it exceeds 0.60%, martensite having excessive hardness is formed, which may cause deterioration in fatigue durability have. Therefore, it is preferable to limit the carbon (C) content to 0.40 to 0.60%.
  • the manganese (Mn) is an essential element for increasing the strength of the steel, which increases the strength after quenching of the steel. If the content is less than 0.7%, it is difficult to secure a sufficient strength of more than 1800 MPa after the heat treatment, whereas if it exceeds 1.5%, it is possible to form a segregation zone inside and / or outside the performance slab and hot- Which may lead to defective machining. In addition, fatigue durability resulting in an increase in strength after excessive blanket heat treatment can be deteriorated. Therefore, the content of manganese (Mn) is preferably limited to 0.7 to 1.5%
  • the silicon (Si) is added to improve the strength or ductility, and is added in a range that does not have a surface-scale problem of the hot-rolled steel sheet and the hot-rolled steel sheet.
  • the content is more than 0.3%, it is difficult to remove due to the occurrence of surface defects due to the formation of silicon oxide, so the content thereof is limited to 0.3% or less (excluding 0%).
  • the phosphorus (P) may be segregated at the austenite grain boundary and / or the intergranular grain boundaries to cause brittleness. Therefore, the content of phosphorus (P) remains low and its upper limit is limited to 0.03%.
  • the content of phosphorus (P) is preferably 0.02% or less.
  • the sulfur (S) may segregate during MnS non-metallic inclusions or performance solidification in the steel and cause high-temperature cracks. Furthermore, since the impact toughness of the heat-treated steel sheet or steel pipe can be deteriorated, it is necessary to control it as low as possible. Therefore, in the present invention, the sulfur (S) content is preferably kept as low as possible, and the upper limit is preferably limited to 0.004%.
  • the aluminum (Al) is an element added as a deoxidizer.
  • AlN precipitates by reacting with nitrogen (N) in the steel, which can cause slab cracking under the cast slab cooling conditions in which these precipitates are precipitated at the time of producing thin slabs, thereby deteriorating the quality of the slab or hot rolled steel slab. Therefore, the content of aluminum (Al) remains low and is limited to 0.04% or less (excluding 0%)
  • the chromium (Cr) is an element which delays the ferrite transformation of austenite to increase the entrapment of quenching heat treatment and enhance the heat treatment strength of steel. If the content of carbon (C) containing 0.35% or more is more than 0.3%, it may cause excessive ingot of steel. Therefore, the content is limited to 0.3% or less (excluding 0%).
  • the molybdenum (Mo) increases the ingotability of the steel and forms fine precipitates, thereby making it possible to miniaturize the austenite grains.
  • Mo molybdenum
  • it is effective to improve strength and toughness after heat treatment of steel when the content is more than 0.3%, it may increase the cost of steel production. Therefore, the content is limited to 0.3% or less (excluding 0%).
  • Ni and Cu are contained.
  • the nickel (Ni) is an element which simultaneously increases the incombustibility and toughness of steel.
  • the strength after the heat treatment is decreased as the Ni content increases. This is because the nickel (Ni) It is believed that the introduced potential promotes migration of. If the content is less than 0.9%, it is difficult to simultaneously secure a strength-elongation balance of 20,000 or more and resistance to hydrogen penetration in a corrosive environment, and if the content exceeds 1.5%, the manufacturing cost of the steel sheet is rapidly increased And can also deteriorate the weldability for the manufacture of steel pipes. Therefore, the nickel (Ni) content is limited to 0.9 to 1.5%.
  • the copper (Cu) is an alloy element capable of increasing the corrosion resistance of steel and effectively increasing quenching (quenching) and quenching (tempering) -tempering strength after heat treatment.
  • quenching quenching
  • quenching quenching
  • tempering quenching
  • the content is less than 0.9%, it is difficult to satisfy the strength-elongation balance of 20,000 or more.
  • the content is more than 1.5%, cracks are generated in the hot-rolled steel sheet to lower the production rate of the steel sheet, To generate cracks or to increase the strength rapidly after the heat treatment to lower the toughness.
  • the copper (Cu) content is limited to 0.9 to 1.5%.
  • the copper (Cu) element itself may cause surface cracking of the slab or the hot-rolled steel sheet, and therefore it is preferable to use it together with nickel (Ni) element rather than using it alone.
  • the sum of the Cu + Ni contents is important for simultaneously securing the strength-elongation balance of steel plates and pipe parts of 20,000 or more and resistance to hydrogen penetration in a corrosive environment at the same time.
  • the titanium (Ti) is an element for forming precipitates (TiC, TiCN, TiNbCN) in the hot-rolled steel sheet as an element to increase the strength of the hot-rolled steel sheet by inhibiting the growth of austenite grains.
  • the content exceeds 0.04%, the strength of the quenching-tempered annealed steel is increased and it may be effective in collecting diffusible hydrogen at the TiN interface.
  • the hot-rolled steel sheet exists in the form of coarse precipitates instead of fine precipitates, Or acts as a point of occurrence of fatigue cracks, thereby reducing the fatigue durability of the heat treated steel sheet or steel pipe part. Therefore, the titanium (Ti) content is limited to 0.04% or less
  • the boron (B) is a beneficial element that greatly increases the hardenability of the steel even at low contents. When added in an appropriate amount, ferrite formation is inhibited and is effective for increasing the hardenability. However, when the content is excessive, the austenite recrystallization temperature is increased and the weldability is deteriorated. When the boron (B) content exceeds 0.005%, the above effect is saturated or it is difficult to secure appropriate strength and toughness. Therefore, the content thereof is limited to 0.005% or less. More preferably, the content thereof is 0.003% or less to ensure the strength and toughness of the heat-treated steel at the same time
  • the nitrogen (N) is an austenite stabilization and nitride forming element. If the nitrogen (N) content exceeds 0.006%, a coarse AlN nitride is formed and acts as a starting point of fatigue cracking in the evaluation of durability into a heat-treated steel sheet or steel pipe part, thereby deteriorating fatigue durability.
  • the boron (B) element when the boron (B) element is added together, it is necessary to increase the effective boron (B) content and control the nitrogen (N) content as low as possible. Therefore, the nitrogen (N) content is limited to 0.006% or less.
  • the Mn and Si should satisfy the following relational expression (1).
  • the Mn / Si ratio is an important parameter for determining the weld quality of the steel pipe. If the ratio of Mn / Si is less than 3, the Si content is relatively high, and if silicon oxide is formed in the molten metal of the welded portion and the steel is not forcibly discharged, a defect is formed in the welded portion, .
  • the Ni and Si should satisfy the following relational expression (2).
  • Ni / Si ratio is an important parameter affecting the quenching strength due to the quenching heat treatment of steel or the tempering strength due to quenching-tempering heat treatment.
  • a relatively large amount of nickel (Ni) element is added rather than a silicon (Si) element.
  • Ni nickel
  • Si silicon
  • the ratio of Ni / Si is less than 1, the strength of the hot-rolled steel sheet is relatively high due to the relatively high content of silicon (Si) in the steel, so that the deformation resistance of the steel sheet is increased. For example, There is a difficulty in manufacturing steel sheets.
  • the Ni / Si ratio is more than 1, since the Ni content is relatively high, the strength of the hot-rolled steel sheet is relatively small, and the quenching strength and quenching-tempering strength are relatively small.
  • the fraction of retained austenite remaining in the tempered martensite structure due to the quenching-tempering heat treatment is relatively small, the content of diffusible hydrogen collected on the austenite / ferrite iron interface is relatively small, , The resistance to hydrogen penetration is expected to be excellent because the amount of hydrogen permeating into the heat treated steel sheet or steel pipe part can be blocked relatively high.
  • an increase in retained austenite content in tempered martensite may be one factor in reducing steel durability. Therefore, the Ni / Si ratio is limited to 1 or more.
  • the remainder is composed of Fe and other impurities.
  • the ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet has a microstructure containing 7 to 30% by volume of ferrite and 70 to 93% by volume of pearlite.
  • the fraction of the ferrite is limited to 7% or more.
  • the preferred fraction of ferrite is 10-30%.
  • the hot-rolled steel sheet may have a thickness of 2 to 7 mm.
  • the hot-rolled steel sheet may have a tensile strength of 600 to 1000 MPa.
  • an ultra-high strength hot-rolled steel sheet which comprises 0.40 to 0.60% of C, 0.7 to 1.5% of Mn, 0.3% or less of Si (excluding 0% (Including 0%), S: not more than 0.004% (including 0%), Al: not more than 0.04% (excluding 0%), Cr: not more than 0.3% Cu: not more than 0.04% (excluding 0%), B: not more than 0.005% (excluding 0%), N: not more than 0.1% : 0.006% or less (excluding 0%), the balance Fe and other impurities, and the alloy element satisfies the following relational formulas (1) and (2) to a temperature range of 1150 to 1300 ⁇ ,
  • the steel slab thus formed is heated to a temperature range of 1150 to 1300 ⁇ .
  • the heating of the steel slab to a temperature in the range of 1150 to 1300 ° C is performed so as to have a uniform structure and distribution of ingredients in the slab.
  • the slab heating temperature is lower than 1150 ° C, precipitates formed on the slab are not solidified, Can not be ensured.
  • the slab heating temperature is higher than 1300 ° C, the decarburization depth is excessively increased and crystal grain growth occurs. Therefore, it is difficult to secure the target material and surface quality of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the slab heating temperature is limited to the range of 1150 to 1300 ° C.
  • the hot slab is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling at an Ar3 temperature or higher to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot rolling is preferably performed by hot finishing rolling of Ar3 or more. If the hot rolling is carried out at a temperature lower than Ar3, a part of the austenite is transformed into ferrite, and the deformation resistance of the material against hot rolling becomes uneven, so that the ductability including the straightness of the steel sheet is deteriorated, high. Particularly, when the finish rolling temperature exceeds 950 ⁇ ⁇ , a scale defect or the like occurs, so that the finishing rolling temperature is preferably limited to 950 ⁇ ⁇ or less.
  • the hot-rolled steel sheet obtained through hot rolling as described above is cooled in a run-out table and wound at a temperature of 550 to 750 ° C.
  • the steel sheet After the hot rolling, the steel sheet is cooled in a run-out table and rolled in a temperature range of 550 to 750 ° C. in order to secure a uniform material of the hot-rolled steel sheet. If the coiling temperature is too low, The low temperature transformation phase such as martensite may be introduced to increase the strength of the steel sheet rapidly, and the variation in the hot rolling strength in the width direction may increase.
  • the low temperature transformation phase such as martensite may be introduced to increase the strength of the steel sheet rapidly, and the variation in the hot rolling strength in the width direction may increase.
  • the temperature at which the hot-rolled steel sheet is rolled after cooling is limited to the temperature range of 550 to 750 ⁇ ⁇ .
  • the hot-rolled steel sheet produced as described above may be further pickled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the pickling treatment method is not limited to any particular method, as long as it is a pickling treatment method generally used in the hot-rolling pickling process.
  • a hot rolled steel sheet having a microstructure containing 7 to 30% by volume of ferrite and 70 to 93% by volume of pearlite can be produced.
  • the hot-rolled steel sheet may have a thickness of 2 to 7 mm.
  • the hot-rolled steel sheet may have a tensile strength of 600 to 1000 MPa.
  • the steel pipe according to another preferred embodiment of the present invention is manufactured by using the hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • the alloy composition and the volume percentage of the hot-rolled steel sheet according to the present invention are 7 to 60% of ferrite and 40 to 93 % ≪ / RTI > of pearlite. If the ferrite fraction is less than 7%, the pearlite area fraction is too high, and it may be difficult to secure roundness due to difficulty in shaft diameter through cold drawing of the steel pipe. On the other hand, when the ferrite fraction exceeds 60%, the spherical Fe 3 C phase may grow unevenly due to the application of a high annealing temperature. In this case, it can act as a crack site that can propagate to cracks along the interface of unequal coarse Fe 3 C phases during the shrinkage process through subsequent cold drawing. Therefore, the content of the ferrite is preferably 7 to 60%, more preferably 20 to 60%.
  • a method of manufacturing a steel pipe using the hot-rolled steel sheet produced according to the method of manufacturing a hot-rolled steel sheet of the present invention A step of welding the hot-rolled steel sheet to obtain a steel pipe; And annealing the steel pipe.
  • the steel sheet is obtained by welding the hot-rolled steel sheet produced according to the above-described method of manufacturing a hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet or the hot-rolled steel sheet is used to obtain a steel pipe for joining through electric resistance welding or the like.
  • the steel pipe obtained in the above manner is subject to annealing heat treatment.
  • the step of drawing the annealed steel pipe may be further included.
  • the diameter of the steel pipe can be reduced by cold-drawing the steel pipe.
  • Examples of the drawing method include a cold drawing method.
  • a small-diameter steel pipe is manufactured using the hot-rolled steel sheet or the hot-rolled steel sheet by a conventional cold forming method including a process of tube-making, annealing, and cold drawing through a steel pipe, for example, can do.
  • Annealing heat treatment of the steel pipe is performed by Ac 1 It is preferably carried out at a temperature of -50 ° C to Ac 3 + 150 ° C for 3 to 60 minutes.
  • the annealing heat treatment may include low cooling and air cooling.
  • a member according to another preferred aspect of the present invention is manufactured by using the steel pipe of the present invention, and has an alloy composition of the steel pipe of the present invention, and has one or two of martensite and bare martensite of 90% And a microstructure containing less than 10% residual austenite.
  • the fraction of martensite and bare martensite is less than 90%, there is a problem that it is difficult to secure a desired yield strength of 1400 MPa or more or a tensile strength of 1800 MPa or more. If the content of the retained austenite is more than 10%, it may act as a fatigue cracking and reduce fatigue durability.
  • the member according to the present invention has a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more, excellent resistance against hydrogen penetration from the outside such as a corrosive environment, and ultra high strength after heat treatment.
  • the member may have a yield strength of at least 1400 MPa and a tensile strength of at least 1800 MPa.
  • a method for manufacturing a member comprising: annealing and drawing a steel pipe obtained by the method for manufacturing a steel pipe according to the present invention.
  • the drawn steel pipe is hot-formed to obtain a member.
  • the member can be obtained, for example, by heating a steel pipe of a specific length to a temperature range of 900 to 980 ⁇ and keeping it isothermal within 60 to 1000 seconds, and then extracting it and hot forming it using a mold or the like.
  • Heating the steel pipe to a temperature in the range of 900 to 980 ° C is to austenitize the microstructure of the steel pipe part and to uniformize the components thereof.
  • the heating temperature of the steel pipe is less than 900 ° C, the temperature is lowered during the hot- It is difficult to secure the strength after sufficient heat treatment because ferrite is formed on the surface of the steel tube.
  • the temperature is higher than 980 ° C, the size of the austenite grains of the steel pipe may increase, or decarburization may occur on the inner / outer wall of the steel pipe, and the fatigue strength of the final part may decrease. Further, heating above the above temperature makes it difficult to secure the target strength after heat treatment of the final part. Therefore, it is preferable to limit the heating temperature of the steel pipe to a temperature range of 900 to 980 ⁇ ⁇ .
  • the heat treatment is performed at a time in the range of 60 to 1000 seconds.
  • the heating (holding) time is less than 60 seconds, it is difficult to secure uniform component distribution and structure.
  • heating and holding for more than 1000 seconds it is difficult to prevent grain growth and decarburization. Therefore, it is preferable to limit the time for holding at the heating temperature to the range of 60 to 1000 sec.
  • the member obtained through the above-mentioned hot forming is subjected to quenching, quenching and sintering.
  • the heating temperature in the quenching treatment is 900 to 980 ° C Lt; / RTI >
  • the hot-formed member may be cooled down to 200 ° C or lower, for example, to immerse the hot-formed member directly in the oil refrigerant and perform oil cooling to form a martensite-phase structure.
  • the member obtained through the hot forming is subjected to quenching heat treatment using water + oil or oil refrigerant, which immerses the hot formed parts in the oil refrigerant so that the structure of the hot formed member (part) has a martensite phase Quenching (rapid cooling) so that the temperature of the member (part) is 200 ° C or less.
  • the cooling rate may be, for example, 10 to 70 ° C / sec in the temperature range of Ms (martensitic transformation start temperature) to Mf (martensitic transformation end temperature).
  • the cooling rate of members is set to 10 To 70 [deg.] C / sec.
  • the temperature of the oil may be increased from room temperature to high temperature.
  • the member can be only subjected to the quenching treatment as described above. However, after the quenching treatment as described above, the quenching treatment may be performed to impart toughness.
  • the bake treatment may be carried out by maintaining the quenched member (parts) at a blanket temperature of 170 to 250 DEG C for 600 to 3600 seconds.
  • the annealing temperature is less than 170 ° C., it is difficult to secure a tensile strength ⁇ elongation value of 20,000 or more.
  • the annealing temperature exceeds 250 ° C., the total elongation or uniform elongation due to coarse cementite precipitation Reduced temper embrittlement (tempered martensite embrittlement) may also occur. Therefore, it is preferable to limit the blanks temperature of the member to 170 to 250 ° C.
  • the temperature in order to ensure a balance of the strength-elongation ratio of 20,000 or more after sufficient heat treatment, it is preferable to maintain the temperature at a blanket temperature of 170 to 250 DEG C for 600 to 3600 seconds.
  • the holding time is less than 600 seconds, the tensile strength is very high because there is no large change in the dislocation density introduced into the martensite structure of the quenched heat treated part, and when the holding time exceeds 3600 seconds, the elongation is very high, There may be difficulty in securing the above. Therefore, it is preferable to limit the holding time at the blanket temperature to the range of 600 to 3600 seconds.
  • the manufacturing method of the member according to the present invention it is possible to manufacture a member having a tensile strength x elongation value of 20,000 or more and excellent resistance to hydrogen penetration from the outside such as a corrosive environment and having ultra high strength after heat treatment.
  • Hot rolled under the conditions shown in Table 3 below was used for the steel to be formed as shown in Tables 1 and 2 below to produce a hot rolled steel sheet having a thickness of 3 mm and then subjected to pickling treatment.
  • the slab prepared before hot rolling was homogenized by heating for 200 minutes at a temperature range of 1200 ⁇ 20 ° C. Subsequently, individual slabs were subjected to rough rolling and finish rolling, and then rolled at a temperature of 600 to 700 ° C. to obtain a 3 mm thick hot- .
  • inventive steels (1 to 5) satisfy the relational expressions (1) and (2) and the Cu + Ni sum is 1.1% or more.
  • the comparative steel 1 does not satisfy the relational expressions (1) and (2), the Cu + Ni sum is less than 1.1% and the comparative steel 2 has less than 1.1% Cu + Ni sum.
  • the microstructure other than ferrite is pearlite.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled, and some materials were produced by 28-mm diameter steel pipe using electric resistance welding. Annealing heat treatment and cold drawing were performed to produce a 23.5 mm diameter drawn steel pipe. At this time, the annealing temperature was 721 o C.
  • the above steel tubes were subjected to heating-hot forming-quenching heat treatment or heating-hot forming-quenching-pearing heat treatment under the conditions shown in Table 4 to prepare members.
  • the quenching was performed by cooling the member to a temperature of 930 to 950 ⁇ , cooling the member to 200 ⁇ or lower, and cooling the member to the room temperature as completely as possible for 200 seconds.
  • the mechanical properties of hot-rolled steel sheets and members are measured by taking JIS 5 specimens in the direction parallel to the rolling direction at a width of w / 4.
  • the hydrogen diffusion coefficient of the specimens was measured by applying a specimen to a solution of 3.5% NaCl + a small amount of Na 4 SCN and applying a cathodic current of -1 mA / cm 2 and the amount of released hydrogen and the amount of released hydrogen are measured to measure the breakthrough time and then the value of the hydrogen diffusion coefficient is calculated.
  • the microstructure of the member was measured using a quantitative analysis apparatus including an optical microscope, a scanning electron microscope, a transmission electron microscope, an Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) and an X-ray diffractometer (XRD).
  • a quantitative analysis apparatus including an optical microscope, a scanning electron microscope, a transmission electron microscope, an Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) and an X-ray diffractometer (XRD).
  • the optical microscopic structure is an optical microscopic structure observed after etching the martensite phase of the heat treatment member with picric acid.
  • the inventive material (1-5) according to the present invention has a tensile strength x elongation value of 20,000 MPa% or more and a hydrogen diffusion coefficient value of less than 5.80 x 10 < -11 > .
  • the surface superficial layer of very fine thickness present on the specimen surface layer and / or the dense corrosion product formed on the specimen surface layer after corrosion It is considered that hydrogen is relatively prevented from penetrating into the heat treatment member.
  • the inhibitory effect on the hydrogen permeation seems to be more effective than the copper (Cu) element in the nickel (Ni) element.
  • the fraction of retained austenite in the inventive material (1-5) is 7% or less, which is lower or similar to the comparative materials 1 and 2.
  • the lower value of the hydrogen diffusion coefficient confirmed in the absence of the inventive grade is that the amount of hydrogen that has penetrated into the interior of the tempered martensite structure on the surface of the specimen increases on the retained austenite interface, Is believed to be due to the inhibition of hydrogen penetration due to the formation of the formed Ni-Cu rich thickened layer and / or dense corrosion products.
  • Comparative material 1 out of the present invention has the above 20,000 MPa% tensile strength x elongation value, and a hydrogen diffusion coefficient can be seen that the greater than 5.80x10 -11, Comparative material 2 is 20,000 MPa% , And the value of the hydrogen diffusion coefficient is 5.80 x 10 < -11 > or more.
  • the inventive material 1-5 has a relatively high elongation, while the comparative materials 1 and 2 have a low hydrogen permeability or a high hydrogen diffusion coefficient, The possibility of hydrogen embrittlement is high.
  • inventive materials 1 and 2 are relatively AGS larger than comparative materials 1 and 2 or due to Cu precipitates due to high Ni or Cu content AGS growth is inhibited and is relatively small.

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Abstract

본 발명의 바람직한 측면은 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 부피%로 7%이상의 페라이트 및 93%이하의 퍼얼라이트를 포함하는 초고강도 열연강판, 이를 이용한 강관 및 부재와 이들의 제조방법을 제공한다. [관계식 1] (Mn/Si) ≥ 3 (중량비) [관계식 2] (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)

Description

초고강도 열연 강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
본 발명은 자동차 부품 소재 등에 사용되는 고강도 열연 강판, 이를 이용한 강관 및 부재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 20,000 MPa% 이상 인장강도 x 연신율 값을 갖고 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 나타내는 초고강도 열연 강판, 이를 이용한 강관 및 부재와 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 충돌 안전 규제 강화 및 연비 향상을 충족시키기 위해 자동차 부품의 경량 고강도화가 지속적으로 진행 되고 있다. 일반적으로 자동차 부품 소재의 강도를 높이면 연성 또는 연신율이 감소되는 경향이 있다. 한편, 강도-연성을 동시에 확보하기 위해 많은 연구가 진행되어 왔으며, 대부분의 경우에는 냉간 성형에 통해 제조되는 자동차 차체 부품에 집중되고 있다. 특히, 차체 부품의 고강도-고연성 확보를 위해 잔류 오스테나이트의 변형 유기 마르텐사이트 변태을 이용하는 기술이 일반적인데, 이는 강판의 최종 조직 내에 일정 분율 이상의 잔류 오스테나이트를 갖는 강판을 냉간 성형함을 통해 고강도를 확보하는 것이다.
구체적인 제조 방법, 오스템퍼링(Austempering) 또는 Q&P(Quenching and Partition)에 대한 기술적 설명은 특허문헌 1에서 상세하게 보여진다. 오스템퍼링 열처리 제조 방법은 저탄소강에 Si, Al 및 Mn을 다량 첨가하여 연속 소둔시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트 온도로 일정하게 유지함으로써, 시멘타이트의 석출을 억제하고 강 중의 탄소를 오스테나이트로 농화시켜 상온에서 오스테나이트를 잔류시키는 방법이다. 또한, Q&P 열처리 방법은 강을 연속 소둔 후 퀜칭하여 마르텐사이트 생성 온도 이하의 온도(Quenching Tempearture)로 냉각하고 다시 온도를 올리거나 또는 QT 온도에서 유지하여 래스(lath) 마르텐사이트로부터 탄소가 오스테나이트에로 재분배되도록 하여 상온에서 래스 마르텐사이트 사이에 오스테나이트를 잔류시키는 방법이다. 마르텐사이트 내에 탄소를 재분배시키기 위해서는 상대적으로 높은 온도로 올리거나 또는 높은 온도에서 유지되어야 한다.
한편, 특허문헌 2에서는 고강도-고연성을 확보하기 위해 고온으로 가열한 후에 A1~Ar3 범위까지 냉각하여 오스테나이트-페라이트 변태를 시켜 일정 분율의 페라이트 상을 확보하고 미변태 오스트나이트를 Ms~Mf 온도로 궨칭 및 Ms~Mf 온도에서 유지하여 탄소 재분배를 유도하여 3~25% 잔류 오스테나이트를 확보하는 방법을 제시하고 있다. 다만, 최종 미세조직에 페라이트 상을 도입을 통해 15% 수준의 연신율 및 900~1200MPa 수준의 인장강도를 확보할 수 있는 것으로 제시되어 있어 유사 수준의 연신율을 확보함과 동시에 1800MPa 이상의 초고강도를 확보하는데 제약이 있을 것으로 판단된다.
따라서, 상기 특허 문헌들에 제안된 강판 및 강 부품 제조공정의 검토로부터, 퀜칭-템퍼링 열처리을 통해 강판 또는 부품의 인장강도가 1800MPa 이상을 갖으면서 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값 및 부식 환경과 같은 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수한 열연 강판, 열연 산세 강판, 그 강관 및 그 제조 방법에 대한 제안은 없다.
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허 제2014-0021165호
(특허문헌 2) 대한민국 공개 특허 제2014-0080932호
본 발명의 바람직한 일 측면은 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖고 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 나타내는 열연 강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖고 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 나타내는 열연 강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖고 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 나타내는 열연 강판을 이용하여 제조된 강관을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖고 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 나타내는 열연 강판을 이용하여 강관을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖고 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 나타내는 열연 강판을 이용하여 제조된 강관을 이용한 부재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖고 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 나타내는 열연 강판을 이용하여 제조된 강관을 이용하여 부재를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 부피%로 7~30%의 페라이트 및 70~93%의 퍼얼라이트를 포함하는 초고강도 열연강판이 제공된다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족시키는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계,
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 런아웃테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계를 포함하는 초고강도 열연강판의 제조방법이 제공된다.
상기 초고강도 열연강판의 제조방법은 상기 열연 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 부피%로 7~60%의 페라이트 및 40~93%의 퍼얼라이트를 포함하는 강관이 제공된다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족시키는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계,
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 런아웃테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및
상기 강관을 소둔열처리하는 단계를 포함하는 강관의 제조방법이 제공된다.
상기 강관의 제조방법은 소둔 열처리 단계 후에 인발하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 90%이상의 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 또는 2종과 10%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 부재가 제공된다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족시키는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계,
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 런아웃테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계;
상기 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계;
상기와 같이 인발된 강관을 열간성형하여 부재를 얻는 단계; 및
상기 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리하는 단계를 포함하는 부재의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 가열-퀜칭-템퍼링 열처리후에 20,000 이상의 인장강도 x 연신율 값을 가지면서 부식 환경에서 수소 침투에 대한 저항성이 우수한 강판 및 강관을 제조할 수 있다. 또한 강관 부품의 in-service 과정에서도 외부로부터 침입할 수 있는 수소 침투에 대한 억제 효과를 발휘할 수 있다.
도 1은 실시예의 발명재(1-5) 및 비교재(1 및 2)의 인장 곡선이다.
도 2는 실시예의 발명재 (1)의 광학현미경 조직사진이다.
도 3은 실시예의 발명재 (2)의 광학현미경 조직사진이다.
도 4는 실시예의 비교재 (1)의 광학현미경 조직사진이다.
도 5는 실시예의 비교재 (2)의 광학현미경 조직사진이다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
먼저, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 열연강판은 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족한다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
C: 0.40 ~ 0.60중량%(이하, "%"라고도 함)
상기 탄소(C)은 강의 강도를 높이는데 효과적인 원소로서 소입 열처리후 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.40% 미만에서는 소려 열처리후 1800Mpa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면에 0.60% 를 초과하면 과도한 경도를 갖는 마르텐사이트가 형성되어 강판 소재 또는 강관 부품의 균열 발생으로 피로 내구성에 열화를 초래할 수 있다. 따라서 탄소(C) 함량은 0.40 ~ 0.60%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.7 ~ 1.5%
상기 망간(Mn)는 강의 강도를 높이는데 필수적인 원소로서 강의 소입 열처리후 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.7% 미만에서는 소려 열처리후 1800Mpa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면에 1.5% 를 초과하면 연주 슬라브 및 열연 강판의 내부 및/또는 외부에 편석대를 형성시킬 수 있고 강관 조관시 높은 빈도의 가공불량을 초래할 수 있다. 또한, 과도한 소려 열처리후 강도 증가를 초래하는 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 따라서 망간(Mn) 함량은 0.7 ~ 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다
Si: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 규소(Si)는 강도 또는 연성을 향상시키기 위해 첨가하는 원소로서 열연 강판 및 열연산세강판의 표면 스케일성 문제가 없는 범위에서 첨가된다. 그 함량이 0.3% 이상 초과시 실리콘 산화물 생성으로 표면 결함을 발생시켜 산세에 의한 제거가 쉽지 않기 때문에 그 함량은 0.3%이하(0% 제외)로 제한한다.
P: 0.03% 이하(0% 포함)
상기 인(P)은 오스테나이트 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, 인(P)의 함량은 기능한 낮게 유지하며, 그 상한은 0.03%로 제한한다. 바람직한 인(P)의 함량은 0.02%이하이다. 본 발명에서는 퀜칭시 강의 퀜칭 크랙 발생위치에서 P 함량보다는 S 원소의 존재를 확인하였기에 상대적으로 덜 엄격하게 관리하지만, 파이프 인발 제조 과정에서 스케일 제거를 위해 실시되는 파이프 인산염(H3PO4) 처리후 부적정한 산세 처리시 잔존하는 P 원소에 기인하여 강관 내벽에 결함을 유발하는 경우도 있기 때문에 P 원소의 함량은 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.004% 이하(0% 포함)
상기 황(S)은 강 중에 MnS 비금속 개재물 또는 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발 할 수 있다. 또한 열처리 강판 또는 강관의 충격인성을 열화시킬 수 있기 때문에 가능한 낮데 제어하는 것이 필요하다. 따라서, 본 발명에서 황(S) 함량은 가능한 낮게 유지하며, 그 상한은 0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.04% 이하(0% 제외)
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 첨가되는 원소이다. 한편, 강 중에 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 박 슬라브 제조시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 기능한 낮게 유지하며, 0.04% 이하(0% 제외)로 제한한다
Cr: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 크롬(Cr)은 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜 강의 퀜칭 열처리시소입성을 증대 및 열처리 강도를 향상 시키는 원소이다. 0.35% 이상의 탄소(C) 함유 강에 0.3% 이상 초과시에는 강의 과도한 소입성을 유발할 수가 있기 때문에 그 함량은 0.3% 이하(0% 제외)로 제한한다.
Mo: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키고 미세 석출물을 형성하여 오스테나이트의 결정립을 미세화 시킬 수 있다. 또한 강의 열처리후 강도를 향상시키고 인성을 향상시키는데 효과가 있지만 그 함량이 0.3% 초과시에는 강의 제조 비용을 증가 시킬 수 있기 때문에 그 함량은 0.3% 이하(0% 제외)로 제한한다.
본 발명에서는 Ni과 Cu 중 1종 또는 2종이 함유된다.
Ni: 0.9 ~ 1.5%
상기 니켈(Ni)은 강의 소입성 및 인성을 동시에 증가시키는 원소이다. 한편, 본 발명에서 기본 성분에 니켈(Ni) 함량을 증가시킨 강판 또는 강관의 열처리후에 인장 물성을 평가한 경우에 열처리후 강도가 Ni 함량 증가에 따라 감소되는데 이는 니켈(Ni) 원소가 마르텐사이트 내에 도입된 전위를의 이동을 촉진하는 것으로 생각된다. 그 함량이 0.9% 미만에서는 20,000 이상의 강도-연신율 밸런스 및 부식 환경에서 수소 침투에 대한 저항성을 동시에 확보하기 어렵고, 그 함량이 1.5% 초과하는 경우에 상기 장점에도 불구하고 강판의 제조 원가를 급격하게 증가시키며 또한 강관 제조을 위한 용접성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 상기 니켈(Ni) 함량은 0.9 ~ 1.5%로 제한한다.
Cu: 0.9 ~ 1.5%
상기 구리(Cu)는 강의 내식성을 증가시키고 열처리후 퀜칭(소입) 및 퀜칭(소입)-템퍼링 강도를 효과적으로 증가시킬 수 있는 합금원소이다. 그 함량이 0.9% 미만에서는 20,000 이상의 강도-연신율 밸런스를 만족하기 어려운 반면에, 그 함량이 1.5% 초과하는 경우에는 열연 강판에 균열을 발생시켜 강판의 제조 실수율을 하락시키거나 또는 열처리후 강도를 급격하게 증가시켜 균열을 발생시키거나 또는 열처리후 강도를 급격하게 증가시켜 인성을 하락시킬 수 있다.
따라서, 상기 구리(Cu)함량은 0.9 ~ 1.5%로 제한한다.
한편, 구리(Cu) 원소 자체는 슬라브 또는 열연 강판의 표면 균열을 발생시킬 수 있기 때문에 단독으로 사용하는 것 보다는 니켈(Ni) 원소와 함께 사용하는 것이 바람직하다.
Ni+Cu :1.1% 이상
상기 Cu+Ni의 함량 합은 강판 및 파이프 부품의 20,000 이상의 강도-연신율 밸런스 및 부식 환경에서 수소 침투에 대한 저항성을 동시에 확보하는데 중요하다.
본 발명에서는 0.65 이상의 탄소 당량(Ceq)를 갖는 탄소강에 Cu+Ni의 함량 합을 1.1% 미만으로 첨가하는 경우에는 상기 효과를 동시에 확보하는데 어려움이 있기 때문에 Cu+Ni의 함량 합을 1.1% 이상으로 설정한다.
Ti: 0.04% 이하(0% 제외)
상기 티타늄(Ti)은 열연강판 내에 석출물(TiC, TiCN, TiNbCN) 형성 원소하는 원소로서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 열연 강판의 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.04% 초과하는 경우에는 퀜칭-템퍼링 열처리 강의 강도를 증가시키고, TiN 계면에 확산성 수소를 포집하는데 효과적일 수 있지만, 열연 강판 내에 미세 석출물이 아닌 조대 정출물 형태로 존재하는 경우에는 인성을 나쁘게 하거나 또는 피로 크랙의 발생 기점으로 작용하여 열처리 강판 또는 강관 부품의 피로 내구성을 감소시킬 수 있다. 따라서, 상기 티타늄(Ti) 함량은 0.04% 이하로 제한한다
B: 0.005% 이하(0% 제외)
상기 보론(B)은 낮은 함량에도 강의 경화능을 매우 증가시키는 유익한 원소이다. 적정한 함량 첨가되면 페라이트 형성을 억제하여 경화능 증대에 효과적이지만, 과다 함유되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 나쁘게 한다. 보론(B) 함량이 0.005%를 초과하면 상기 효과가 포화되거나 또는 적절한 강도 및 인성을 확보하는데 어려움이 있다. 따라서, 그 함량을 0.005% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는, 그 함량을 0.003% 이하로 하는 것이 열처리강의 강도 및 인성을 동시에 확보하는데 효과적이다
N: 0.006% 이하(0% 제외)
상기 질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 질소(N) 함량이 0.006% 이상을 초과하면 조대한 AlN 질화물을 형성하여 열처리 강판 또는 강관 부품의 내로 내구성 평가시 피로 크랙 생성 기점으로 작용하여 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 또한, 보론(B) 원소가 함께 첨가되는 경우에는 유효 보론(B) 함량을 증가시키고 위해 가능한 질소(N) 함량은 낮게 제어하는 것이 필요하다. 따라서, 상기 질소(N) 함량은 0.006% 이하로 제한한다.
상기 Mn과 Si는 하기 관계식 1을 만족시켜야 한다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3
상기 Mn/Si 비율은 강관의 용접부 품질을 결정하는 중요한 파라미터이다. Mn/Si 비가 3 미만으로 되면 상대적으로 Si 함량이 높아 용접부 용융 금속내에 실리콘 산화물을 형성하여 강제적으로 배출 시키지 않으면 용접부에 결함을 형성하여 강관 조관 불량을 초래할 수 있기 때문에 Mn/Si 비율은 3 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ni과 Si는 하기 관계식 2를 만족시켜야 한다.
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1
상기 Ni/Si 비율은 강의 퀜칭 열처리에 따른 퀜칭 강도 또는 퀜칭-템퍼링 열처리에 따른 템퍼링 강도에 영향을 주는 중요한 파라미터이다. 본 발명에서는 실리콘(Si) 원소 보다는 니켈(Ni) 원소의 함량을 상대적으로 많이 첨가하는 것을 특징으로 한다. Ni/Si 비율이 1 미만으로 되면 강에 실리콘(Si) 함량이 상대적으로 높아 열연 강판의 강도가 상대적으로 크기 때문에 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 증가하여 예를 들면, 3mm 미만 박물 두께의 열연 강판을 제조하는데 어려움이 있다. 반면에 Ni/Si 비율이 1 이상으로 되면, Ni 함량이 상대적으로 높아 열연 강판의 강도가 상대적으로 작으며, 퀜칭 강도 및 퀜칭-템퍼링 강도가 상대적으로 작기 때문에 열연 강판 또는 파이프 부품의 연신율을 증가시키는데 유리한 측면이 있으며 퀜칭-템퍼링 열처리에 따른 템퍼드 마르텐사이트 조직 상 내부에 잔존하는 잔류 오스테나이트의 분율이 상대적으로 작기 때문에 오스테나이트/소지철 계면에 포집하는 확산성 수소의 함량은 상대적으로 작지만 반면에, 열처리 강판 또는 강관 부품 내부로 침투하는 수소의 양을 상대적으로 높게 차단할 수 있기 때문에 수소 침투에 대한 저항성은 우수할 것으로 생각된다. 또한, 템퍼드 마르텐사이트에 잔류 오스테나이트 함량의 증가는 강의 내구성을 감소시키는 한 가지 요인이 될 수 있다. 따라서, Ni/Si 비율은 1 이상으로 제한한다.
본 발명에서는 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성된다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 열연강판은 부피%로 7~ 30%의 페라이트 및 70~93%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖는다.
상기 페라이트의 분율이 7%미만인 경우에는 퍼얼라이트 함량이 증가하여 강도가 높아지므로 예를 들면, 3mm이하의 두께를 갖는 박물 강판의 제조를 어렵게 할 수 있다. 따라서, 상기 페라이트의 분율은 7%이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 바람직한 페라이트의 분율은 10~30%이다.
상기 열연강판은 2~ 7mm의 두께를 가질 수 있다.
상기 열연강판은 600 ~1000 Mpa의 인장강도를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족시키는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계,
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 런아웃테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계를 포함한다.
강 슬라브의 가열단계
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열한다.
상기 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 것은 슬라브 내에 균일한 조직 및 성분 분포를 갖도록 하기 위함으로 슬라브 가열온도가 1150℃ 미만으로 낮으면 연주 슬라브에 형성된 석출물이 미고용 및 성분 균일성을 확보할 수 없다. 한편, 슬라브 가열온도가 1300℃ 이상으로 높으면 탈탄 깊이의 과도한 증가 및 결정립 성장이 발생하기 때문에 열연 강판의 목표 재질 및 표면 품질을 확보하기에 어려움이 있다. 따라서, 슬라브 가열온도는 1150~1300℃ 범위로 제한한다.
열연강판을 얻는 단계
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 열간압연은 Ar3 이상의 열간마무리 압연하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연이 Ar3 미만의 온도에서 실시되면 오스테나이트 중의 일부가 페라이트 변태하여 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 불균일하게 되어 강판의 직진성을 포함한 통판성이 나빠져 판파단 등의 조업 불량이 발생할 가능성이 높다. 특히, 마무리압연온도가 950℃를 초과하게 되면 스케일 결함 등이 발생하기 때문에 마무리압연온도는 950℃이하로 제한하는 것이 바람직하다.
권취단계
상기와 같이 열간압연을 통해 얻어진 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취한다.
상기 열간압연후 런아웃테이블에서 냉각하고 550~750℃의 온도 범위에서 권취하는 것은 열연 강판의 균일 재질을 확보하기 위함으로 권취온도가 550℃ 미만으로 너무 낮으면 강판의 폭방향 에지부에 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 변태 상이 도입되어 강판의 강도가 급격하게 높아질 우려가 있으며 폭 방향으로 열연 강도에 편차가 증가하게 된다.
한편, 권취온도가 750℃를 초과하는 경우에는 강판의 표층부에 내부 산화가 조장되는데 열연 산세이후에 표면에 크랙과 같은 표면 흠 또는 표면 요철이 발생할 수 있다. 또한, 퍼얼라이트의 조대화로 강판의 표면 경도 편차가 유발될 수 있다. 따라서, 열연강판의 냉각후 권취하는 온도는 550~750℃의 온도 범위로 제한한다.
본 발명에서는 상기와 같이 제조된 열연강판을 추가로 산세 처리하여 열연산세강판으로 제조할 수도 있다. 산세처리방법은 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 산세처리 방법이라면 어떠한 방법으로도 가능하기에 특정 방법을 제한하지는 않는다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 열연강판의 제조방법에 의하면, 부피%로 7~ 30%의 페라이트 및 70~93%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 열연강판은 2~7mm의 두께를 가질 수 있다.
상기 열연강판은 600~1000 Mpa의 인장강도를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관 및 그 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관은 상기한 본 발명의 열연강판을 이용하여 제조되는 것으로, 상기한 본 발명의 열연강판의 합금조성 및 부피%로 7~ 60%의 페라이트 및 40~93%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖는다. 상기 페라이트 분율이 7% 미만인 경우에는 퍼얼라이트 면적분율이 너무 높아 강관의 냉간인발을 통한 축경에 어려움으로 진원도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 반면에 페라이트 분율이 60%를 초과하는 경우에는 높은 소둔온도 적용에 따른 것으로 구상 Fe3C 상이 불균일하게 성장할 수 있다. 이 경우에 후속 냉간인발을 통한 축경 과정에서 불균일한 조대 Fe3C 상들의 계면을 따라 크랙으로 전파될 수 있드 있는 크랙 사이트로 작용할 수 있다. 따라서, 상기 페라이트 는 7~ 60%인 것이 바람직하고, 보다 바람직한 페라이트의 분율은 20~60%이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관의 제조방법은 상기한 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 이용하여 강관을 제조하는 방법으로, 상기한 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및 상기 강관을 소둔 열처리하는 단계를 포함한다.
강관을 얻는 단계
상기한 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 용접하여 강관을 얻는다.
상기 열연강판 또는 열연산세 강판을 이용하여 예를 들면, 전기저항용접 등을 통해 조관하여 강관을 얻는다.
강관의 소둔 열처리단계
상기와 같이 조관하여 얻어진 강관을 소둔 열처리한다.
본 발명에서는 소둔 열처리된 강관을 인발하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 강관을 냉간 인발하여 강관의 구경을 축소시킬 수 있다. 상기 인발법으로는 냉간 인발 법을 들 수 있다.
본 발명에서는 상기 열연강판 또는 열연산세 강판을 이용하여 예를 들면, 전기저항용접 등을 통해 강관을 조관, 소둔 가열 및 냉간 인발하는 과정을 포함하는 통상의 냉간 성형 방법을 이용하여 소구경 강관을 제조할 수 있다.
상기 강관의 소둔 열처리는 Ac1 -50℃~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 실시하는 것이 바람직하다. 상기 소둔 열처리는 로냉 및 공냉을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재 및 그 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재는 상기한 본 발명의 강관을 이용하여 제조되는 것으로, 상기한 본 발명의 강관의 합금조성을 갖고, 90%이상의 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 또는 2종과 10%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는다.
상기 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트의 분율이 90% 미만인 경우에는 목표하는 1400MPa 이상의 항복강도 또는 1800MPa 이상의 인장강도를 확보하기 어려운 문제가 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 함량이 10%를 초과하는 경우에는 피로 크랙 사이트로 작용하여 피로 내구성을 하락시킬 우려가 있다.
본 발명에 따르는 부재는 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 가지면서 부식 환경과 같은 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 갖는다.
상기 부재는 1400MPa 이상의 항복강도 및 1800MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재의 제조방법은 상기한 본 발명의 강관의 제조방법에 따라 얻은 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계; 및
상기와 같이 인발된 강관을 열간성형하여 부재를 얻는 단계; 및
상기 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리하는 단계를 포함한다.
부재를 얻는 단계
상기와 같이 인발된 강관을 열간성형하여 부재를 얻는다.
상기 부재는 예를 들면, 특정 길이의 강관을 900~980℃의 온도 범위로 가열하고 60~1000초 이내로 등온 유지한 후, 추출하여 금형 등을 이용하여 열간성형하여 얻어질 수 있다.
강관을 900~980℃의 온도 범위로 가열하는 것은 강관 부품의 미세조직을 오스테나이트화 하고 성분을 균일하게 하기 위함으로 강관의 가열온도가 900℃ 미만인 경우에는 열연 성형 및 퀜칭 열처리하는 과정에서 온도 하락이 크고 강관 표면에 페라이트가 형성되어 충분한 열처리후 강도를 확보하기 어렵다. 반면에 980℃를 초과하는 경우에는 강관의 오스트나이트 결정립의 크기가 증가하거나 또는 강관의 내/외벽에 탈탄이 발생이 하여 최종 부품의 피로 강도가 하락할 수 있다. 더욱이 상기 온도 이상으로 가열하면 최종 부품의 열처리후 목표 강도를 확보하기 어렵다. 따라서, 강관의 가열온도는 900~980℃의 온도 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 충분한 열처리 강도를 확보하고 탈탄이 발생하지 않도록 하기 위해서는 60~1000sec 범위의 시간으로 가열 열처리한다.
가열(유지)시간이 60sec 미만인 경우에는 균일 성분 분포 및 조직을 확보하기 어려우며, 1000sec를 초과하여 가열 및 유지하는 경우에는 결정립 성장이나 탈탄을 방지하는데 어려움이 있다. 따라서, 가열온도에서 유지하는 시간은 60~1000sec 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
부재의 소입처리 단계 또는 소입 및 소려처리하는 단계
상기와 열간성형을 통해 얻은 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리한다.
소입처리 시 가열온도는 900~980℃ 일 수 있다.
상기 소입처리에서는 열간성형된 부재를 예를 들면, 오일 냉매에 직접 담궈 유냉을 행하여 마르텐사이트 상 조직을 형성시키기 위해 200℃이하로 냉각할 수 있다.
한편, 물 냉매에 직접 담궈 수냉을 행하여 마르텐사이트 상 조직을 형성시키기 위해 200℃이하로 냉각할 수 있는데, 이 경우에는 부재에 혼입되어 있는 수소가 수냉시 도입된 과도한 전위 등의 결함에 포집되어 부재의 템퍼링시에도 완전하게 부재의 외부로 방출이 되지 않는 문제가 있다. 이 경우에 부재의 피로 내구성이 하락하는 원인으로 작용할 수 있다. 따라서, 본 발명강 부재의 소입처리 단계는 수냉 후 일정 시간 이상의 자연 시효가 필요하기 때문에 유냉이 바람직하다
상기와 같이 열간성형을 통해 얻은 부재를, 물+오일 또는 오일 냉매를 사용하여 소입 열처리를 하는데 이는 열간 성형 부재(부품)의 조직이 마르텐사이트 상을 갖도록 하기 위함으로 열간 성형 부품을 오일냉매에 담궈 부재(부품)의 온도가 200℃이하가 되도록 퀜칭(급속냉각)한다. 이 때, 냉각속도는 예를 들면, Ms(마르텐사이트 변태 개시온도) ~ Mf (마르텐사이트 변태 종료온도)의 온도 범위 구간에서 10~70℃/sec일 수 있다.
Ms ~ Mf 온도 범위 구간에서 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트 상을 형성하기 어려운 반면에 냉각속도가 70℃/sec를 초과하는 경우에는 강관 내/외벽의 급격한 냉각 편차에 의한 과도한 마르텐사이트 상의 형성으로 강관 부품의 형상이 변하는 치수 불량 또는 퀜칭 크랙과 같은 부품 제조 불량이 발생하기 쉽다. 특히, 이는 1800MPa 이상의 열처리후 인장 물성을 나타내는 강판 또는 부재(부품)에 현저하게 나타나는데, 상기 부품 제조 불량을 최소화하기 위해서는 Ms~Mf 온도 구간에서 부재의 냉각속도를 10 ~ 70℃/sec 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 부재의 열처리 후 인장강도를 효율적으로 확보하기 위해 냉각속도를 20 ~ 60℃/sec 범위로 제한하는 것이 더욱 바람직하다. 한편 상기 냉각속도를 확보하기 위해 오일의 온도를 상온에서 고온으로 온도를 증가시켜 이용할 수도 있다.
본 발명에서는 부재를 상기와 같이 소입처리만 할 수 있지만, 상기와 같이 소입처리 후, 인성(toughness)을 부여하기 위하여 소려처리할 수도 있다.
상기 소려처리는 소입처리된 부재(부품)를 170~250℃의 소려온도에서 600~3600초 동안 유지하여 실시될 수 있다.
상기 소려온도가 170℃미만인 경우에는 20,000 이상의 인장강도×연신율 값을 확보하는데 어려움이 있고, 소려온도가 250℃를 초과하는 경우에는 부품 소재 내에 조대한 세멘타이트 석출에 의한 총 연신율 또는 균일 연신율이 급격히 감소하는 템퍼취성 (temper embrittlement 또한 tempered martensite embrittlement)이 발생할 수 있다. 따라서, 부재의 소려온도는 170~250℃로 한정하는 것이 바람직하다.
또한, 충분한 열처리후 20,000 이상의 강도-연신율 밸런스를 확보하기 위해서는 170~250℃의 소려온도에서 600~3600초 동안 유지하는 것이 바람직하다.
상기 유지시간이 600초 미만인 경우에는 퀜칭열처리된 부품의 마르텐사이트 조직 상 내부에 도입된 전위밀도에 큰 변화가 없기 때문에 인장강도가 매우 높고, 3600초를 초과하는 경우에는 연신율이 매우 높고 열처리후 강도를 확보하는데 어려움이 있을 수 있다. 따라서, 소려온도에서 유지하는 시간은 600~3600초 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따르는 부재의 제조방법에 위하면, 20,000 이상의 인장강도 x 연신율 값을 가지면서 부식 환경과 같은 외부로부터 수소 침투에 대한 저항성이 우수하고 열처리후 초고강도를 갖는 부재를 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표 1 및 표 2와 같이 조성되는 강을 사용하여 하기 표 3의 조건으로 열간 압연을 실시하여 3mm 두께의 열연강판을 제조한 후에 산세처리를 하였다. 열간 압연 전에 제조된 슬라브는 1200±20℃의 온도 범위에서 200분 가열하여 균질화처리 하였으며, 후속으로 개별 슬라브를 조압연 및 마무리압연을 실시하여 600~700℃온도로 권취하여 3mm두께의 열연강판을 제조하였다.
하기 표 1 및 표 2에서, 발명강(1~5)는 관계식 (1)및(2)를 만족하고 Cu+Ni 합은 1.1% 이상이다. 비교강(1)은 관계식 (1)및(2)를 충족시키지 못하고 Cu+Ni 합이 1.1%미만이고, 비교강(2)는 Cu+Ni 합이 1.1%미만이다. Ms 온도는, Ms = 539 - 423C - 30.4Mn - 12.1Cr - 17.7Ni - 7.5Mo, 경험식으로 이용하여 산출하였다.
상기와 같이 제조된 열연강판에 대하여 미세조직, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL) 및 인장강도(TS) x 연신율(EL)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 페라이트 이외의 미세조직은 퍼얼라이트이다.
상기 열연 강판을 산세하여 일부 소재는 전기저항용접을 이용하여 직경 28mm 강관을 제조하였으며 소둔 열처리 및 냉간 인발을 실시하여 직경 23.5mm 인발 강관을 제조하였다. 이때, 소둔온도는 721 oC 였다. 상기 강관을 하기 표 4의 조건으로 가열-열간성형-소입 열처리 또는 가열-열간성형-소입-소려열처리를 실시하여 부재를 제조하였다.
이때, 소입은 930~950℃ 온도로 가열하고 부재의 온도가 200℃ 이하로 냉각되어 가능한 상온까지 완전히 냉각되도록 200sec 동안 오일 냉매에 담궈 냉각하여 실시하였다.
상기와 같이 제조된 부재에 대하여 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 항복비(YR), 인장강도(TS) x 연신율(EL), 수소확산시간, 미세조직 및 오스테나이트 결정립 크기(AGS)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.
열연강판 및 부재의 기계적 물성 값은 JIS 5 시편을 폭 w/4 지점에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 측정한 값이다.
수소확산계수는 3mm 두께의 시편의 표층을 미세 폴리싱을 실시하고, 개별 시편을 3.5% NaCl + 소량의 Na4SCN 첨가한 용액에 시편을 장입하고 -1 mA/cm2 의 음극 전류 (cathodic current)를 인가(charging)하여 수소가 시편 내에 투과되도록 한 후에 투입되는 수소 양과 방출되는 수소의 양을 측정하여 수소 확산 시간 (Breakthrough Time)을 측정한 후에 수소 확산 계수 값을 계산한 것이다. 수소 확산 계수 값의 산출은 Dapp = (두께)2/(15.3 x Breakthrough Time) 계산식을 이용하였다.
상기 부재의 미세조직은 광학 현미경, 주사전자현미경, 투과전자현미경, EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) 및 XRD (X-ray Diffractometer)를 포함하는 정량 분석 장비를 이용하여 측정하였다.
한편, 발명재(1-5) 및 비교재(1 및 2)에 대한 인장 곡선을 도 1에 나타내었다.
또한, 발명재(1 및 2)와 비교재(1 및 2)의 광학현미경 조직을 관찰하고, 그 결과를 도 2에 나타내었으며, 도 2는 발명재(1)을 나타내고, 도 3은 발명재(2)를 나타내고, 도 4는 비교재(1)을 나타내고, 도 5는 비교재(2)를 나타낸다. 여기서, 광학현미경 조직은 열처리 부재의 마르텐사이트 상을 피크린산 에칭을 한 후 관찰한 광학 현미경 조직이다.
강종 C Si Mn P S S.Al Cr Mo Ti Cu Ni B N
발명강1 0.420 0.091 1.000 0.009 0.029 0.029 0.196 0.101 0.029 0.096 1.220 0.0019 0.0037
발명강2 0.430 0.092 1.030 0.010 0.028 0.028 0.200 0.102 0.031 1.212 0.099 0.0022 0.0043
발명강3 0.487 0.093 1.010 0.010 0.025 0.025 0.200 0.104 0.032 0.100 1.210 0.0003 0.0043
발명강4 0.545 0.091 0.901 0.010 0.021 0.022 0.198 0.103 0.030 0.102 1.220 0.0020 0.0033
발명강5 0.530 0.095 0.912 0.009 0.023 0.035 0.200 0.103 0.032 0.100 1.500 0.0020 0.0044
비교강1 0.4 0.360 0.809 0.009 0.0019 0.031 0.195 0.001 0.030 0.300 0.310 0.0019 0.0041
비교강2 0.544 0.093 0.909 0.009 0.0019 0.026 0.200 0.100 0.030 0.101 0.915 0.0019 0.0036
강종 Ceq Ms온도(℃) 관계식 (1) (Mn/Si) 관계식 (2) (Ni/Si)
발명강1 0.69 308 11.0 13.4
발명강2 0.67 323 11.2 1.1
발명강3 0.76 280 10.9 13.0
발명강4 0.79 258 9.9 13.4
발명강5 0.79 259 9.6 15.8
비교강1 0.65 318 2.2 0.9
비교강2 0.79 264 9.8 9.8
강종 슬라브가열온도(℃) 마무리압연온도(℃) 권취온도(℃) 페라이트 분율(%) YS(Mpa) TS(Mpa) EL(%) TSx EL(Mpa%)
발명강1 1230 870 680 23.9 483 717 21 15057
발명강2 1200 880 650 28.5 492 710 21 14910
발명강3 1200 860 620 12.4 481 748 20 14960
발명강4 1210 880 620 11.5 456 758 21 15918
발명강5 1200 870 700 8.9 472 772 19 14668
비교강1 1200 860 700 12.9 446 725 22 15950
비교강2 1200 870 700 27.5 394 645 23 14835
강종 시편No. 가열온도(℃) 냉각속도(℃/sec) 소려온도(℃)
발명강1 발명재 1 930 20 200
발명강2 발명재2 930 25 200
발명강3 발명재3 930 20 200
발명강4 발명재4 930 25 220
발명강5 발명재5 950 20 200
비교강1 비교재1 930 20 200
비교강2 비교재2 930 20 200
시편No. YS(Mpa) TS(Mpa) EL(%) YR TSx EL(Mpa%) 수소확산계수(m2/sec) 잔류오스테나이트분율(%) AGS(㎛)
발명재1 1441 1891 14.5 0.76 27420 4.909x10-11 3.7 26.3
발명재2 1485 1920 12.2 0.77 23424 5.646x10-11 3.2 10.1
발명재3 1497 2026 13.1 0.74 26541 4.985x10-11 4.3 18.7
발명재4 1520 2164 10.4 0.70 22506 4.855x10-11 6.1 21.1
발명재5 1416 2160 10.9 0.66 23544 4.803x10-11 6.1 13.4
비교재1 1511 2202 10.1 0.69 22240 5.814x10-11 6.5 17.1
비교재2 1519 1989 9.0 0.76 17901 5.970x10-11 4.2 21.6
상기 표 1 내지 표 5에 나타난 바와 같이, 본 발명 부합되는 발명재(1-5)는 인장강도 x 연신율 값이 20,000 MPa% 이상을 갖고, 수소확산계수 값도 5.80x10-11 미만임을 알 수 있다.
발명재(1-5)에서 수소 확산 계수 값이 감소하는데, 부식 초기에는 시편 표층에 존재하는 극미세 두께의 표면 농화층 및/또는 부식 후에 시편 표층에 형성되는 치밀한 부식 생성물에 의해 부식 환경에서 강제적으로 투입되는 수소가 열처리 부재의 내부로 침투하는 것을 상대적으로 억제하기 때문인 것으로 판단된다. 또한, 발명재(1)과 발명재(2)의 비교에서 보여 지듯이 수소 침투에 대한 억제 효과는 니켈(Ni) 원소가 구리(Cu) 원소보다 효과적인 것으로 보여진다.
상기 표 5에 나타난 바와 같이, 발명재(1-5)의 잔류오스테나이트의 분율은 7% 이하임을 알 수 있고, 비교재 1 및 2보다는 낮거나 유사함을 알 수 있다.
따라서, 발명예 강종의 부재에서 확인된 수소확산 계수의 낮은 값은 시편 표면에서 템퍼드 마르텐사이트 조직 상 시편의 내부로 침투된 수소가 잔류오스테나이트 계면에 포집되는 양이 증가하였다기 보다는 시편 표층에 형성된 Ni-Cu rich 농화층 및/또는 치밀한 부식 생성물의 형성에 따른 수소 침투의 억제에 기인하는 것으로 판단된다.
한편, 본 발명을 벗어나는 비교재(1)은 20,000 MPa% 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖지만, 수소확산계수 값이 5.80x10-11 이상으로 큰 것을 알 수 있으며, 비교재(2)는 20,000 MPa% 이하의 인장강도 x 연신율 값을 갖고, 수소확산계수 값도 5.80x10-11 이상으로 큰 것을 알 수 있다.
도 1에 나타난 바와 같이, 발명재(1-5)는 상대적으로 높은 연신율을 갖는 반면에, 비교재(1~2)는 연신율이 낮거나 또는 높은 수소확산 계수를 갖기 때문에 수소 침투에 대한 억제 효과가 낮아 수소 취성 발생 가능성이 큰 것으로 판단된다.
도 2 내지 도 5에 나타난 바와 같이, 발명재(1 및 2)는 높은 니켈(Ni) 또는 구리(Cu) 함량에 기인하여 비교재(1 및 2) 보다 상대적으로 AGS 크거나 또는 Cu 석출물에 의해 AGS 성장이 억제되어 상대적으로 작은 것을 알 수 있다.

Claims (15)

  1. 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 부피%로 7~ 30%의 페라이트 및 70~93%의 퍼얼라이트를 포함하는 초고강도 열연강판.
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
  2. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 600~1000MPa의 인장강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 초고강도 열연강판.
  3. 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족시키는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계,
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni/Si)≥ 1 (중량비)
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 런아웃테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계를 포함하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
  4. 제4항에 있어서, 상기 열연 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
  5. 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 부피%로 7~60%의 페라이트 및 40~93%의 퍼얼라이트를 포함하는 강관.
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni/Si) ≥ 1(중량비)
  6. 중량%로 C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족시키는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계,
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 런아웃테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및
    상기 강관을 소둔열처리하는 단계를 포함하는 강관의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 소둔 열처리 단계 후에 인발하는 단계를 추가로 포함하는 강관의 제조방법.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서, 상기 강관의 소둔 열처리는 Ac1-50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 실시되는 것임을 특징으로 하는 강관의 제조방법.
  9. 중량%로, C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 90%이상의 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 또는 2종과 10%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 부재.
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비
    [관계식 2]
    (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
  10. 제9항에 있어서, 상기 부재는 1400MPa 이상의 항복강도 및 1800MPa 이상의 인장강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 부재.
  11. 제9항에 있어서, 상기 부재는 20,000 이상의 인장강도 x 연신율 값을 갖는 것임을 특징으로 하는 부재.
  12. 중량%로, C: 0.40 ~ 0.60%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.9 ~ 1.5%과 Cu: 0.9~1.5% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 1.1%이상, Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1 및 2를 만족시키는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계,
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni/Si ) ≥ 1 (중량비)
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 런아웃테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계;
    상기 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계;
    상기와 같이 인발된 강관을 열간성형하여 부재를 얻는 단계; 및
    상기 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리하는 단계를 포함하는 부재의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서, 상기 강관의 소둔 열처리는 Ac1-50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 실시되는 것임을 특징으로 하는 부재의 제조방법.
  14. 제12항에 있어서, 상기 소입처리 시 냉각속도가 10 ~ 70℃/sec인 것을 특징으로 하는 부재의 제조방법.
  15. 제12항에 있어서, 상기 소려처리는 170~250℃의 소려온도에서 600~3600초 동안 유지하여 실시되는 것을 특징으로 하는 부재의 제조방법.
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