WO2023090897A1 - 내마모성이 우수한 열연강판, 강관 및 이들의 제조방법 - Google Patents

내마모성이 우수한 열연강판, 강관 및 이들의 제조방법 Download PDF

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WO2023090897A1
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박형진
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주식회사 포스코
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet, a steel pipe, and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a high-manganese hot-rolled steel sheet having excellent wear resistance, a steel pipe manufactured using the hot-rolled steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • austenitic steels have excellent wear resistance due to work hardenability characteristics, and are used as wear-resistant parts in various industries. Efforts have been made to increase the austenite structure and resistance by containing a high content of carbon and a large amount of manganese in high manganese steel to increase wear resistance.
  • it is to provide a hot-rolled steel sheet and a steel pipe having excellent wear resistance, and a manufacturing method thereof.
  • manganese (Mn) 10-20%
  • chromium (Cr) 5.0% or less
  • sulfur (S): 0.02% or less including iron (Fe) and other unavoidable impurities
  • It has a microstructure with austenite as the main phase and includes precipitates in the form of films formed along austenite grain boundaries,
  • the precipitate may have a thickness of 0.1 to 2.0 ⁇ m.
  • the steel sheet may have a tensile strength of 800 MPa or more and an elongation of 30% or more.
  • the steel sheet may have a Vickers hardness of 220 Hv or more.
  • the steel sheet may have a thickness of 4 to 20 mm.
  • manganese (Mn) 10-20%
  • chromium (Cr) 5.0% or less
  • sulfur (S): 0.02% or less the balance including iron (Fe) and other unavoidable impurities
  • It has a microstructure with austenite as the main phase and includes precipitates in the form of films formed along austenite grain boundaries,
  • the steel pipe may have a Vickers hardness of 250 Hv or more.
  • manganese (Mn) 10-20%
  • chromium (Cr) 5.0% or less
  • sulfur (S): 0.02% or less the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities;
  • a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet having a coiling start temperature of 500°C or less and a coiling average temperature of less than 300°C may be included.
  • the reheating is performed in a temperature range of 1000 to 1250 ° C,
  • the hot rolling is performed at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher,
  • the cooling rate may be 5° C./s or more.
  • the thickness of the steel sheet may be 4 to 20 mm.
  • Another aspect of the present invention may provide a steel pipe manufacturing method comprising the step of obtaining a steel pipe by manufacturing the hot-rolled steel sheet.
  • Example 1 is a photograph of a microstructure of Inventive Example 1 according to an aspect of the present invention observed under an optical microscope (200x magnification).
  • % indicating the content of each element is based on weight.
  • manganese (Mn) 10 to 20%
  • carbon (C) 0.6 to 2.0%
  • chromium (Cr) 5.0% or less
  • aluminum (Al) 0.5% or less
  • silicon (Si) 1.0% or less
  • phosphorus (P) 0.1% or less
  • sulfur (S) 0.02% or less
  • the balance may include iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • Manganese (Mn) is a very important element that serves to stabilize austenite and can improve uniform elongation.
  • the manganese (Mn) is preferably included in an amount of 10% or more in order to secure austenite as a main structure. If the content of manganese (Mn) is less than 10%, austenite stability is lowered and a martensitic structure may be formed during the rolling process in the manufacturing step, which makes it difficult to secure a sufficient uniform elongation due to insufficient austenite structure. can On the other hand, if the content exceeds 20%, the manufacturing cost greatly increases, corrosion resistance is deteriorated due to excessive addition, and internal oxidation may occur severely during heating in the manufacturing process step, which may cause problems in surface quality deterioration.
  • a more preferable lower limit of the manganese (Mn) content may be 11.5%, and a more preferable upper limit may be 19.5%.
  • Carbon (C) serves to improve uniform elongation and is a very advantageous element for improving strength and increasing work hardening. If the content of carbon (C) is less than 0.6%, it may be difficult to form stable austenite at room temperature, which makes it difficult to secure sufficient strength and work hardening rate. On the other hand, when the content exceeds 2.0%, a large amount of carbide is precipitated, reducing uniform elongation, making it difficult to secure excellent elongation, and premature breakage may occur.
  • Chromium (Cr) can serve to increase the strength of steel by being employed in austenite. In addition, it is an element that improves the corrosion resistance of steel materials, but it can reduce toughness by forming carbides at austenite grain boundaries. Therefore, the amount of chromium added in the present invention is preferably determined in consideration of the relationship with C and other elements added together, and in order to prevent the formation of carbides, it is preferable to include 5% or less of chromium (Cr). do. More preferably, it may contain 4% or less. When the content exceeds 5%, it is difficult to effectively suppress the formation of chromium-based carbides at the austenite grain boundary, and thus impact toughness may be lowered. In the present invention, the chromium (Cr) content can be controlled as needed, and may include 0%.
  • Aluminum (Al) is a component included as a deoxidizer during the steelmaking process, and may be included in an amount of 0.5% or less in the present invention. In the present invention, 0% may be excluded as the content of aluminum (Al).
  • Silicon (Si) is a component included as a deoxidizer during the steelmaking process along with Al, and may be included in an amount of 1.0% or less in the present invention, and 0% may be excluded.
  • Phosphorus (P) 0.1% or less
  • Phosphorus (P) is a typical impurity that is unavoidably added to steel, and when excessively added, it may cause quality deterioration, so the upper limit thereof may be limited to 0.1%.
  • S is an impurity that is unavoidably added to steel together with P, and the upper limit thereof may be limited to 0.02%.
  • the steel of the present invention may include remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in addition to the above-described composition. Since unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the steel manufacturing field, not all of them are specifically mentioned in this specification.
  • % representing the fraction of the microstructure is based on the area unless otherwise specified.
  • a hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention may have a microstructure with austenite as the main phase.
  • the material itself in an abrasion environment may have a microstructure with austenite as the main phase in order to secure wear resistance. More preferably, 97 area% or more of austenite may be included.
  • the steel according to one aspect of the present invention includes precipitates in the form of films formed along austenite grain boundaries, and the precipitates may have a thickness of 0.1 to 2.0 ⁇ m.
  • the precipitate according to the present invention may include carbides, and may include carbides in which Cr is formed together with C. If the thickness of these precipitates is less than 0.1 ⁇ m, there is a problem in that strength is not sufficiently secured and wear resistance is lowered, and when the thickness exceeds 2.0 ⁇ m, there is a problem in that ductility and toughness are lowered.
  • a steel pipe formed by manufacturing a hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention may have a microstructure with austenite as the main phase, include film-shaped precipitates at grain boundaries, and may have a thickness of 0.1 to 2.0 ⁇ m. .
  • Steel according to one aspect of the present invention can be produced by reheating, hot rolling, cooling and winding a steel slab satisfying the above-described alloy composition.
  • a steel slab satisfying the alloy composition of the present invention can be reheated to a temperature range of 1000 to 1250 ° C.
  • the slabs may be reheated prior to hot rolling.
  • reheating may be performed to solidify and homogenize the cast structure, segregation, and secondary phases of the slab. If the reheating temperature is less than 1000 ° C., it is difficult to sufficiently secure the reheating effect, and there may be a problem that the deformation resistance increases during hot rolling due to the heating furnace temperature being too low. On the other hand, if the temperature exceeds 1250 ° C., partial melting and deterioration of surface quality may occur in the segregation zone in the cast structure.
  • a hot rolled steel sheet having a thickness of 4 to 20 mm may be obtained by hot rolling the reheated slab at a finish rolling temperature of 800° C. or higher.
  • a hot-rolled steel sheet having a thickness of 4 to 20 mm can be manufactured by performing hot rolling.
  • the finish rolling temperature is preferably limited to 800 ° C. or more for productivity, and more preferably, hot rolling may be performed at a finish rolling temperature equal to or less than the non-recrystallization temperature (Tnr).
  • the hot-rolled steel sheet may be cooled to a temperature range of 500° C. or less at a cooling rate of 5° C./s or more and then coiled, the coiling start temperature may be 500° C. or less, and the coiling average temperature may be 300° C. or less.
  • the present invention can be cooled to a temperature range of less than 500 °C to prevent the formation of coarse carbides.
  • the cooling end temperature exceeds 500 ° C, coarse carbides are formed during cooling to room temperature after winding, and it may be difficult to secure excellent elongation by reducing uniform elongation, and there may be a risk of premature breakage.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, and there is no problem even if it is carried out at room temperature.
  • the cooling rate is less than 5° C./s, coarse carbides may be formed, resulting in a decrease in strength and a decrease in elongation.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be appropriately selected according to equipment specifications.
  • the formation of coarse carbides can be prevented, and excellent strength and elongation unique to austenite steel can be secured, and the work hardening rate is improved to ensure excellent wear resistance.
  • the winding start temperature indicates the temperature of the steel sheet when winding is started using the winding equipment
  • the winding average temperature means the average value of the winding temperature of the entire length of the coil.
  • Steel pipe according to one aspect of the present invention can be manufactured by manufacturing a hot-rolled steel sheet satisfying the alloy composition and manufacturing method described above.
  • a steel pipe can be obtained by manufacturing a steel plate according to an aspect of the present invention.
  • the method for manufacturing the welded steel pipe is not particularly limited, and a conventional ERW steel pipe manufacturing method may be used.
  • ERW welding due to the high Mn content, intrusion defects may occur due to oxides generated in the process of melting and solidifying the steel.
  • the molten metal and oxide in the narrow gap are completely discharged before entering the welding point, and an additional device may be installed to prevent exposure from the atmosphere and cooling water.
  • the steel sheet of the present invention prepared as described above has a thickness of 4 to 20 mm, a tensile strength of 800 MPa or more, an elongation of 30% or more, a hardness of 1.1 times or more compared to a hot-rolled steel sheet after being formed into a steel pipe, and a work hardening rate and wear resistance. It can have excellent properties.
  • the steel sheet of the present invention may have a hardness of 220 Hv or more, and the steel pipe may have a hardness of 250 Hv or more.
  • the steel slab having the alloy composition of Table 1 below was manufactured according to the conditions of Table 2 below, and the steel plate was manufactured to the thickness shown in Table 3 below. At this time, the same reheating temperature was applied at 1150 ° C.
  • the microstructure and mechanical properties of the prepared steel sheet are measured and shown, and the physical properties of the steel tube after manufacturing the ERW welded steel pipe with the steel sheet are also shown.
  • the microstructure was observed by observing 1/4 of the thickness of the steel sheet with an optical microscope at 200 magnification, and the tensile strength and elongation were obtained by taking API 5L standard specimens from the 1/4 of the steel sheet thickness and performing a tensile test, and then the results were obtained. showed up At this time, when the microstructure has more than 97% austenite, it is marked as O. In addition, when precipitates having a thickness of 0.1 to 2.0 ⁇ m were formed at the austenite grain boundary, O was indicated.
  • the mechanical properties the hardness of the steel sheet was measured by the Vickers hardness test, and the hardness was measured after roughening, and their ratio was calculated and expressed.
  • Example 1 is a photograph of a microstructure of Inventive Example 1 according to an aspect of the present invention observed under an optical microscope (200x magnification).
  • Comparative Example 1 the content of C was less than the range proposed in the present invention, and compared to the invention example, the strength was insufficient, and the work hardening rate after manufacturing the steel pipe was also insufficient.

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Abstract

본 발명은 열연강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내마모성이 우수한 고망간 열연강판과 상기 열연강판을 이용하여 제조되는 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

내마모성이 우수한 열연강판, 강관 및 이들의 제조방법
본 발명은 열연강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내마모성이 우수한 고망간 열연강판과 상기 열연강판을 이용하여 제조되는 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
항해 선박의 수심 및 수역 확보를 위한 항로 준설 또는 배후지 조성을 위한 준설 매립 시, 이에 사용되는 준설용 강관은 자갈, 모래 등에 대한 우수한 내마모성이 요구된다. 또한, 광산 산업에서 광물 등의 자원 채취 및 이송 등에 사용되는 강관의 경우에도 내마모 특성은 생산 비용과 밀접한 관계가 있으므로, 효율적인 생산 비용을 위하여 우수한 내마모 특성이 요구된다.
내마모 강관으로 사용되는 페라이트 혹은 마르텐사이트를 주 조직으로 하는 탄소강의 경우, 최근 내마모성에 한계가 나타남에 따라 이들의 단점을 극복할 수 있는 대체재가 필요한 실정이다.
한편, 오스테나이트 강재는 가공 경화능 특성으로 인해 우수한 내마모성을 가지며, 각종 산업의 내마모 부품으로 사용되고 있다. 고망간강은 내마모성을 높이기 위해 높은 함량의 탄소를 함유시키고 망간을 다량 포함시켜 오스테나이트 조직 및 저항성을 증가시키려는 노력이 꾸준히 진행되어 왔다.
또한, 준설용 및 광물 채취/이송용 강관, 중소구경 강관의 경우, 열연재를 이용하여 ERW 강관을 제조하여 사용하고 있으며, 대구경 강관의 경우 열연재를 이용한 스파이럴 강관 및 후판재를 이용한 SAW (Submerged Arc Welding) 강관을 제조하여 사용하고 있다. 고망간강의 경우 후판재를 이용한 강관에 대해서는 많은 개발이 진행되었으나, 고망간강 열연 강재 및 이를 이용한 강관은 개발이 필요한 실정이다.
본 발명의 일 측면에 따르면 내마모성이 우수한 열연강판, 강관 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 망간(Mn): 10~20%, 탄소(C): 0.6~2.0%, 크롬(Cr): 5.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불술물을 포함하고,
오스테나이트를 주 상으로 하는 미세조직을 가지고, 오스테나이트 결정립계를 따라 형성된 필름 형태의 석출물을 포함하며,
조관 후 가공경화에 의해 경도가 1.1배 이상 증가하는 열연강판을 제공할 수 있다.
상기 석출물의 두께가 0.1~2.0μm일 수 있다.
상기 강판은 인장강도가 800MPa 이상이고, 연신율이 30% 이상일 수 있다.
상기 강판은 비커스 경도가 220Hv 이상일 수 있다.
상기 강판은 두께가 4~20mm일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 망간(Mn): 10~20%, 탄소(C): 0.6~2.0%, 크롬(Cr): 5.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불술물을 포함하고,
오스테나이트를 주 상으로 하는 미세조직을 가지고, 오스테나이트 결정립계를 따라 형성된 필름 형태의 석출물을 포함하며,
강판 대비 경도가 1.1배 이상인 강관을 제공할 수 있다.
상기 강관은 비커스 경도가 250Hv 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 망간(Mn): 10~20%, 탄소(C): 0.6~2.0%, 크롬(Cr): 5.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불술물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 500℃ 미만의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하고,
권취 시작온도가 500℃ 이하이고, 권취 평균온도가 300℃ 미만인 열연강판 제조방법을 포함할 수 있다.
상기 재가열은 1000~1250℃의 온도범위에서 행하고,
상기 열간압연은 800℃ 이상의 마무리 압연온도에서 행하고,
상기 냉각 시, 냉각속도는 5℃/s 이상일 수 있다.
상기 열간압연 후 강판의 두께가 4~20mm일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상기 열연강판을 조관하여 강관을 얻는 단계를 포함하는 강관 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 내마모성이 우수한 열연강판, 강관 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따르는 발명예 1의 미세조직을 광학 현미경(200배율)으로 관찰한 사진이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
중량%로, 망간(Mn): 10~20%, 탄소(C): 0.6~2.0%, 크롬(Cr): 5.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
망간(Mn): 10~20%
망간(Mn)은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 매우 중요한 원소로서, 균일 연신율을 향상시킬 수 있다. 상기 망간(Mn)은 오스테나이트를 주 조직으로 확보하기 위해서 10% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 10% 미만이면, 오스테나이트 안정도가 저하되어 제조 단계에서 압연 공정 중 마르텐사이트 조직이 형성될 수 있으며, 이로 인해 오스테나이트 조직을 충분히 확보하지 못하여 충분한 균일 연신율의 확보가 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 20%를 초과하면 제조원가가 크게 상승하고, 과도한 첨가로 인한 내식성 저하, 제조공정 단계에서 가열 시, 내부 산화가 심하게 발생할 수 있어 표면 품질이 저하되는 문제점이 발생할 수 있다. 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 11.5%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 19.5%일 수 있다.
탄소(C): 0.6~2.0%
탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로서, 균일 연신율을 향상시키는 역할을 할 뿐만 아니라, 강도 향상 및 가공 경화율을 높이는데 매우 유리한 원소이다. 탄소(C)의 함량이 0.6% 미만이면 상온에서 안정한 오스테나이트를 형성하기 어려울 수 있어 충분한 강도 및 가공 경화율을 확보하기 어려운 문제가 있다. 한편, 그 함량이 2.0%를 초과하면 탄화물이 다량 석출되어 균일 연신율을 저감시켜 우수한 연신율을 확보하기 곤란할 수 있으며, 조기 파단을 발생시킬 수 있다. 내마모성 증대를 위해서는 최대한 탄소(C) 함량을 높이는 것이 유리하나, 열처리를 통해 탄화물 석출을 억제하더라도 탄소(C) 고용에 한계가 있어 강재의 물성 열화에 대한 우려가 있으므로, 그 상한은 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은 0.75%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 1.85%일 수 있다.
크롬(Cr): 5.0% 이하
크롬(Cr)은 오스테나이트 내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 할 수 있다. 또한, 강재의 내식성을 향상시키는 원소이나, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 인성을 감소시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 크롬의 함량은 C 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계를 고려하여 결정하는 것이 바람직하며, 탄화물 형성을 방지하기 위해서는 크롬(Cr)을 5% 이하로 포함하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 4% 이하로 포함할 수 있다. 그 함량이 5%를 초과하면 오스테나이트 입계에서의 크롬계 탄화물 생성을 효과적으로 억제하기 힘들며, 이로 인해 충격인성이 저하될 수 있다. 본 발명에서는 필요에 따라 크롬(Cr) 함량을 제어할 수 있으며, 0%를 포함할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.5% 이하
알루미늄(Al)은 제강공정 중 탈산제로 포함되는 성분으로, 본 발명에서는 0.5% 이하로 포함될 수 있다. 본 발명에서는 알루미늄(Al)의 함량으로 0%는 제외할 수 있다.
실리콘(Si): 1.0% 이하
실리콘(Si)은 Al과 함께 제강공정 중 탈산제로 포함되는 성분으로, 본 발명에서는 1.0% 이하로 포함될 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
인(P): 0.1% 이하
인(P)는 강 중에 불가피하게 첨가되는 대표적인 불순물로, 과다 첨가 시, 품질 열화를 유발할 수 있으므로, 그 상한을 0.1%로 제한할 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
황(S)은 P과 함께 강 중에 불가피하게 첨가되는 불순물로, 그 상한을 0.02%로 제한할 수 있다.
본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 열연강판은 오스테나이트를 주 상으로 하는 미세조직을 가질 수 있다.
본 발명에서는 마모 환경에서 소재 자체의 우수한 가공 경화로 인해 경도가 높아져 내마모성을 확보하기 위하여 오스테나이트를 주 상으로 하는 미세조직을 가질 수 있다. 보다 바람직하게는 오스테나이트를 97면적% 이상 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 오스테나이트 결정립계를 따라 형성된 필름 형태의 석출물을 포함하며, 상기 석출물의 두께가 0.1~2.0μm일 수 있다.
본 발명에서는 오스테나이트 결정립계에 필름 형태의 석출물을 형성시킴으로써 강도를 충분히 확보하여 내마모성을 확보하고자 한다. 본 발명에 따르는 석출물은 탄화물을 포함할 수 있으며, Cr이 C와 함께 형성되는 탄화물을 포함할 수 있다. 이러한 석출물의 두께가 0.1μm 미만이면 강도가 충분히 확보되지 않아 내마모성이 저하되는 문제가 있으며, 그 두께가 2.0μm를 초과하면 연성과 인성이 저하되는 문제점이 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 열연강판을 조관하여 형성된 강관은 오스테나이트를 주상으로 하는 미세조직을 가질 수 있고, 결정립계에 필름 형태의 석출물을 포함하며, 상기 석출물의 두께가 0.1~2.0μm일 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
열간압연을 행하기 전에 슬라브를 재가열할 수 있다. 상기 슬라브 단계에서는 슬라브의 주조 조직, 편석 및 2차 상들의 고용 및 균질화를 위하여 재가열할 수 있다. 재가열 온도가 1000℃ 미만이면, 상기 재가열 효과를 충분히 확보하기 어려우며, 가열로 온도가 너무 낮아져 열간압연 시, 변형 저항이 커지는 문제가 있을 수 있다. 반면, 그 온도가 1250℃를 초과하면, 주조 조직 내 편석대에서의 부분 용융 및 표면 품질의 열화가 발생할 수 있다.
열간압연
상기 재가열된 슬라브를 800℃ 이상의 마무리 압연온도에서 열간압연하여 두께 4~20mm의 열연강판을 얻을 수 있다.
본 발명에서는 열간압연을 행하여 두께 4~20mm의 열연강판을 제조할 수 있다. 마무리 압연온도는 생산성을 위하여 800℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 미재결정온도(Tnr) 이하의 마무리 압연온도로 열간압연할 수 있다.
냉각 및 권취
상기 열간압연된 강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도범위까지 냉각한 후 권취할 수 있으며, 권취 시작온도가 500℃ 이하이고, 권취 평균온도가 300℃ 이하일 수 있다.
본 발명에서는 조대한 탄화물 형성을 막기 위하여 500℃ 미만의 온도범위까지 냉각할 수 있다. 냉각종료온도가 500℃를 초과할 경우, 권취 이후 상온까지 냉각하는 동안에 조대한 탄화물이 형성되어 균일 연신율을 저감시켜 우수한 연신율을 확보하기 곤란할 수 있으며, 조기 파단이 발생할 우려가 있을 수 있다. 상기 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 않으며, 상온에서 행하더라도 문제가 없다.
냉각속도가 5℃/s 미만일 경우, 조대한 탄화물이 형성되어 강도 저하 및 연신율이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 평균 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 않으나, 설비 사양에 따라 적절히 선택할 수 있다.
더하여, 본 발명에서는 권취 시작온도와 권취 평균온도를 제어함으로써 조대한 탄화물의 형성을 막아 오스테나이트게 강재 특유의 우수한 강도 및 연신율을 확보할 수 있으며, 가공 경화율이 향상되어 우수한 내마모성을 확보하고자 한다.
본 발명에서 권취 시작온도는 권취 설비를 이용하여 권취를 시작할 때 강판의 온도를 나타내는 것이며, 권취 평균온도는 코일 전체 길이의 권취온도의 평균 값을 의미한다. 권취 시작온도가 500℃를 초과하거나, 권취 평균온도가 300℃를 초과하면 탄화물이 과도하게 형성되어 연성 및 인성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강관은 상술한 합금조성 및 제조방법을 만족하는 열연강판을 조관하여 제조될 수 있다.
조관
본 발명의 일 측면에 따르는 강판을 조관하여 강관을 얻을 수 있다.
본 발명에서는 용접 강관을 제조하는 방법을 특별히 한정하지 않으며, 통상적인 ERW 강관 제조방법을 이용할 수 있다. 다만 Mn 함량이 높아 ERW 용접 시, 강재가 용융되었다가 응고되는 과정에서 생성되는 산화물로 인해 침입결함이 발생될 수 있다. 이를 방지하기 위하여 내로우갭 내의 용융금속과 산화물을 용접 포인트에 들어가기 전에 완전히 배출시키며, 대기 및 냉각수로부터 노출을 방지하기 위한 추가적인 장치를 설치할 수 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 두께가 4~20mm이고, 인장강도가 800MPa 이상이며, 연신율이 30% 이상이고, 강관으로 조관 후 경도가 열연강판 대비 1.1배 이상으로, 가공경화율 및 내마모성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.
또한, 본 발명의 강판은 경도가 220Hv 이상일 수 있으며, 강관은 경도가 250Hv 이상일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 하기 표 2의 조건에 따라 열연강판을 제조하여, 하기 표 3의 두께로 강판을 제조하였다. 이 때, 재가열 온도는 1150℃로 동일하게 적용하였다.
강종 합금조성(wt%)
Mn C Cr Al Si P
A 13.2 1.09 0 0.002 0.370 0.0127
B 14.2 1.13 3.9 0.002 0.365 0.0125
C 10.4 1.82 2.4 0.003 0.358 0.0128
D 15.3 1.93 1.5 0.002 0.376 0.0124
E 11.7 1.31 3.1 0.003 0.367 0.0123
F 18.1 0.79 0 0.003 0.006 0.0126
G 12.1 0.3 2.9 0.002 0.008 0.0128
H 1.1 0.12 0 0.003 0.007 0.0127
I 11.1 1.14 1.4 0.003 0.328 0.0124
시편
번호		 강종 열간압연 냉각 권취
마무리
압연온도(℃)		 온도
(℃)		 속도
(℃/s)		 시작온도
(℃)		 평균온도
(℃)
1 A 950 454 7.3 430 180
2 B 950 478 6.5 370 180
3 C 910 493 8.4 460 160
4 D 970 467 7.8 380 160
5 E 890 484 5.6 370 170
6 F 910 490 18 480 220
7 G 880 470 21 470 250
8 H 950 480 22 480 260
9 I 890 490 17.1 560 420
하기 표 3에는 상기 제조된 강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정하여 나타내었으며, 강판으로 ERW 용접 강관을 제조한 후, 강관의 물성 또한 나타내었다. 미세조직은 강판의 두께 1/4 부분을 200배율의 광학현미경으로 관찰하여 나타내었고, 인장강도 및 연신율은 강판 두께 1/4 부분에서 API 5L 규격의 시편을 채취하여 인장시험을 행한 후 그 결과를 나타내었다. 이 때, 미세조직이 97% 이상의 오스테나이트를 가질 경우, O로 표시하였다. 또한, 오스테나이트 결정립계에 두께가 0.1~2.0μm인 석출물이 형성된 경우, O를 표시하였다. 기계적 물성에 대해서는, 비커스 경도 시험으로 강판의 경도를 측정하였고, 조관한 뒤 경도를 측정하여 이들의 비를 계산하여 나타내었다.
시편
번호		 강
종		 두께
(mm)		 강판
미세조직		 강판 물성 강관 물성 경도 비 구분
오스테나이트 석출물 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 경도
(Hv)		 경도
(Hv)
1 A 8 O O 1097 52 229.3 264.8 1.15 발명예1
2 B 8 O O 1086 52 231.5 269.4 1.16 발명예2
3 C 10 O O 1133 58 232.3 267.5 1.15 발명예3
4 D 10 O O 1159 51 233.9 271.4 1.14 발명예4
5 E 12 O O 1140 57 236.1 269.3 1.14 발명예5
6 F 8 O O 1012 51 226.2 258.3 1.14 발명예6
7 G 8 O O 981 49 216.2 234.1 1.08 비교예1
8 H 8 X O 501 27 168.7 171.5 1.01 비교예2
9 I 8 O X 898 29 239.1 261.1 1.09 비교예3
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따르는 발명예 1의 미세조직을 광학 현미경(200배율)으로 관찰한 사진이다.
반면, 비교예 1은 C의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위에 미달되는 경우로, 발명예와 비교하여 강도가 부족하였으며, 강관 제조 후 가공 경화율 또한 부족하였다.
비교예 2는 Mn 및 C의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우로, 강판의 강도가 열위하였으며, Mn 함량의 부족으로 인한 오스테나이트 안정도가 열위하여 연신율 또한 확보하지 못하였다.
비교예 3은 권취 시작온도 및 평균온도가 본 발명의 범위를 초과하는 것으로, 조대한 탄화물이 과도히 형성되어 연성이 열위하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 망간(Mn): 10~20%, 탄소(C): 0.6~2.0%, 크롬(Cr): 5.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불술물을 포함하고,
    오스테나이트를 주 상으로 하는 미세조직을 가지고, 오스테나이트 결정립계를 따라 형성된 필름 형태의 석출물을 포함하며,
    조관 후 가공경화에 의해 경도가 1.1배 이상 증가하는 열연강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 석출물의 두께가 0.1~2.0μm인 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 800MPa 이상이고, 연신율이 30% 이상인 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 비커스 경도가 220Hv 이상인 열연강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 두께가 4~20mm인 열연강판.
  6. 중량%로, 망간(Mn): 10~20%, 탄소(C): 0.6~2.0%, 크롬(Cr): 5.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불술물을 포함하고,
    오스테나이트를 주 상으로 하는 미세조직을 가지고, 오스테나이트 결정립계를 따라 형성된 필름 형태의 석출물을 포함하며,
    강판 대비 경도가 1.1배 이상인 강관.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강관은 비커스 경도가 250Hv 이상인 강관.
  8. 중량%로, 망간(Mn): 10~20%, 탄소(C): 0.6~2.0%, 크롬(Cr): 5.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불술물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 500℃ 미만의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하고,
    권취 시작온도가 500℃ 이하이고, 권취 평균온도가 300℃ 미만인 열연강판 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 재가열은 1000~1250℃의 온도범위에서 행하고,
    상기 열간압연은 800℃ 이상의 마무리 압연온도에서 행하고,
    상기 냉각 시, 냉각속도는 5℃/s 이상인 열연강판 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 열간압연 후 강판의 두께가 4~20mm인 열연강판 제조방법.
  11. 제 8항 내지 제 10항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열연강판을 조관하여 강관을 얻는 단계를 포함하는 강관 제조방법.
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