[go: up one dir, main page]

KR101377890B1 - 고강도 열연강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 열연강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101377890B1
KR101377890B1 KR1020120070321A KR20120070321A KR101377890B1 KR 101377890 B1 KR101377890 B1 KR 101377890B1 KR 1020120070321 A KR1020120070321 A KR 1020120070321A KR 20120070321 A KR20120070321 A KR 20120070321A KR 101377890 B1 KR101377890 B1 KR 101377890B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
weight
strength hot
less
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
KR1020120070321A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20140003013A (ko
Inventor
박철봉
김성주
김형래
송혁진
임준석
한성경
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020120070321A priority Critical patent/KR101377890B1/ko
Publication of KR20140003013A publication Critical patent/KR20140003013A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101377890B1 publication Critical patent/KR101377890B1/ko
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 인장강도(TS) : 600MPa 이상 및 항복강도(YS) : 555MPa 이상을 갖는 API(American Petroleum Institute) 5L X80 규격을 만족하는 고강도 열연강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 고강도 열연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.02 ~ 0.05%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 1.6 ~ 1.8%, 니오븀(Nb) : 0.08 ~ 0.10%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03%, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.03%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.30%, 니켈(Ni) : 0.13 ~ 0.25%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직은 침상형 페라이트(acicular ferrite)가 주 조직으로 이루어지며, -40℃에서의 파면연성율이 90% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 열연강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 고강도 열연강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 인장강도(TS) : 600MPa 이상 및 항복강도(YS) : 555MPa 이상을 갖는 API(American Petroleum Institute) 5L X80 규격을 만족하는 고강도 열연강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 전 세계적인 자원고갈에 따라 심해저나 극지방에서의 원유 및 가스의 채굴 및 수송작업이 증가하고 있으며, 이로 인한 대규모 파이프라인 건설이 증가하고 있다. 한편 최근에는 이러한 사용 환경의 변화 및 건설비용 절감을 위해 기존에 비해 고강도 및 고인성을 갖는 소재에 대한 요구가 증가하고 있다.
열연 라인파이프강의 경우 최종 두께가 두꺼워질수록 강도 및 인성이 열화 된다.
일반적으로, 열연공정은 슬라브(slab)의 각 성분 및 석출물을 재고용시키는 재가열공정(Reheating), 고온에서 최종두께로 압연하는 열간압연(Hot-rolling) 및 냉각/권취(Cooling/Coiling) 단계로 구분될 수 있다.
관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제2001-0062875호(2001.07.09 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 내수소유기균열성이 우수한 유정용 강의 제조 방법이 기재되어 있다.
본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 대략 15mm의 후물재에서도 API 5L X80 규격을 만족하는 고강도 열연강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, -40℃에서의 연성파면율이 90% 이상을 만족함으로써, 우수한 저온충격 특성을 가지면서도 인장강도(TS) : 600MPa 이상 및 항복강도(YS) : 555MPa 이상의 고강도를 확보함으로써, API 5L X80 규격을 만족하는 열연강판을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열연강판 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.02 ~ 0.05%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 1.6 ~ 1.8%, 니오븀(Nb) : 0.08 ~ 0.10%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03%, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.03%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.30%, 니켈(Ni) : 0.13 ~ 0.25%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature)는 1180 ~ 1280℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 850 ~ 910℃ 조건으로 조압연하는 단계; (c) 상기 조압연된 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 750 ~ 810℃조건으로 사상압연하는 단계; 및 (d) 상기 사상압연된 판재를 580℃ 이하에서 전단 냉각을 종료한 후, CT(Coiling Temperature) : 525 ~ 575℃까지 냉각하여 권취하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 슬라브 판재에는 황(S) : 0.003 중량% 이하, 인(P) : 0.018 중량% 이하 및 질소(N) : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상이 포함되어 있을 수 있다.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.02 ~ 0.05%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 1.6 ~ 1.8%, 니오븀(Nb) : 0.08 ~ 0.10%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03%, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.03%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.30%, 니켈(Ni) : 0.13 ~ 0.25%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직은 침상형 페라이트(acicular ferrite)가 주 조직으로 이루어지며, -40℃에서의 파면연성율이 90% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 강판은 황(S) : 0.003 중량% 이하, 인(P) : 0.018 중량% 이하 및 질소(N) : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
본 발명은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 대략 15mm의 두께까지 -40℃에서의 연성파면율이 90% 이상을 가지면서 API 5L X80 규격을 만족하는 고강도 열연강판을 제조할 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 열연강판은 우수한 저온충격 특성을 가지면서도 인장강도(TS) : 600MPa 이상 및 항복강도(YS) : 555MPa 이상의 고강도를 확보함으로써, API 5L X80 규격을 만족시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고강도 열연강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
고강도 열연강판
본 발명에 따른 고강도 열연강판은 -40℃에서의 연성파면율 : 90% 이상, 인장강도(TS) : 600MPa 이상 및 항복강도(YS) : 555MPa 이상을 갖는 API 5L X80 규격을 만족하는 것을 목표로 한다.
이를 위하여, 본 발명에 따른 고강도 열연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.02 ~ 0.05%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 1.6 ~ 1.8%, 니오븀(Nb) : 0.08 ~ 0.10%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03%, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.03%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.30%, 니켈(Ni) : 0.13 ~ 0.25%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
또한, 상기 강판은 황(S) : 0.003 중량% 이하, 인(P) : 0.018 중량% 이하 및 질소(N) : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 열연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
탄소(C)는 강도 확보 및 미세 조직 제어를 위해 첨가된다.
상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직한데, 이는 높은 충격 특성을 충족시키기 위함이다. 상기 탄소(C)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.02 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.05 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있으며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.
실리콘(Si)
본 발명에서 실리콘(Si)은 알루미늄(Al)과 함께 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과를 갖는다.
상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.1 중량% 미만일 경우에는 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.3 중량%를 초과하여 다량 첨가시 강의 용접성을 저하시키며, 재가열 및 열간압연 시에 적 스케일(red scale)을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있다. 또한, 용접후 도금성을 저해할 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 철(Fe)과 유사한 원자 반경을 갖는 치환형 원소로서, 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다. 또한, 오스테나이트 안정화 원소로T 페라이트 및 펄라이트의 변태를 지연시켜 페라이트의 결정립 미세화에 기여한다.
상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 1.6 ~ 1.8 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 열연강판 전체 중량의 1.6 중량% 미만일 경우에는 고용강화 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 열연강판 전체 중량의 1.8 중량%를 초과할 경우에는 용접성이 크게 저하될 뿐만 아니라, MnS 개재물 생성 및 중심 편석(center segregation) 발생에 의하여 강판의 연성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 저온인성을 향상시킨다.
상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.08 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.08 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.10 중량%를 초과할 경우에는 과다한 석출로 인해 연주성, 압연성 및 연신율을 저하시키는 요인으로 작용할 수 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 열연 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.01 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.03 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강재의 강도를 향상시키는 역할을 한다.
상기 바나듐은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.03 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.03 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
몰리브덴(Mo)
몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로써 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시킨다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다.
상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.15 ~ 0.30 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.15 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.30 중량%를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 없이 제조비용만을 상승시키는 문제가 있다.
니켈(Ni)
본 발명에서 니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히 니켈(Ni)은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다.
상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.13 ~ 0.25 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.13 중량% 미만일 경우에는 니켈 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.25 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 적열취성을 유발하는 문제가 있다.
칼슘(Ca)
칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.
상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.004 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.001 중량% 미만일 경우에는 상기의 MnS 제어 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 열연강판 전체 중량의 0.004 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 연주성 및 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.
황(S)
황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해한다. 특히, 상기 황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 응력부식균열에 대한 저항성을 악화시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있다.
따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 열연강판 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한하였다.
인(P)
인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.
그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 열연강판 전체 중량의 0.018 중량% 이하로 제한하였다.
질소(N)
질소(N)는 불가피한 불순물로써, 본 발명에 따른 고강도 열연강판 전체 중량의 0.006 중량%를 초과하여 다량 함유될 경우 고용 질소가 증가하여 강판의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부의 인성을 크게 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 열연강판 전체 중량의 0.006 중량% 이하로 제한하였다.
한편, 본 발명에 따른 고강도 열연강판은 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 실리콘(Si) 및 망간(Mn)을 포함하는 것이 더 바람직하다.
수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
수학식 1에서 실리콘(Si)의 함량 대비, 망간(Mn)의 함량 비율이 6 ~ 9일 때 가장 우수한 용접성을 나타내며, 실리콘(Si)의 함량 대비, 망간(Mn)의 함량 비율이 6 미만일 경우 혹은 9를 초과할 경우 고온에서 안정한 MnO, SiO2 산화물을 생성시킴으로써 전기저항용접시 훅 크랙(Hook crack)을 유발하여 용접부 품질을 크게 저하시키는 문제점이 있다.
고강도 열연강판 제조 방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 조압연 단계(S120), 사상 압연 단계(S130) 및 냉각/권취 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.
본 발명에 따른 열연강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, 탄소(C) : 0.02 ~ 0.05%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 1.6 ~ 1.8%, 니오븀(Nb) : 0.08 ~ 0.10%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03%, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.03%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.30%, 니켈(Ni) : 0.13 ~ 0.25%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
또한, 상기 슬라브 판재에는 황(S) : 0.003 중량% 이하, 인(P) : 0.018 중량% 이하 및 질소(N) : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상이 포함되어 있을 수 있다.
이때, 상기 조성을 갖는 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다.
슬라브 재가열
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1180 ~ 1280℃로 재가열한다. 이러한 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다.
본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1180℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1280℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 미세 조직의 페라이트가 조대화되어 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조비용만 상승할 수 있다.
조압연
조압연 단계(S120)에서는 재가열된 판재를 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 850 ~ 910℃ 조건으로 조압연한다.
본 단계에서, 조압연 온도(RDT)가 850℃ 미만일 경우에는 조압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 한편, 조압연 온도(RDT)가 910℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
사상 압연
사상 압연 단계(S130)에서는 조압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 FDT(Finishing Delivery Temperature : FDT) : 750 ~ 810℃ 조건으로 마무리 열간압연한다.
본 단계에서, 마무리 압연온도(FDT)가 750℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 마무리 압연온도(FDT)가 810℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.
이때, 사상 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 40 ~ 60%가 되도록 실시될 수 있다. 만일, 사상 압연의 누적압하율이 40% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 사상 압연의 누적압하율이 60%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.
냉각/권취
냉각/권취 단계(S140)에서는 사상압연된 판재를 580℃ 이하에서 전단 냉각을 종료한 후, CT(Coiling Temperature) : 525 ~ 575℃ 조건에서 권취한다. 도면으로 도시하지는 않았지만, 전단 냉각한 이후에는 권취 이전까지 공냉 및 수냉 중 적어도 하나 이상의 방식으로 냉각하는 후단 냉각이 실시될 수 있다.
상기 전단 냉각은 사상압연된 판재를 수냉 등의 강제 냉각 방식으로 냉각하는 방식이 이용될 수 있다. 이러한 전단 냉각은 결정립 성장을 억제하여 미세한 페라이트 결정립을 가지는 기지 조직을 형성시키면서 저온상 조직을 확보하기 위한 목적으로 실시된다. 이때, 전단 냉각 종료 온도가 580℃를 초과할 경우에는 저온상 조직 확보가 어려워 목표로 하는 강도를 확보하는 것이 불가능할 수 있다.
또한, 상기 전단 냉각은 50℃/sec 이상의 속도로 실시하는 것이 바람직한데, 이는 전단 냉각 속도가 50℃/sec 미만일 경우에는 펄라이트 조직의 다량 변태로 인해 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있기 때문이다.
본 단계에서, 권취 온도(CT)가 525℃ 미만일 경우에는 강의 제조비용이 증가하며, 충분한 강도를 확보할 수 있으나, 연성을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 권취 온도(CT)가 575℃를 초과할 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 고강도 열연강판은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 15mm의 두께까지도 API 5L X80 규격을 만족시킬 수 있다. 또한, 상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 고강도 열연강판은 미세 조직이 침상형 페라이트가 주 조직으로 이루어진다.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 열연강판은 -40℃에서의 연성파면율이 90% 이상을 만족함으로써 우수한 저온충격 특성을 확보할 수 있으면서도 인장강도(TS) : 600MPa 이상 및 항복강도(YS) : 555MPa 이상의 고강도의 확보로 API 5L X80 규격을 만족할 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 시편의 제조
표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편들을 제조하였다. 이후, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험 및 저온충격특성 시험을 실시하였다.
[표 1] (단위 : 중량%)
Figure 112012051929104-pat00001

[표 2]
Figure 112012051929104-pat00002

2. 물성 평가
표 3은 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 및 저온충격 특성 평가 결과를 나타낸 것이다.
[표 3]
Figure 112012051929104-pat00003
표 1 내지 표 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 600 MPa 이상, 항복강도(YS) : 555MPa 이상 및 -40℃에서의 연성파면율 : 90% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우에는 인장강도 및 항복강도는 목표값을 만족하였으나, -40℃에서의 연성파면율이 68%, 80%, 85%에 불과한 것을 알 수 있다.
한편, 도 2는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직 사진을 나타낸 것이고, 도 3은 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
먼저, 도 2에서 볼 수 있는 바와 같이, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우 대부분 매우 미세한 침상형 페라이트 조직으로 이루어져 있는 것을 알 수 있다. 반면, 도 3에서 볼 수 있는 바와 같이, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우 실시예 1에 따라 제조된 시편과 비교하여 다각형 페라이트 조직 분율이 더 높으며, 펄라이트 조직이 일부 관찰되는 것을 알 수 있다. 또한, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우 실시에 1에 따라 제조된 시편과 비교하여 결정립 크기가 조대한 것을 확인할 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 조압연 단계
S130 : 사상압연 단계
S140 : 냉각/권취 단계

Claims (8)

  1. (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.02 ~ 0.05%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 1.6 ~ 1.8%, 니오븀(Nb) : 0.08 ~ 0.10%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03%, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.03%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.30%, 니켈(Ni) : 0.13 ~ 0.25%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature)는 1180 ~ 1280℃로 재가열하는 단계;
    (b) 상기 재가열된 판재를 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 850 ~ 910℃ 조건으로 조압연하는 단계;
    (c) 상기 조압연된 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 750 ~ 810℃조건으로 사상압연하는 단계; 및
    (d) 상기 사상압연된 판재를 580℃ 이하에서 전단 냉각을 종료한 후, CT(Coiling Temperature) : 525 ~ 575℃까지 냉각하여 권취하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 (a) 단계에서,
    상기 슬라브 판재에는
    황(S) : 0.003 중량% 이하, 인(P) : 0.018 중량% 이하 및 질소(N) : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판 제조 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 (a) 단계에서,
    상기 슬라브 판재는
    하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 상기 망간(Mn) 및 실리콘(Si)을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판 제조 방법.
    수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9
    (여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 (d) 단계에서,
    상기 전단 냉각은
    50℃/sec 이상의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판 제조 방법.
  5. 중량%로, 탄소(C) : 0.02 ~ 0.05%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 1.6 ~ 1.8%, 니오븀(Nb) : 0.08 ~ 0.10%, 티타늄(Ti) : 0.01 ~ 0.03%, 바나듐(V) : 0.01 ~ 0.03%, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.30%, 니켈(Ni) : 0.13 ~ 0.25%, 칼슘(Ca) : 0.001 ~ 0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
    미세조직은 침상형 페라이트(acicular ferrite)가 주 조직으로 이루어지며, -40℃에서의 파면연성율이 90% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강판은
    황(S) : 0.003 중량% 이하, 인(P) : 0.018 중량% 이하 및 질소(N) : 0.006 중량% 이하 중 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 강판은
    하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 상기 망간(Mn) 및 실리콘(Si)을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판.
    수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9
    (여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
  8. 제5항에 있어서,
    상기 강판은
    인장강도(TS) : 600MPa 이상 및 항복강도(YS) : 555MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판.
KR1020120070321A 2012-06-28 2012-06-28 고강도 열연강판 및 그 제조 방법 Active KR101377890B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020120070321A KR101377890B1 (ko) 2012-06-28 2012-06-28 고강도 열연강판 및 그 제조 방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020120070321A KR101377890B1 (ko) 2012-06-28 2012-06-28 고강도 열연강판 및 그 제조 방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20140003013A KR20140003013A (ko) 2014-01-09
KR101377890B1 true KR101377890B1 (ko) 2014-03-26

Family

ID=50139720

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020120070321A Active KR101377890B1 (ko) 2012-06-28 2012-06-28 고강도 열연강판 및 그 제조 방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101377890B1 (ko)

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3903747B2 (ja) 2001-06-25 2007-04-11 住友金属工業株式会社 機械的複合特性を有する鋼材及びその製造方法
KR100815717B1 (ko) 2006-11-02 2008-03-20 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3903747B2 (ja) 2001-06-25 2007-04-11 住友金属工業株式会社 機械的複合特性を有する鋼材及びその製造方法
KR100815717B1 (ko) 2006-11-02 2008-03-20 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20140003013A (ko) 2014-01-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101467049B1 (ko) 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
KR101505279B1 (ko) 열연강판 및 그 제조 방법
KR101546132B1 (ko) 극후 강판 및 그 제조 방법
KR20140042107A (ko) 열연강판 및 그 제조 방법
KR101377890B1 (ko) 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR101435319B1 (ko) 강판 제조 방법
KR101505290B1 (ko) 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
KR101443445B1 (ko) 비열처리형 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR20150124811A (ko) 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
KR20150076888A (ko) 극후 강판 및 그 제조 방법
KR101412372B1 (ko) 열연강판 및 그 제조 방법
KR20120132835A (ko) 열연강판 및 그 제조 방법
KR101185222B1 (ko) 고강도 ａｐｉ 열연강판 및 그 제조 방법
KR20130013545A (ko) 열연강판 및 그 제조 방법과, 이를 이용한 강관 제조 방법
KR102305429B1 (ko) 피로저항성이 우수한 고강도 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 용접 강관
KR101388308B1 (ko) 석출 경화형 강판 및 그 제조 방법
KR101443446B1 (ko) 비열처리형 열연강판 및 그 제조 방법
KR101455471B1 (ko) 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
KR101412376B1 (ko) 열간압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 라인파이프용 강판
KR101546147B1 (ko) 고강도 후판 및 그 제조 방법
KR101400516B1 (ko) 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
KR101505302B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20130013547A (ko) 유정용 강판 및 그 제조 방법
KR20140141840A (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR20150112490A (ko) 강재 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PA0109 Patent application

Patent event code: PA01091R01D

Comment text: Patent Application

Patent event date: 20120628

A201 Request for examination
PA0201 Request for examination

Patent event code: PA02012R01D

Patent event date: 20121030

Comment text: Request for Examination of Application

Patent event code: PA02011R01I

Patent event date: 20120628

Comment text: Patent Application

PG1501 Laying open of application
E701 Decision to grant or registration of patent right
PE0701 Decision of registration

Patent event code: PE07011S01D

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event date: 20140227

GRNT Written decision to grant
PR0701 Registration of establishment

Comment text: Registration of Establishment

Patent event date: 20140318

Patent event code: PR07011E01D

PR1002 Payment of registration fee

Payment date: 20140318

End annual number: 3

Start annual number: 1

PG1601 Publication of registration
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180309

Year of fee payment: 5

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20180309

Start annual number: 5

End annual number: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200220

Year of fee payment: 7

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20200220

Start annual number: 7

End annual number: 7

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20210205

Start annual number: 8

End annual number: 8

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20230208

Start annual number: 10

End annual number: 10