KR100868424B1

KR100868424B1 - 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도라인파이프용 열연강판, 이를 이용하여 성형된 파이프 및그 열연강판의 제조방법

Info

Publication number: KR100868424B1
Application number: KR1020060135656A
Authority: KR
Inventors: 배진호; 양승우; 김기수; 김덕규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-12-27
Filing date: 2006-12-27
Publication date: 2008-11-11
Also published as: KR20080060980A

Abstract

건축, 파이프라인 및 해양구조물 등에 주로 사용되고, 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판과 이를 이용하여 성형된 파이프 및 그 열연강판의 제조방법이 제공된다.

이 열연강판은 중량%로, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.3-2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Ti: 0.01-0.1%, N: 0.01% 이하, Nb: 0.02-0.1%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti 및 N는 7≤Ti/N≤15, 상기 Ti, Nb, C, N는 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0을 만족하며, 페라이트의 부피 분율이 96% 이상이고, Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물을 갖는다.

본 발명에 따르면, 항복강도 500~600MPa이고, 조관 후 항복강도 저하가 40MPa 이하인 동시에 -40℃에서 충격인성 130J 이상을 갖는 열연강판을 제공할 수 있다.

열연강판, 라인파이프, 항복강도, 복합 석출물, 열연공정, 저온인성

Description

조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판, 이를 이용하여 성형된 파이프 및 그 열연강판의 제조방법{High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe having less decrease in yield strength after pipemaking and excellent low temperature toughness, formed pipe using the same and the method for manufacturing the hot-rolled steel sheet}

일본 공개특허공보 평9-49050호

본 발명은 건축, 파이프라인 및 해양구조물 등의 용도로 사용되는 항복강도 500~600MPa의 라인파이프용 열연강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는, Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 Ti/N, 복합 석출물 및 열연공정을 적절히 제어함으로써 강도 증가와 조관 후 항복강도 저하가 적은 동시에 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판과 이를 이용하여 성형된 파이프 및 그 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

북극해 또는 시베리아 등의 지역에서 사용되는 원유 또는 가스 수송용 강관 이나 해양구조물에 사용되는 철강 소재는 그 환경의 가혹화로 말미암아 우수한 성질이 요구되고 있으며, 특히 저온에서의 파괴방지를 위하여 저온인성이 각별히 요구되고 있다.

이에 따라, 우수한 저온 인성을 지닌 고강도 열연강판을 제조하기 위해서 전 세계에 걸쳐 많은 시도가 이루어지고 있으며, 이러한 연구의 대부분은 열간압연을 낮은 온도에서 실시하여 저온인성 등을 향상시키고자 하는 것이다.

그러나 이러한 제어 압연에 의하여 제조되는 종래의 열연 강판은 파이프 조관 후 항복강도가 강판 대비 최대 100MPa 이상 저하하여 API 규격에서 정한 항복강도 기준을 만족하지 못하는 문제가 발생하기도 한다.

이러한 문제를 해결하기 위하여 종래기술로는 일본 공개특허공보 평9-49050호가 있으며, 상기 특허에서는 페라이트상의 면적분율 50%이상, 페라이트 상 이외의 제2상의 평균 입경이 9㎛이하이고, 또한 페라이트상과 제2상의 평균 입경의 비가 0.15 이하인 강재를 제시하고 있다.

그러나, 상기 종래기술은 열간압연 종료 직후의 1,2단계 냉각속도를 조절하여 페라이트 분율 및 제2상의 입경을 조절하고 있으나, 실시예에서 2단계 냉각속도는 실제 최소 20℃/sec 이상으로 15mm 이상의 후물재에서 구현하기 어려운 냉각속 도이며, 실제 시험 압연된 강재의 최대 두께도 13mm 이다.

본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 Ti/N, 복합 석출물 및 열연공정을 적절히 제어함으로써 석출 및 조직 미세화에 의한 강도 증가와 복합 석출물, 페라이트 분율 제어에 의해 조관 후 항복강도 저하가 적은 동시에 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판과 이를 이용하여 성형된 파이프 및 그 열연강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.3-2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Ti: 0.01-0.1%, N: 0.01% 이하, Nb: 0.02-0.1%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti 및 N는 7≤Ti/N≤15, 상기 Ti, Nb, C, N는 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0을 만족하며, 페라이트의 부피 분율이 96% 이상이고, Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물을 갖는 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 상기 기재된 열연강판의 항복강도와 이 열연강판의 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.3-2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Ti: 0.01-0.1%, N: 0.01% 이하, Nb: 0.02-0.1%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti 및 N는 7≤Ti/N≤15, 상기 Ti, Nb, C, N는 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃에서 재가열하고, 미재결정역 온도 이상에서 50% 이하의 압하량으로 열간압연한 다음 페라이트 변태 종료 온도-(50~150℃)까지 10℃/sec 이상의 속도로 수냉각하는 것을 포함하여 이루어지는 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세하세 설명한다.

본 발명자는 조관 후 항복강도의 저하 원인을 분석한 결과, 열연 코일이 파이프 조관 및 인장 평가까지 열연코일 펴짐->파이프 굽힙->파이프 펴짐->인장 등의 단계를 거치면서 인장과 압축의 반복적인 변형을 받는 것을 확인하였다. 이에 따라, 반복 변형시 제2상 주변에는 전위의 집적 및 새로운 전위가 생성되어 최종 파이프 물성 평가시 항복강도를 저하시키는 것으로 생각되었다.

이러한 관점에서 본 발명자들은 강재의 항복강도를 확보하고 조관 후 항복강도 저하를 감소하면서 동시에 저온인성을 확보하기 위한 다음 방안을 도출할 수 있었다.

[1] 제어 압연에 의한 강재의 페라이트 세립화 및 석출물의 이용으로 후물재에서의 강도 확보.

[2] Ti/N 비율을 증가시켜 제2상 분율 억제.

[3] 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0로 관리하는 동시에 열간 압연을 제어하여 적절한 Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물을 형성시킴으로써 조관 후 항복강도 저하 방지와 함께 저온인성 확보.

이하, [1],[2] 및 [3]을 구체적으로 설명한다.

본 발명자는 전위의 집적 및 새로운 가동 전위의 생성 등을 결정하는 여러 가지 조직을 상정하고 이러한 조직과 조관 후 항복강도 저하와의 상관관계를 조사해 본 결과, 페라이트의 부피 분율 96% 이상 및 Ti/N를 7 이상으로 한 경우, 항복강도 감소량이 40MPa 이하가 되는 것을 확인하였다.

즉, Ti/N이 커질수록 석출량이 많아져, 페라이트로 최종 상변태시 생성되는 제2상(펄라이트+베이나이트)의 분율은 작아지게 된다. 제2상의 분율이 감소한 결과, 파이프 조관 후 인장 실험시 반복 변형에 의해서 제2상 주위에 집적되는 전위밀도가 감소하게 되어 인장 실험시 인장 방향으로 작용하는 평균 역응력(mean back stress)은 줄어들게 된다.

따라서, 조관 후 항복강도 감소량은 제2상의 부피 분율에 비례하게 되며, 4% 를 넘어가게 되면 제2상에 의한 전위 집적이 과다하게 되어 파이프의 항복강도가 API 규격 이하가 되게 된다.

또한, 본 발명의 열연강재와 같이 두께가 13mm 이상인 경우 항복강도를 확보하기 위하여 최종적으로 페라이트를 세립화하고 석출물을 이용하여 강도를 확보하는 것이 필요하다. Ashby-Orowan는 Hall-Petch 식을 수정하여 강재의 항복강도(σy)를 아래 (1)식과 같이 나타내었다.

σy = σi + KD^-1/2 + (10.8f¹ ^/2/X)(ln(X/6.125*10^-4)) - (1)

여기서, σi는 마찰응력(friction stress), K는 강화계수(strengthening coefficient), D는 결정립 크기, f는 석출물 분율, X는 석출물 크기이다.

상기 (1)식에 따르면 강재의 항복강도는 결정립 크기가 작을수록, 석출물의 양이 많고, 석출물의 크기가 작을수록 증가함을 알 수 있다. 강재의 최종 두께가 두꺼워 질수록 총 압하량이 감소하기 때문에 페라이트 조직을 미세화하기 위해서는 일정량 이상의 누적압하량을 확보하여야 하며, 본 연구 결과에서는 60% 이상일 경우 항복강도가 안정적으로 확보되었다.

또한, 압하량 감소에 따른 페라이트 조대화 효과를 상쇄하기 위하여 적절한 석출물을 이용하는 것이 중요하며, 본 발명에서와 같이 미재결정역 압하량 50% 이하, 누적압하량 60% 이상이고, Ti/N 7 이상, 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0인 경우 항복강도 500MPa 이상을 확보할 수 있다.

또한, 본 발명자는 조관 후 항복강도 저하 방지와 함께 저온인성을 확보하기 위한 방안을 모색하던 중, 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0로 관리하는 동시에 열간 압연을 적절히 제어하여 열간 압연시 Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물을 형성하고 페라이트의 부피 분율을 적절히 관리함에 따라 조관 후 항복강도 저하 방지와 함께 저온인성을 확보할 수 있다는 연구 결과를 기초로 완성된 것이다.

이하, 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.

탄소(C)의 함량은 0.03-0.1%가 바람직하다.

상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나 다량 첨가할 경우 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 원소로, 본 발명에서는 이를 고려하여 0.03-0.1%로 한정한다. 그 함량이 0.03% 미만인 경우 동일한 강도를 발휘시키기 위하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하며 0.1% 초과하는 경우 용접성, 성형성 및 인성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.03-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si)의 함량은 0.01~0.5%가 바람직하다.

상기 Si는 용강을 탈산시키기 위해서 필요하고, 고용강화원소로도 효과를 나타내므로 0.01-0.5% 범위의 첨가가 필요하다. 그 함량이 0.01% 이하인 경우 용강의 탈산역할을 충분히 하지 못하기 때문에 청정한 강을 얻기 어려우며, 0.5%를 초과하여 첨가하면 열간압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 연성도 저하되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간(Mn)의 함량은 1.3~2.0%가 바람직하다.

상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 1.3%이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 2.0%을 초과하여 첨가하면 제강공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해치기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.3~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

인(P)의 함량은 0.03% 이하가 바람직하다.

상기 P는 강 중에 존재하는 불순물 원소로서, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.03%로 한다.

황(S)의 함량은 0.005% 이하가 바람직하다.

상기 S도 역시 강 중에 존재하는 불순물 원소로서, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.005%로 한다.

티타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.1%가 바람직하다.

상기 Ti은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소로써 강 중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열 과정에서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합하여 TiC의 석출물이 형성되고 TiC의 형성은 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다.

따라서, TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.01% 이상의 Ti이 첨가되어야 하며, 0.1%를 초과하여 첨가되면 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N)의 함량은 0.01% 이하가 바람직하다.

상기 N의 함량은 상기 Ti 첨가에 기인한 것이다. 일반적으로 N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나, 한편으로 강 중에 질소가 존재하면 할수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적 인 추세이다.

그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN를 형성, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하였다. 그러나, Ti의 일부는 N와 반응하지 않고 남아 이후의 공정에서 탄소와 반응하여야 하기 때문에 그 상한을 0.01%이하로 한다.

니오붐(Nb)의 함량은 0.02~0.1%가 바람직하다.

상기 Nb은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 강의 강도도 크게 향상시키는 역학을 하기 때문에 적어도 0.02% 이상을 첨가하여야 하나, 0.1%를 초과하는 경우에는 과도한 Nb 탄질화물을 석출하여 강재의 인성에 유해할 수 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.02~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni)의 함량은 0.1~0.5%가 바람직하다.

상기 Ni은 오스테나이트 안정화 원소로서 펄라이트 형성을 억제하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 형성을 용이하게 하는 원소로 0.1%이상 첨가하며 고가의 원소이고 용접부 인성을 저해하므로 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo)의 함량은 0.1~0.5%가 바람직하다.

상기 Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 저온변태 조직인 침 상형(acicular) 페라이트 생성을 조장함에 의해 항복비를 낮추는 역할을 한다. 또한 시멘타이트와 탄화물이 집적되어 있어 열화한 충격특성을 보이며 조관 후 항복강도 저하에 기여하는 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성 및 조관 후 항복강도 저하를 감소시킬 수 있다. 이를 위해 상기 Mo은 0.1% 이상 첨가하여야 하나 고가의 원소이며 용접시 저온 균열을 억제하기 위해 그 함량을 0.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에서는 항복강도 확보와 제2상의 부피 분율을 제어하기 위한 관점에서 Ti 및 N의 성분비를 제어할 수 있다.

7≤Ti/N≤15가 바람직하다.

상기 관계식 값을 7 이상으로 하는데 이는 2가지 장점이 있다. 첫째, Ti석출물의 개수를 증가시켜 후물재의 항복강도를 확보할 수 있다. 둘째, Ti는 N뿐만 아니라 C와도 결합하여 석출물을 형성하여 제2상의 형성을 억제하는 효과가 있다. 그러나 상기 관계식 값이 15보다 높게 되면 강재 및 용접 열영향부의 인성에 나쁜 영향을 미치게 된다. 따라서, 상기 Ti 및 N의 관계식은 7-15로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 항복강도 확보와 제2상의 부피 분율 제어 및 복합 석출물 형성 관점에서 Ti, Nb, C, N의 성분을 제어할 수 있다.

1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0가 바람직하다.

본 발명에서 (Ti+Nb/1.2)/(C+N)비를 1.4 이상으로 하는 데 이는 3가지 장점이 있다. 첫째, Nb는 Ti와 함께 석출물의 개수를 증가시켜 후물재의 항복강도를 확보할 수 있다. 둘째, 또한 Nb는 Ti와 함께 C과도 결합하여 석출물을 형성하여 제2상의 형성을 억제하는 효과가 있다. 셋째, 상기 (Ti+Nb/1.2)/(C+N)비를 적절히 관리하여 복합 석출물을 형성함으로써 조관 후 항복강도 저하 방지와 함께 저온인성을 확보할 수 있는 효과가 있다. 그러나 2보다 높을 경우에는 가열로에서 형성되는 (Ti,Nb)(C,N)의 석출물이 증가하고 조대하게 되어 강재 및 용접 열영향부의 인성에 나쁜 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 상기 Ti, Nb, C, N의 관계식은 1.4-2.0으로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 페라이트의 부피 분율을 96% 이상으로 제어할 수 있다.

조관 후 항복강도 감소량은 제2상의 부피 분율에 비례하게 되며, 4%를 넘어가게 되면 제2상에 의한 전위 집적이 과다하게 되어 파이프의 항복강도가 API 규격 이하가 되므로, 주상인 페라이트의 부피 분율은 96% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 10nm 이하의 평균 크기를 갖는 Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물이 3.0×10⁶개/㎟ 이상 분포할 수 있는데, 이로써 페라이트의 부피 분율 제어와 함께 적정량의 복합 석출물을 형성시킴으로써 조관 후 항복강도의 저하가 적은 동시에 우수한 저온인성을 확보할 수 있는 것이다. 상기 복합 석출물이 10nm 보다 클 경우에는 강도 증가 효과가 미비하며, 비금속 개재물과 같은 거동을 하여 저온인성에 유해한 영향을 미칠 수 있다. 또한, 상기 미세한 복합 석출물의 개수가 3.0×10⁶개 미만인 경우에는 석출물 간의 간격이 너무 넓어 전위의 이동을 충분히 방해하지 못하여 기대하는 항복강도를 확보하기 어려울 수 있다. 따라서, 상기 복합 석출물은 10nm 이하의 평균 크기를 갖고 3.0 × 10⁶개/㎟ 이상 분포하도록 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 파이프(pipe)에 대하여 설명한다.

본 발명에서는 상기에 기재된 열연강판의 항복강도와 이 열연강판의 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프를 제공한다. 상기 파이프는 상기 Ti/N의 성분비를 제어함에 의해 석출물의 개수를 증가시켜 페라이트의 부피 분율이 96% 이상인 열연강판을 조관함으로써 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하를 확보할 수 있는 것이다.

이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 열연강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100~1350℃에서 재가열한다. 본 발명에서 슬라브를 재가열하는 온도는 중요하다. 만약, 재가열온도를 1100℃와 같이 석출물이 충분히 재고용되는 온도 미만으로 설정하면 열간압연 이후의 공정에서 NbC 등의 석출물이 감소하게 된다. 따라서, 재가열 온도를 1100℃ 이상으로 유지함으로써 석출물의 재고용을 조장하고 적당한 크기의 오스테나이트 결정립도를 유지함으로써 소재의 강도 수준도 향상시키는 동시에 코일의 길이 방향으로 균일한 미세조직을 확보할 수 있다. 이때, 재가열 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하될 수 있으므로, 상기 재가열 온도는 1100~1350℃으로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 가열된 슬라브를 미재결정역 온도 이상에서 50% 이하의 압하율로 열간압연한다. 본 발명에서는 열간 압연시 복합 석출물을 적절히 형성함으로써 조관 후 항복강도 저하를 감소하면서 동시에 저온인성을 확보하기 위하여 열간압연은 매우 중요하다. 상기 압하율이 50%를 초과하는 경우에는 누적 압하량이 감소하게 되어 조대한 오스테나이트 결정립을 충분히 작게 하지 못하여 오스테나이트 결정립계에서 형성되는 페라이트 결정립이 커져 강도 및 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 열간압연은 미재결정역 온도 이상에서 50% 이하의 압하율로 제한하는 것이 바람 직하다.

또한, 본 발명에서는 상대적으로 고온에서 압연을 종료함으로써 페라이트역 냉각시 과냉도를 증가시켜 제2상의 형성을 억제함으로써 조관 후 항복강도의 저하를 감소시키는 효과도 확보할 수 있다.

상기 열간압연을 마무리한 후, 런-아웃 테이블 상에서 페라이트 변태 종료 온도-(50~150℃)까지 10℃/sec 이상의 속도로 수냉각을 실시함으로써 제2상의 생성을 억제하고 동시에 미세한 페라이트 및 미세한 Ti(C,N), Nb(C,N) 복합 석출물을 얻음으로써 강도와 인성을 동시에 확보할 수 있다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 페라이트가 조대해지고 제2상의 분율이 증가하여 조관 후 항복강도 저하 증가 및 저온인성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 냉각은 페라이트 변태 종료 온도-(50~150℃)까지 10℃/sec 이상의 속도로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1과 같이 조성되는 발명강(A,B) 및 비교강C를 연속주조법에 의해 슬라브로 제조한 후, 하기 표 2와 같은 조건으로 열간압연하여 판재를 제조하였다.

상기와 같이 열간 압연된 판재들로부터 강재의 기계적 성질을 파악하기 위해 인장 시험편은 압연 방향에 대하여 시계 방향으로 30도 방향에서 채취하였으며, 이 방향은 스파이럴 파이프 조관시 파이프의 원주 방향에 대응하는 방향이다. 열간압연된 각 강재에 대하여 두께(t)와 스파이럴 파이프 직경(D)의 비가 하기 표 3에서 보는 바와 같이 0.0129, 0.0139, 0.0147인 파이프를 조관하여 원주방향에 대하여 인장시험편을 채취하였다.

인장 시험편은 API 5L 규격 시험편을 이용하였으며, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/min에서 시험하였다. 또한, 냉각 후 미세조직의 분석 및 제2상의 분율은 화상 분석기(image analyzer)를 이용하여 측정하였으며, 미세 석출물의 크기와 개수는 모재에서 레플리카(replica) 시편을 제조하여 전자현미경(TEM) 및 화상분석기를 이용하여 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 또한, 저온인성은 모재의 센터부에서 충격시험편을 가공하여 -40℃에서 샤르피충격시험을 통하여 평가하였다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Nb	Ni	Mo	Ti	N	Ti/N	(Ti+Nb/1.2)/(C+N)
발명강A	0.049	0.26	1.54	0.011	0.0015	0.06	0.26	0.11	0.043	0.0030	14.3	1.8
발명강B	0.068	0.22	1.77	0.015	0.005	0.065	0.24	0.25	0.042	0.0032	13.2	1.4
비교강C	0.068	0.22	1.85	0.015	0.009	0.085	0.25	0.23	0.024	0.0036	6.7	1.3

강종	강재	가열 온도 (℃)	압연 종료 온도 (℃)	미재결정역 압하량/ 누적압하량 (%)	총 압하량 (%)	냉각 속도 (℃/s)	냉각종료온도 (℃)	두께 (mm)
B	발명재1	1180	830	50/83	95	16	571	13.4
C	비교재1	1120	795	54/83	95	17	584	13.4
B	발명재2	1170	812	50/83	95	16	556	13.4
C	비교재2	1145	816	54/83	95	18	575	13.4
C	비교재3	1183	807	54/83	95	17	555	13.4
C	비교재4	1202	812	54/83	95	16	545	13.4
B	발명재3	1132	793	50/80	93	15	532	16.9
C	비교재5	1133	792	50/80	93	14	573	16.9
B	발명재4	1192	804	50/80	93	14	540	16.9
C	비교재6	1132	791	50/80	93	15	573	16.9
C	비교재7	1201	811	50/80	93	14	574	16.9
C	비교재8	1196	813	50/80	93	14	571	16.9
A	발명재5	1113	787	44/77	91	12	558	19.8
A	발명재6	1118	793	44/77	91	12	564	19.8

강재	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	YR(%)	페라이트 분율(%)	YS 변화량 (MPa)	10nm 이하 복합석출물개수 (개/㎟)	-40℃충격 인성(J)	t/D
발명재1	592	695	0.85	98.3	35	8.2×10⁷	137	0.0147
비교재1	570	702	0.81	92.1	56	2.0×10⁶	224	0.0147
발명재2	602	713	0.84	98.3	37	7.6×10⁷	135	0.0147
비교재2	556	701	0.79	92.3	57	2.2×10⁶	213	0.0147
비교재3	590	701	0.84	93.5	59	5.1×10⁷	150	0.0147
비교재4	599	721	0.83	93.2	52	5.3×10⁷	185	0.0147
발명재3	572	677	0.84	94.7	35	4.3×10⁷	156	0.0139
비교재5	572	690	0.83	92.2	60	2.5×10⁶	204	0.0139
발명재4	594	712	0.83	94.8	39	7.9×10⁷	147	0.0139
비교재6	560	670	0.84	91.9	61	2.8×10⁶	215	0.0139
비교재7	585	711	0.82	92.5	62	5.6×10⁷	138	0.0139
비교재8	591	713	0.83	91.4	57	5.9×10⁷	123	0.0139
발명재5	510	623	0.82	98.9	28	3.3×10⁶	183	0.0129
발명재6	530	660	0.80	98.2	31	3.1×10⁶	189	0.0129

일반적으로 석출물의 증가는 저온에서 충격에너지를 감소시키는 것으로 알려져 있다. 그러나, 상기 표 3에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(A,B)를 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 발명재(1~6)의 경우, (Ti+Nb/1.2)/(C+N) 관계식, Ti/N 및 페라이트 분율이 본 발명의 범위를 만족하여 항복강도 500MPa 이상, 조관 후 항복강도 감소량이 40MPa 이하인 동시에 -40℃에서 충격인성 130J 이상을 확보할 수 있었으며, 상대적으로 석출물이 적은 비교재와 비교시 일부에서 동등한 수준의 충격에너지 값을 보이고 있다. 또한 일반적으로 송유관용 강재에 요구되어지는 충격에너지는 -40℃에서 100J 이상으로 상업공급용으로 적합함을 알 수 있다.

그러나, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교재C를 이용하여 제조된 비교재(1~8)의 경우, Ti/N 값 6.7, (Ti+Nb/1.2)/(C+N) 관계식 1.3 및 페라이트의 부피 분율 96% 이하로 본 발명에서 목표로 하는 값을 만족하지 않아 조관 후 항복강도 감소량이 50MPa 이상으로 열위한 특성을 나타내어, 조관 후 항복강도 저하가 적은 동시에 저온인성이 우수한 열연강판을 확보할 수 없었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 Ti/N, 복합 석출물 및 열연공정을 적절히 제어함으로써 항복강도 500~600MPa 및 조관 후 항복강도 저하가 40MPa 이하인 동시에 -40℃에서 충격인성 130J 이상을 갖는 고강도 라인파이프용 열연강판을 제공할 수 있다. 또한, 상기 열연강판을 이용함으로써 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프를 제공할 수 있는 효과도 있다.

Claims

삭제
중량%로, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.3-2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.002% 이하, Ti: 0.01-0.1%, N: 0.01% 이하, Nb: 0.02-0.1%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti 및 N는 7≤Ti/N≤15, 상기 Ti, Nb, C, N는 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0을 만족하며, 페라이트의 부피 분율이 96% 이상이고 나머지는 펄라이트 및 베이나이트로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이며, Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물은 10nm 이하의 평균 크기를 갖고 3.0 × 10⁶개/㎟ 이상 분포하는 것을 특징으로 하는 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판.
청구항 제2항에 기재된 열연강판의 항복강도와 이 열연강판의 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프.
삭제
중량%로, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.3-2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Ti: 0.01-0.1%, N: 0.01% 이하, Nb: 0.02-0.1%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti 및 N는 7≤Ti/N≤15, 상기 Ti, Nb, C, N는 1.4≤(Ti+Nb/1.2)/(C+N)≤2.0을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃에서 재가열하고, 오스테나이트 미재결정역 온도 이상에서 50% 이하의 압하량으로 열간압연한 다음 페라이트 변태 종료 온도-(50~150℃)까지 10℃/sec 이상의 속도로 수냉각하는 것을 포함하여 이루어지고 페라이트의 부피 분율이 96% 이상이고 나머지는 펄라이트 및 베이나이트로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이며, Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물은 10nm 이하의 평균 크기를 갖고 3.0 × 10⁶개/㎟ 이상 분포하는 것을 특징으로 하는 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판의 제조방법.