KR101758528B1

KR101758528B1 - 재질 편차가 작은 파이프용 강재, 그 제조방법 및 이를 이용한 용접강관의 제조방법

Info

Publication number: KR101758528B1
Application number: KR1020150185483A
Authority: KR
Inventors: 노경민; 주민성
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-23
Filing date: 2015-12-23
Publication date: 2017-07-17
Also published as: KR20170075927A

Abstract

본 발명은 오일이나 가스 등의 채굴에 사용되는 파이프용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 재질 편차가 작은 파이프용 강재 및 그 제조방법과 상기 파이프용 강재를 이용하여 용접강관을 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

재질 편차가 작은 파이프용 강재, 그 제조방법 및 이를 이용한 용접강관의 제조방법 {STEEL SHEET FOR PIPE HAVING LOW DEVIATION OF MECHANICAL PROPERTY, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, AND METHOD FOR MANUFACTURING WELDED STEEL PIPE USING THE SAME}

최근, 오일, 가스 등을 채굴하기 위한 환경이 점차적으로 가혹화되고 있으며, 채산성을 향상시키기 위하여 생산원가를 낮추기 위한 노력들이 지속되고 있다.

한편, 오일, 가스 등을 채굴하기 위해 사용되는 강관의 경우에는 조관 후 열처리(퀀칭 및 템퍼링)를 행하지 않고도 고강도의 용접강관을 제조할 수 있는 방법을 개발함으로써, 열처리에 필요한 비용을 줄이고자하는 요구가 증대되고 있다.

이에 따라, 강관 전체의 열처리를 생략할 수 있는 고강도 강관의 제조기술이 다음과 같이 제안되고 있다(예를들어, 특허문헌 1, 2).

상기와 같이 열처리(퀀칭 및 템퍼링)를 행하지 않고서, 고강도의 용접강관을 제조하기 위해 주로 적용되는 방법은 저온 변태상을 활용하는 것인데, 상기 저온 변태상을 형성하기 위하여 냉각을 제어하는 경우, 폭방향/길이방향의 재질 편차가 심해지는 문제가 있다.

특히, 항복강도 95ksi급 이상의 소재에서 그러한 현상이 많이 발생하며, 재질 편차에 의해 물성 평가에 오차가 생길 위험성이 크다.

이에 따라, 열처리를 행하지 않고서도 고강도를 가질 뿐만 아니라, 재질 편차가 작은 파이프용 강재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한국 공개특허공보 제2013-0046920호 한국 공개특허공보 제2013-0048796호

본 발명의 일 측면은, 강관으로 제조한 후 별도의 열처리를 행하지 않고서도 목표하는 강도를 가지면서, 재질 편차가 작은 파이프용 강재, 그의 제조방법과 이를 이용하여 용접강관을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.03~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.7%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하고, 폭 방향 항복강도 재질 편차가 80MPa 이하인 재질 편차가 작은 파이프용 강재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 750~900℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 300~550℃까지 냉각 후 권취하는 단계를 포함하고, 상기 냉각시 하기 관계식 1을 만족하는 냉각속도(CR)로 실시하는 것을 특징으로 하는 재질 편차가 작은 파이프용 강재의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1]

325 - (336×(C+ Mn/6 + Cr/5 + Mo/5 + V/5 + Cu/15 + Ni/15)) - (3.20×CR) ≤ 80

(상기 관계식 1에서 각 원소는 해당원소의 중량함량을 의미하며, CR은 냉각속도(℃/s)를 의미한다.)

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 제조방법에 의해 제조된 파이프용 강재를 성형 및 용접하여 강관으로 제조하는 재질 편차가 우수한 용접강관의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 강관으로 성형 및 용접한 후 상기 강관 전체에 열처리를 행하지 않고서도 목표로 하는 강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 재질 편차가 작은 파이프용 강재를 제공할 수 있다.

본 발명의 파이프용 강재를 성형 및 용접하여 얻어지는 강관은 열악한 환경에서 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.

본 발명자들은 오일, 가스 등의 채굴에 적합한 강도 특히, API 규격 5CT R95 상당의 강도(항복강도 655MPa 이상, 인장강도 724MPa 이상)를 가지면서, 재질 편차가 작은 파이프용 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 강 합금조성 및 제조조건을 최적화하는 것에 의해 의도하는 물성을 갖는 파이프용 강재를 제공할 수 있고, 또한 본 발명의 파이프용 강재는 통상 강관으로 조관한 후 행해지는 열처리 공정을 생략할 수 있는 점에서, 기술적 의의가 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 재질 편차가 작은 파이프용 강재는 합금조성이, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.03~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.7%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하를 만족하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 파이프용 강재의 합금조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.08~0.18%

탄소(C)는 강의 경화능을 증가시키는 원소로서, 그 함량이 0.08% 미만이면 경화능이 부족하여 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 함량이 0.18%를 초과하게 되면 항복강도가 지나치게 높아져 가공이 어려워질 수 있고, 충격인성이 열위해질 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.08~0.18%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.10~0.50%

실리콘(Si)은 페라이트상 중에서 C의 활동도(activity)를 증가시키고, 페라이트의 안정화를 촉진시키며, 고용강화에 의한 강도 확보에 기여하는 원소이다. 또한, 강재의 전기저항용접시 Mn₂SiO₄ 등의 저융점 산화물을 형성시켜, 용접시에 산화물이 용이하게 배출되도록 한다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.10% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 용접시 Mn₂SiO₄ 이외의 고융점 산화물인 SiO₂의 형성이 과다해져 전기저항용접시 용접부 인성을 저하시킬 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.10~0.50%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 1.2~2.0%

망간(Mn)은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 이러한 Mn의 함량이 1.2% 이상으로 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어, 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 있다. 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 제강공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발생되고, 이는 최종제품의 용접성을 해치는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.2~2.0%로 제한함이 바람직하다.

P: 0.020% 이하

인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 인성을 열화시키는 원소이므로, 그 함량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하다.

다만, 제강 단계에서의 비용을 고려하여 그 상한을 0.020%로 제한할 수 있으며, 0%는 제외한다.

S: 0.003% 이하

황(S)은 상기 P과 마찬가지로 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 조대한 개재물을 형성하기 쉬운 원소이다. 이러한 S은 강의 인성을 저하시키거나 크랙의 진전을 조장하므로 가능한 한 낮게 함유하는 것이 바람직하다.

다만, 제강 단계에서의 비용을 고려하여 그 상한을 0.003%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.002% 이하로 함유하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.

Nb: 0.03~0.1%

니오븀(Nb)은 석출물을 형성하여 강의 강도에 큰 영향을 미치는 원소로서, 강 중에 탄질화물을 석출하거나 Fe 내 고용강화를 통해 강의 강도를 향상시킨다.

특히, Nb계 석출물들은 슬라브 재가열시 고용된 후 열간압연 중에 미세하게 석출하여 강의 강도를 효과적으로 증가시킨다.

이러한 Nb의 함량이 0.03% 미만이면 미세 석출물이 충분히 형성되지 못하여 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으며, 반면 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 과다한 석출로 인해 연주성, 압연성 및 연신성이 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Nb의 함량을 0.03~0.1%로 제한함이 바람직하다.

Cr: 0.05~0.7%

크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 이러한 Cr의 함량이 0.05% 미만이면 Cr 첨가에 의한 경화능 향상 효과가 불충분한 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.7%를 초과하게 되면 인성이 급격히 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.05~0.7%로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.05%

티타늄(Ti)은 질소(N)와 반응하여 TiN을 형성함으로써 슬라브 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제할 뿐만 아니라, 용접 열영향부(HAZ)의 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로써 강도를 증대시키는 역할을 하는 원소이다.

또한, TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하는 동시에, BN 생성을 억제하여 경화능 향상에 기여하는 고용 B을 확보할 수 있다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 [3.4×N(중량%)]을 초과하여 첨가함이 바람직하므로, 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과도하면 조대화된 TiN이 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으므로, 이를 고려하여 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다.

Ca: 0.001~0.006%

칼슘(Ca)은 유화물의 형태 제어를 위해 첨가되는 원소로서, 이러한 Ca의 함량이 0.001% 미만이면 MnS가 발생하여 인성 저하를 초래할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.006%를 초과하게 되면 소강 중의 S 함량에 대하여 과잉 첨가되어 CaS 클러스터(cluster)가 발생하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Ca의 함량을 0.001~0.006%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.008% 이하

질소(N)는 강 중에서 Ti 또는 Al과 결합하여 질화물을 형성하는 원소이다. 이러한 N의 함량이 0.008%를 초과하게 되면, 상기 N의 고정을 위해 Ti, Al 등의 첨가량 증가가 불가피하게 되므로, 그 함량을 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 제강 공정시 부하를 고려하여 0%는 제외한다.

본 발명의 파이프용 강재는 상술한 합금조성 이외에 Cu, Ni, V, Mo, B 등을 더 포함할 수 있다. 상기 성분들은 1종만을 선택하여 첨가하거나, 2종 이상으로 복합하여 첨가할 수 있다.

Cu: 0.5% 이하

구리(Cu)는 모재나 용접부의 경화능 및 부식 저항성 향상에 유효한 원소이다. 이러한 Cu의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 용접 열영향부의 인성이나 용접성을 열화시킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Cu의 첨가시 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.

Ni: 0.5% 이하

니켈(Ni)은 경화능 및 부식 저항성 향상에 유효한 원소이며, 상술한 Cu와 함께 첨가할 경우 Cu와 반응하여 융점이 낮은 Cu상의 생성을 억제하여 열간가공시 크랙이 발생하는 문제점을 억제하는 효과도 있다. 또한, 상기 Ni은 모재의 인성을 향상시키는데에도 유효한 원소이다. 이러한 Ni은 고가의 원소로 0.5%를 초과하여 첨가시 제조원가가 크게 상승하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Ni의 첨가시 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.

V: 0.5% 이하

바나듐(V)은 상기 Nb과 동일한 효과를 나타낼 뿐만 아니라, 용접부의 연화를 억제하는 효과가 있다. 상기 V 역시 고가의 원소로서 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 크게 상승하여 경제적인 측면에서 불리하다.

따라서, 본 발명에서는 V의 첨가시 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.

Mo: 0.5% 이하

몰리브덴(Mo)은 경화능이 큰 원소로서, 강도 향상에 유리한 원소이다. 다만, 상기 Mo은 고가의 원소로서 다량 첨가시 제조원가를 크게 상승시키는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mo의 첨가시 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.

B: 0.003% 이하

보론(B)은 경화능 향상에 유효한 원소이나, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 국부적으로 편중된 B에 의해 재질 편차가 심해질 수 있으므로 그 상한을 0.003%로 제한함이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 파이프용 강재는 미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하는 것이 바람직하며, 상기 베이나이트는 면적분율 50% 이상으로 포함하는 것이 보다 바람직하다.

만일, 상기 베이나이트의 분율이 50% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도를 우수하게 확보할 수 없다.

본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 위해서는 저온변태조직의 형성이 필수적이므로, 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직의 형성이 요구된다. 하지만, 상기 마르텐사이트 조직은 형상제어에 불리하며, 항복강도를 향상시킴에는 베이나이트에 비해 불리하므로, 본 발명에서는 상술한 바와 같이, 베이나이트 상을 50% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다.

특히, 본 발명은 상기 베이나이트 상의 전체 분율 중 99% 이상이 권취공정시 형성되는 것이 바람직하며, 이때 권취공정의 개시 직후 70초 이내에 99% 이상의 베이나이트 상이 형성되는 것이 바람직하다.

만일, 상기 전체 베이나이트 분율 중 99% 이상의 베이나이트 상이 형성되는 시간이 70초를 초과하게 되면 강재 부위별로 변태 분율의 차이가 커져 강도편차를 유발하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

즉, 본 발명의 파이프용 강재는 베이나이트를 면적분율 50% 이상으로 포함하면서, 상기 베이나이트 전체 분율의 99% 이상이 권취공정의 개시 직후 70초 이내에 형성됨으로써, 655MPa 이상의 항복강도 및 724MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 폭 방향 항복강도 재질 편차가 80MPa 이하로, 재질 편차가 작은 파이프용 강재를 제공할 수 있다.

한편, 상기 베이나이트를 제외한 잔부 미세조직으로서 페라이트와 마르텐사이트를 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 재질 편차가 작은 파이프용 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 파이프용 강재는, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열 - 열간압연 - 냉각- 권취 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대해 상세히 설명한다.

[재가열 공정]

본 발명에서 제한하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열함이 바람직하다.

상기 재가열 공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 수행되어야 한다.

본 발명에서는 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열 공정을 행함이 바람직한데, 만일 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 Nb가 완전히 고용되기 어려워 충분한 강도를 확보하기 어려워지며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 초기 결정립이 너무 조대해져 입도 미세화가 어려워지는 문제가 있다.

[열간압연 공정]

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 조압연 및 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.

이때, 조압연은 900~1100℃에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 조압연이 900℃ 이하의 온도에서 종료되면 압연기 설비부하 문제가 발생할 위험성이 높아지는 문제가 있다.

상기 조압연에 후속하여 행해지는 마무리 열간압연은 미재결정온도 영역인 750~900℃에서 행하는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 열간압연 온도가 750℃ 미만이면 혼립조직이 발생할 가능성이 높아지는 문제가 있으며, 반면 900℃를 초과하게 되면 최종 조직이 조대해져 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 열간압연시 조압연의 온도범위를 900~1100℃로 제한하고, 마무리 열간압연시의 온도범위를 750~900℃로 제한함이 바람직하다.

[냉각 및 권취 공정]

상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취하는 것이 바람직하다.

상기 냉각은 강의 강도와 인성을 향상시키는 요소로서, 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키고, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있다.

특히, 본 발명에서는 냉각 이후 행해지는 권취 공정에 있어서, 빠른 시간 내에 베이나이트를 형성하기 위하여, 상기 냉각속도를 하기 관계식 1로 제어하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

325 - (336×(C+ Mn/6 + Cr/5 + Mo/5 + V/5 + Cu/15 + Ni/15)) - (3.20×CR) ≤ 80

상기 관계식 1의 성분들은 베이나이트 변태곡선에 영향을 미치는 성분들로서, 상기 성분들의 함량 관계를 제어하고, 그것을 바탕으로 냉각속도를 설정함으로써 재질편차가 작은 베이나이트 상을 균일하게 형성할 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 냉각시 상기의 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각속도의 상한을 특별히 한정하지 아니하며, 냉각설비의 부하를 고려하여 설정할 수 있을 것이다.

또한, 상기 냉각은 300~550℃에서 종료하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 종료온도가 550℃를 초과하게 되면 베이나이트 상이 불충분해져 강도를 충분하게 확보할 수 없게 되는 문제가 있으며, 반면 300℃ 미만에서 냉각이 종료되면 마르텐사이트 분율이 지나치게 증가함에 따라 형상이 나빠져 가공이 어려워지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하여 300~550℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후, 상기 온도범위에서 권취를 행하는 것이 바람직하다.

상술한 조건으로 냉각 후 권취시, 상기 권취공정을 개시한 직후 즉, 개시한 시점에서부터 70초 이내에 최종 조직의 베이나이트 전체분율 중 99% 이상이 형성되는 것이 바람직하다. 만일, 상기 베이나이트 전체분율 중 99% 이상이 형성되는 시간이 70초를 초과하게 되면 강재 부위별로 변태 분율의 차이가 커져 강도편차를 유발하는 문제가 있다.

상술한 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 열연강판(즉, 파이프용 강재)을 이용하여 강관으로 제조할 수 있다.

이때, 강관으로 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않으나, 경제성이 가장 뛰어난 전기저항용접을 이용하여 성형 및 용접하여 제조함이 바람직하다. 상기 전기저항용접시 어떠한 용접방식도 이용할 수 있으므로, 용접방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.

본 발명은 상기 열연강판을 성형 및 용접하여 강관으로 제조함에 있어서, 상기 강관에 별도의 열처리(켄칭 및 템퍼링)를 행하지 않고서도 목표로 하는 강도를 가질 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 합금조성(나머지는 Fe 및 불가피한 불순물임)을 갖는 강 슬라브를 1260℃ 이상으로 가열한 후, 조압연한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 마무리 열간압연 및 냉각한 후 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이때, 권취는 상기 냉각이 종료된 온도에서 실시하였다.

상기 각각의 열연강판에 대해 인장시험기를 이용하여 항복강도, 인장강도를 측정하였으며, 이때 통용되는 ASTM A370에 준하는 시험으로 실시하였다. 또한, 재질 편차를 확인하기 위하여, 코일의 Tail부에서 8m, 15m 지점을 채취한 다음, 에지(edge), 1/4폭(width), 1/2폭(width) 총 6개 부위의 항복강도를 측정하여 재질 편차(최대값과 최소값의 차이)를 확인하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

그리고, 광학현미경을 이용하여 각 열연강판의 미세조직을 관찰한 후 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 베이나이트의 분율을 측정하였으며, 베이나이트 전체분율 중 99% 이상이 형성되는 시간은 JMatPro 열역학 프로그램을 활용하여 계산하고, 그 값을 하기 표 2에 함께 나타내었다.

구분	합금조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Nb	Cr	Ti	Cu	Ni	Mo	V	B	Ca	N
발명강1	0.15	0.41	1.4	0.01	0.002	0.04	0.6	0.012	0.30	0.17	0	0.04	0	0.003	0.004
발명강2	0.13	0.35	1.8	0.01	0.002	0.06	0.4	0.017	0.25	0.20	0	0.04	0	0.002	0.004
발명강3	0.13	0.34	1.8	0.01	0.002	0.06	0.3	0.017	0.25	0.25	0	0	0	0.003	0.004
발명강4	0.12	0.34	1.7	0.01	0.002	0.06	0.4	0.013	0	0	0.15	0	0	0.002	0.004
발명강5	0.11	0.35	1.8	0.01	0.002	0.07	0.4	0.014	0	0	0	0	0.002	0.002	0.003
발명강6	0.12	0.35	1.7	0.01	0.002	0.05	0.35	0.015	0	0	0	0	0.002	0.002	0.003

구분	제조공정					기계적 물성			미세조직		구분
구분	재가열 온도 (℃)	마무리 열간압연 온도 (℃)	냉각 속도 (℃/s)	관계식1	권취 온도 (℃)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	항복강도 재질편차 (MPa)	B 분율 (%)	전체 B 분율 중 99% 이상 형성시간 (sec)	구분
발명강1	1284	840	30	47	540	718~743	824~850	25	70	50	발명예1
발명강2	1272	817	26	58	413	717~785	895~1060	68	80	60	발명예2
발명강3	1286	823	23	76	388	678~752	848~929	74	75	60	발명예3
발명강4	1281	835	19	92	520	577~665	810~997	88	70	100	비교예1
발명강5	1250	812	22	90	519	694~797	831~892	103	75	90	비교예2
발명강6	1290	793	24	89	425	720~886	842~1070	166	70	90	비교예3

(상기 표 2에서 'B'는 베이나이트 분율을 의미한다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우에는 API 규격 5CT R95에서 규정하는 물성 이상의 강도를 가지면서, 폭 방향 및 에지부에서의 항복강도 재질 편차가 80MPa 이하로 낮은 것을 확인할 수 있다.

반면, 본 발명에서 제안하는 관계식 1을 만족하지 아니하며, 권취시 베이나이트 전체분율 중 99% 이상이 형성되는 시간이 70초를 초과하는 비교예 1 내지 3의 경우에는 폭 방향 및 에지부에서의 항복강도 재질 편차가 100MP을 초과하여 재질 편차가 크게 나타났다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.03~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.7%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 50% 이상의 베이나이트를 포함하고, 상기 베이나이트는 전체 분율 중 99% 이상이 권취공정이 개시된 이후 70초 이내에 형성된 것을 특징으로 하는 재질 편차가 작은 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 중량%로, 구리(Cu): 0.5% 이하, 니켈(Ni): 0.5% 이하, 바나듐(V): 0.5% 이하, 몰리브덴(Mo)을 0.5중량% 이하로 및 보론(B): 0.003% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 재질 편차가 작은 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 폭 방향 항복강도 재질 편차가 80MPa 이하인 재질 편차가 작은 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 655MPa 이상의 항복강도 및 724MPa 이상의 인장강도를 갖는 재질 편차가 작은 파이프용 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.03~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.7%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계;
상기 조압연 후 750~900℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및
상기 열연강판을 300~550℃까지 냉각 후 권취하는 단계를 포함하고,
상기 냉각시 하기 관계식 1을 만족하는 냉각속도(CR)로 실시하고, 상기 권취시 개시 직후 70초 이내에 전체 베이나이트 분율 중 99% 이상이 형성되는 것을 특징으로 하는 재질 편차가 작은 파이프용 강재의 제조방법.

[관계식 1]
325 - (336×(C+ Mn/6 + Cr/5 + Mo/5 + V/5 + Cu/15 + Ni/15)) - (3.20×CR) ≤ 80
(상기 관계식 1에서 각 원소는 해당원소의 중량함량을 의미하며, CR은 냉각속도(℃/s)를 의미한다.)
제 5항에 있어서,
상기 조압연은 900~1100℃에서 행하는 것인 재질 편차가 작은 파이프용 강재의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, 구리(Cu): 0.5% 이하, 니켈(Ni): 0.5% 이하, 바나듐(V): 0.5% 이하, 몰리브덴(Mo)을 0.5중량% 이하로 및 보론(B): 0.003% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 재질 편차가 작은 파이프용 강재의 제조방법.
삭제
제 5항 내지 제 7항 중 어느 한 항의 방법으로 제조된 파이프용 강재를 성형 및 용접하여 강관으로 제조하는 재질 편차가 작은 용접강관의 제조방법.