KR20040084807A

KR20040084807A - 고강도 전봉관용 열연강대 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20040084807A
Application number: KR1020040020251A
Authority: KR
Inventors: 나카타히로시; 가게야마노부유키; 이와타코지; 시미즈테츠오; 가미치카라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2003-03-27
Filing date: 2004-03-25
Publication date: 2004-10-06
Also published as: US20040187982A1; CN1540024A; CN1276988C; DE602004000998T2; CA2461831A1; CA2461831C; KR100628360B1; JP4341396B2; EP1462535A1; JP2004315957A; EP1462535B1; US7501030B2; DE602004000998D1

Abstract

고강도 전봉관(high strength electric resistance welding pipe)의 출발소재(starting material)로서 적절하게 사용되는, 우수한 저온인성(low temperature toughness) 및 용접성(weldability)을 갖는 열연강대(hot-rolled steel strip)가, 새로운 시설의 건설 및 비용의 증가를 수반하지 않고 저렴한 비용으로 제공된다.

상기 열연강대는, 약 0.5％ 이하의 Cu, 약 0.5％ 이하의 Ni 및 약 0.5％ 이하의 Mo 중에서 적어도 하나의 성분을 함유하는 저탄소강이고, 여기에서 다음의 등식(1)에 의해 표현되는 Pcm은 0.17 이하이며, 잔부(殘部)는 Fe 및 부수적인 불순물을 포함한다.

등식(1);

Pcm = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10

(다만, (％M)은, 질량 퍼센트로서 원소 M의 함유량)

또한, 전체 미세조직에서, 주상(primary phase)인 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)의 비율은 약 95 체적퍼센트 이상이 되도록 제어된다.

Description

고강도 전봉관용 열연강대 및 그 제조방법{HOT-ROLLED STEEL STRIP FOR HIGH STRENGTH ELECTRIC RESISTANCE WELDING PIPE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 고강도 전봉관(high strength electric resistance welding pipe)용 열연강대(hot-rolled steel strip) 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 상기 열연강대는, 우수한 저온인성(low temperature toughness) 및 용접성(weldability)을 갖으며, 라인파이프(line pipe), 유정파이프(oil well pipe) 등을 제조하는 데에 적절한 출발소재(starting material)이다.

석유위기 이래, 원유 및 천연가스의 채굴과 파이프라인(pipe line)의 건설이북해, 캐나다 및 알래스카와 같은 북극지역에서 활발하게 행하여져 왔다. 파이프라인에 사용되는 강관(steel pipe)은 "라인파이프(line pipe)"라고 불려진다. 상기 라인파이프의 직경은 천연가스 및 오일의 운송효율을 향상시키기 위하여 증가되어 왔다. 동시에, 상기 라인파이프의 사용은 고압조건하에서 수행되는 경향이 있다. 전술한 요구를 충족시킬 수 있는 라인파이프 강(linepipe steel)으로서, 두꺼운 두께 또는 높은 강도, 우수한 저온인성, 그리고 우수한 용접성을 가지며, 저렴한 비용으로 제작될 수 있는 강제품(steel product)에 대한 요구가 증가되어 왔다.

건설 또는 이와 같은 것이 실제로 수행되는 분야에서 거스용접(girth welding)이 라인파이프 강에 수행되어져야 하므로, 용접부의 용접금속과 열영향부(heat affected zone, HAZ)와의 사이의 경도차의 증가에 기인하는 인성의 열화를 방지하기 위하여, 라인파이프 강은 낮은 탄소 함유량을 갖는 것이 바람직하다.

스틸 플레이트(steel plate) 및 핫 스틸 스트립(hot steel strip, 열연강대)은 강관(steel pipe)의 출발소재로서 사용되어져 왔다. 예를 들어, 일본공개특허공보 평11-18984호에서는, 우수한 수소유기균열저항성(hydrogen induced cracking resistance)을 갖는 라인파이프 강의 소재로서의 스틸 플레이트를 제공하는 기술이 개시되어 있다.

열연강대에 관하여는, 일본공개특허공보 소64-25916호에, 저탄소 함유량을 갖는 슬래브(slab)를 Ar₃이상의 온도에서 압연하고, 얻어진 스틸 시트(steel sheet)를 20℃/sec 이상의 냉각속도에서 급냉하여, 이렇게 250℃ 이하의 온도에서냉각된 스틸 시트를 권취하는 것을 포함하는 제조방법이 개시되어 있다.

또한, 전술한 것과 유사한 열연 스트립(strip)의 제조방법으로서, 일본공개특허공보 2001-207220호에, 열연 스트립의 표면을 미세화하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법에서는, 조압연(rough rolling)에 의해 처리된 스틸 시트의 표면온도를 Ar₃이하의 온도로 냉각시키고 나서, 상기 스틸 시트 자체의 열 또는 외부로부터의 가열에 의하여, 상기 스틸 시트를 Ar₃이상의 온도로 다시 가열시킨다. 상기 가열에 수반하여 발생하는 페라이트/오스테나이트(ferrite/austenite) 역변태 과정에서 마무리압연(finish rolling)이 종료되고, 이에 의하여 열연 스트립의 표면이 미세화된다.

전술한 바와 같이, 고압조건하에서 라인파이프의 사용을 고려하여, 라인파이프 강은 높은 강도 또는 두꺼운 두께를 갖을 필요가 있다. 두꺼운 벽이 있는 강관으로서, 일반적으로, 스틸 플레이트로부터 제조된 UOE 강관이 널리 알려져 있다.

다른 한편으로, 열간압연기에 의해 제조되는 열연강대는, 비교적 큰 슬래브로부터 얻어진 제품을 권취하고, 필요한 길이를 갖는 제품의 일부를 제관공정(pipe forming step)으로 공급하고, 그것으로부터 연속적으로 파이프를 제조하는 단계에 의해, 연속적으로 관으로 제조될 수 있기 때문에, 강관의 생산효율이라는 점에서 유리하다. 또한, 열연라인(hot rolling line)에 따라서는, 조압연에 의해 처리된 중간코일(intermediate coil)이 서로 연결된 후에, 연속압연(continuous rolling)이 실시될 수 있다. 따라서, 스틸 플레이트보다 생산성이 더 높다. 결과적으로, 스틸 플레이트에 비하여 저렴한 열연강대의 출발소재가 제공될 수 있다.

더욱이, 스틸 플레이트로부터 제조되는 UOE 강관은, 적어도 두차례 수행되는 프레스 몰딩(press molding)에 의하여 형성된다. 따라서, 프레스 단계(press step)의 수에 따라서 프레스 라인(press line)이 설치되어야 한다. 그에 따라서, 필요한 길이를 갖는 열연강대가 코일로부터 공급된 후에 즉시 형성될 수 있는 전봉강관와 비교했을 때에, UOE 강관의 제관비용도 더 들게 된다.

전술한 바와 같이, 저렴한 강관의 출발소재를 제공하는 데에 있어서는, 스틸 플레이트보다 열연강대가 유리하다.

페라이트/오스테나이트 역변태를 유효하게 활용하기 위한 압연 및 냉각 스케줄의 적절한 조건은, 열연강대를 사용하는 제조방법과 일본공개특허공보 2001-207220호에 의하여 발견되어져 왔다. 그러나, 스틸 시트의 두께가 대략 20mm가 되면, JP '220에 개시된 냉각 스케줄을 만족하는 냉각속도를 확보하면서 제조를 수행하기 위하여, 큰 냉각능력을 갖는 시설이 설치되어져야 한다. 결과적으로, 어떤 경우에는 새로운 제조라인의 건설과 비용의 증가가 필요할 수 있다.

또한, 스틸 시트의 두께가 증가할수록, 표면부와 중심부의 온도차가 증가한다. 따라서, 스틸 시트의 두께방향을 따르는 냉각속도의 차이에 기인한 불균일한 조직의 생성을 회피하기 위한 대책이 강구되어져야 한다.

아울러, 담금질성(hardening property)은 적절하게 C 함유량 및 Mn 함유량을 감소시키는 것에 의하여 제어되므로, 20℃/sec 이상의 냉각속도와 250℃ 이하의 권취온도가, 일본공개특허공보 소64-25916호에 따른 미세한 베이나이트(bainite)를얻기 위하여 필요하다. 그러나, 일반적으로, 스틸 시트의 두께가 증가함에 따라서, 두께방향의 전체 영역을 균일하고 급속하게 냉각하는 것은 극히 어렵다. 두꺼운 소재가 형성되는 경우에는 강력한 냉각능력을 보유한 시설이 설치되어져야 한다. 따라서, 실제의 조업에 사용될 때에는 전술한 제조방법은 한계가 있다.

그러므로, 우수한 저온인성 및 용접성을 갖는 열연강대와 그 유리한 제조방법을 제공하는 것은 유익할 것이다.

본 발명은, 상기한 문제를 유리하게 해결하기 위한 것으로서, 새로운 시설의 건설 및 비용의 증가를 수반하지 않고 저렴한 비용으로 제조될 수 있는, 우수한 저온 인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

도 1은, CTOD값과 Pcm값과의 관계를 도시한 그래프,

도 2는, Nb석출율과 모재 CTOD와의 관계를 도시한 그래프,

도 3A 및 도 3B는, CTOD 시험편의 치수 및 형상을 도시한 개략도,

도 4는, 권취온도(CT)와 Nb석출율과의 관계를 도시한 그래프.

본 발명에 의한 열연강대(hot-rolled steel strip)는, 새로운 시설의 건설 및 비용의 증가를 수반하지 않고 저렴한 비용으로 제조될 수 있으며, 바람직하게는, 고강도 전봉강관(high strength electric resistance welding steel pipe)을 제조하기 위하여 사용된다.

본 발명의 한 형태에 따르면, 열연강대는, 질량퍼센트로서, 약 0.005 ~ 약 0.04％의 C; 약 0.05 ~ 약 0.3％의 Si; 약 0.5 ~ 약 2.0％의 Mn; 약 0.001 ~ 약0.1％의 Al; 약 0.001 ~ 약 0.1％의 Nb; 약 0.001 ~ 약 0.1％의 V; 약 0.001 ~ 약 0.1％의 Ti; 약 0.03％ 이하의 P; 약 0.005％ 이하의 S; 약 0.006％ 이하의 N; 약 0.5％ 이하의 Cu, 약 0.5％ 이하의 Ni 및 약 0.5％ 이하의 Mo으로 구성된 그룹 중에서 선택되는 적어도 하나의 성분; 그리고 Fe 및 부수적인 불순물로 이루어진 잔부를 포함한다. 전술한 열연강대에서, 다음의 등식(1)에 의해 표현되는 Pcm은 0.17 또는 그 이하이며:

등식(1);

Pcm = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10

여기에서, (％M)은, 질량 퍼센트로서 M원소의 함유량을 가리키고, 상기 열연강대는, 주상(primary phase)으로서 함유량이 95 체적퍼센트 이상인 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)로 구성되어 있다.

총Nb량에 대한 석출된 Nb량의 비율(이하, "Nb석출율"이라 함)은, 바람직하게는 약 5 ~ 약 80％이다.

전술한 열연강대는, 질량퍼센트로서 약 0.005％ 이하의 Ca 및/또는 REM을 더 포함할 수 있다.

또한, 전술한 열연강대는, 약 0.1％ 이하의 Cr 및 약 0.003％ 이하의 B으로 구성된 그룹 중에서 선택되는 적어도 하나의 성분을 더 포함할 수 있으며, 여기에서, 다음의 등식(2)에 의해 표현되는 Pcm'은 0.17 또는 그 이하이다:

등식(2);

Pcm' = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+

(％V)/10

(다만, (％M)은, 질량 퍼센트로서 원소 M의 함유량)

본 발명의 다른 형태에 따르면, 우수한 저온인성(low temperature toughness) 및 용접성(weldability)을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대를 제조하는 방법은, 전술한 조성 중 하나를 갖는 강 슬래브(steel slab)를 약 1000 ~ 약 1300℃로 가열하는 단계와; 상기 가열된 강 슬래브의 마무리압연(finish rolling)을 수행하여 강대를 형성시키는 단계와; 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와; 상기 마무리압연의 완료후 즉시 냉각을 개시하고; 약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함한다.

전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 고강도 전봉강관을 제조하기 위한 출발소재(starting material)로서, 이러한 목적에 주로 사용되어온 스틸 플레이트(steel plate) 대신에, 높은 강도 및 용접부에서의 우수한 인성을 갖는 열연강대가 저렴한 비용으로 제공될 수 있고, 산업분야에서 상당히 효과적으로 사용될 수 있다.

이하, 본 발명에 있어서 강의 조성으로서 선택된 형태에 대하여 설명한다. 여기에 실례로서 선택된 실시예에서, 조성에 대하여 사용된 "％"는 다른 설명이 없는 한 "질량 ％"를 가리킨다.

C : 약 0.005 ~ 약 0.04％

탄소(C)는, 강도를 확보하는 데에 중요한 원소이다. C의 함유량은, 희망하는강도를 확보하기 위하여 약 0.005％ 이상이어야 한다. 그러나, 함유량이 약 0.04％를 초과하면, 탄소 함유량의 증가에 의하여, 용접성의 열화 뿐만 아니라, 냉각속도가 빠른 경우에는 마르텐사이트(martensite)가 생성되기 쉽다. 반면에, 냉각속도가 느린 경우에는 펄라이트(pearlite)가 생성되기 쉽다. 그에 따라서, 양쪽 모두의 경우에 있어서, 스틸의 인성이 열화될 수 있다. 따라서, C의 함유량은 약 0.005 ~ 약 0.04％의 범위로 한정된다.

Si : 약 0.05 ~ 0.3％

실리콘(Si)은, 강의 탈산제(deoxidizing agent)로서 유용한 원소이다. 그러나, 그 함유량이 높은 경우에는, 전기저항용접(electric resistance welding)이 수행될 때에 Mn-Si계(Mn-Si-based)의 비금속 개재물이 형성되므로, 용접부의 인성에 있어서 열화가 발생한다. 따라서, Si함유량의 상한은 약 0.3％로 한다. 반면에, 그 하한은 탈산효과 및 현재의 제관기술을 고려하여 약 0.05％로 한다.

Mn : 약 0.5 ~ 약 2.0％

적어도 약 0.5％의 망간(Mn)이 적절한 강도를 확보하기 위하여 필요하다. 그러나, 그 함유량이 높은 경우에는, 원소 C의 경우와 같이 인성 및 용접성이 열화되기 때문에, 상한을 약 2.0％로 한다.

Al : 약 0.001 ~ 약 0.1％

알루미늄(Al)은, Si과 같이, 강의 탈산제로서 유용한 원소이다. 그러나, 그 함유량이 높은 경우에는, 알루미나계(alumina-based)의 개재물이 생성되기 때문에, 강의 물성에 있어서 열화가 발생할 수 있다. 따라서, 상한은 약 0.1％로 한다. 반면에, 하한은 탈산효과를 고려하여 약 0.001％로 한다.

Nb : 약 0.001 ~ 약 0.1％

니오븀(Nb)은, 오스테나이트 결정입의 조대화(coarsening of austenite grain) 및 그 재결정(recrystallization)을 억제하고, 미세화(refining)에 의하여 강도를 향상시키는 데에 효과적이다. 그러나, 그 함유량이 약 0.001％ 미만인 경우에는, 그 첨가효과가 충분하게 얻어지지 않는다. 반면에, 함유량이 약 0.1％를 초과하는 경우에는, 용접성이 열화될 수 있다. 따라서, Nb의 함유량은 약 0.001 ~ 약 0.1％의 범위로 한다.

V : 약 0.001 ~ 약 0.1％

바나듐(V)은, 석출경화(precipitation hardening)에 의해 강도를 향상시키는 데에 유용한 원소이다. 그러나, 그 함유량이 약 0.001％ 미만인 경우에는, 전술한 효과가 충분하게 얻어질 수 없다. 반면에, 그 함유량이 약 0.1％를 초과하는 경우에는, 용접성이 열화된다. 따라서, V의 함유량은 약 0.001 ~ 약 0.1％의 범위로 한다.

Ti : 약 0.001 ~ 약 0.1％

티타늄(Ti)은, 오스테나이트 결정입의 조대화를 방지함으로써 인성을 확보할 뿐만 아니라, 석출경화에 의해 강도를 유효하게 증가시킨다. 그러나, 그 함유량이 약 0.001％ 미만인 경우에는, 전술한 효과가 충분하게 얻어질 수 없다. 반면에, 그 함유량이 약 0.1％를 초과하는 경우에는, 용접성이 열화된다. 따라서, Ti의 함유량은 약 0.001 ~ 약 0.1％의 범위로 한다.

P : 약 0.03％ 이하, S : 약 0.005％ 이하, N : 0.006％ 이하

인(P)은, 강중에 불순물로서 존재하며, 편석되기 쉽고, 강의 인성에 있어서 열화를 초래하는 원소이다. 따라서, 그 함유량의 상한은 약 0.03％로 한다.

원소 P의 경우와 같이, 황(S)도 강의 인성에 있어서 열화를 초래한다. 따라서, 그 함유량의 상한은 약 0.005％로 한다.

원소 P 및 S의 경우와 같이, 질소(N)도 강의 인성에 있어서 열화를 초래한다. 따라서, 그 함유량의 상한은 약 0.006％로 한다.

본 발명에서는, 낮은 탄소 함유량에 의하여 담금질성(hardening property)이 제어되기 때문에, 베이니틱 페라이트를 안정하게 얻기 위해서는, 열간압연(hot rolling)후의 냉각속도가 어느 정도 제어되어야 한다. 따라서, 담금질성을 보완하고, 서냉하는 동안에 형성되기 쉬운 펄라이트(pearlite) 및 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)의 생성을 방지하기 위하여, 다음의 원소가 사용된다.

Cu : 약 0.5％ 이하, Ni : 약 0.5％ 이하, 그리고 Mo : 약 0.5％ 이하로 구성된 그룹 중에서 선택되는 적어도 하나의 성분

상기에 언급된 것들은 모두 담금질성 및 강도를 향상시키는 데에 유용한 원소이다. 이들 원소들은 바람직하게는 약 0.05％ 이상의 함유량에서 사용된다. 그러나, 그 함유량이 약 0.5％를 초과하는 경우와 같이 다량이 사용되면, 용접성 및 인성이 감소될 뿐만 아니라 합금제조비용도 증가하게 된다. 따라서, 그 함유량은 각각 약 0.5％ 이하로 한다. 또한, Ni은 인성을 향상시키는 데에 효과적으로 기여하지만, 다량의 사용은 용접부의 인성에 있어서 열화를 초래할 수 있다.

지금까지 기본 성분에 대하여 설명하였으나, 상기 기본 성분 이외에도 다음의 원소 또한 선택적으로 사용될 수 있다.

Ca 및/또는 REM : 약 0.005％ 이하

칼슘(Ca)은, 저온인성을 열화시키는 유해하게 신장된 MnS 개재물을 무해한 CaS으로 치환시키기 위하여 사용된다. 그러나, Ca의 함유량이 약 0.005％를 초과하는 경우에는, Ca계(Ca-based) 산화물이 인성에 악영향을 줄 수 있다. 희토류 금속(rare earth metal, REM) 또한 전술한 바와 같은 효과를 갖는다. 따라서, 상기 원소들이 단독적으로 또는 복합적으로 사용되는 양쪽의 경우 모두, 그 함유량은 약 0.005％ 이하인 것이 바람직하다.

Cr : 약 0.1％ 이하

크롬(Cr)은, 그 함유량이 적은 경우 내식성(corrosion resistance)의 향상을 기대할 수 있으며, 특히, 라이트 사워(light-sour, 약산성 가스) 환경하에서의 내식성이 향상될 수 있다. 그러나, 그 함유량이 약 0.1％를 초과하는 경우에는 내식성이 열화된다. 따라서, 그 함유량을 약 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

B : 약 0.003％ 이하

브롬(B)은, 강도를 향상시키는 데에 유용한 원소이다. 그 함유량은 약 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 약 0.003％를 초과하는 경우에는, 전술한 효과는 더 이상 향상되지 않는다. 따라서, B의 함유량은 약 0.003％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Pcm = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10 ≤0.17

Pcm' = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+

(％V)/10 ≤ 0.17

상기한 Pcm 및 Pcm'은, 용접균열 감수성(weld cracking sensitivity)의 지표이다. Pcm은 Cr이 함유되지 않는 경우의 지표를 가리키며, Pcm'은 Cr이 함유되는 경우의 지표이다.

다음으로, 용접부의 인성이 균열선단개구변위(crack tip opening displacement, 이하, "CTOD"라고 함) 시험에 의하여 집중적으로 조사된다. 이 CTOD 시험은 스틸 플레이트의 인성평가를 위하여 널리 사용되고 있는 시험방법 중의 하나이다. 이 CTOD 시험에 따르면, 용접시 다량의 마르텐사이트가 생성되는 경우에, 균열 감수성이 증가하고, 결과적으로, 인성은 감소된다는 것이 확인되었다. 용접부에서의 마르텐사이트 생성이 용이한 정도, 즉, 담금질성을 가리키는 지표로서 상기 Pcm(또는 Cr이 함유되는 경우에는 Pcm'; 이하에서는 편의상 이러한 서술은 생략함)이 채용되며, Pcm값과 CTOD 시험결과가 상당히 가까운 상관관계를 갖는다는 것이 아울러 확인되었다.

용접부에서의 CTOD값과 Pcm값과의 관계가 도 1에 도시되어 있다. 조성이 0.17 이하의 Pcm값을 갖도록 제어될 때에, CTOD값은 우수한 인성이 얻어질 수 있다고 믿어지는 0.25mm 이상이 된다.

다음으로, 본 발명에 따른 강의 미세조직에 대하여 설명한다.

베이니틱 페라이트 : 약 95 체적퍼센트 이상

강의 미세조직이 주상(primary phase)으로서 베이니틱 페라이트로 구성되는 이유는 강도 및 인성을 확보하기 위한 것이다. 강도를 확보하기 위하여는 미세한 결정입이 형성되어져야 한다. 이러한 관점에서, 베이니틱 페라이트는 대략 10㎛ 이하의 결정입 직경을 갖는 것이 바람직하다. 이 실시예에서는, 결정입 직경은 공칭 결정입 직경(nominal grain diameter)을 사용한다. 공칭 결정입 직경은, L단면 조직사진을 사용하여, 절단법(section method)에 의해 얻어진 결정입의 평균길이에 2/(π)^1/2를 곱함으로써 얻어진다.

다음으로, 모재의 인성에 있어서는, 단상 미세조직(single phase microstructure)이 유익하며, 미세조직중의 펄라이트, 상부 및 하부 베이나이트(bainite), 및 마르텐사이트의 생성은, 약 5 체적퍼센트 미만으로 억제되어야 한다. 용접부의 인성은 화학성분에 의해 대체적으로 결정된다. 베이니틱 페라이트 단상(약 95 체적퍼센트 이상의 상 비율)이 0.17 이하의 Pcm값을 갖는 경우에, 우수한 인성이 얻어질 수 있다는 것이 확인됐다.

베이니틱 페라이트는, 결정입내에 많은 수의 전위가 존재하는, 저온에서 변태된 페라이트 미세조직이고, 통상의 페라이트인 폴리고날 페라이트(고온에서 변태된 연질의 초석(pro-eutectoid) 페라이트)와는 명백히 다르다. 또한, 그 단면 조직사진을 화상처리하여 얻어진 베이니틱 페라이트의 면적비율은, 베이니틱 페라이트의 체적비율로 변환된다.

낮은 탄소 함유량에 응하여 강도를 확보하기 위해, Nb과 같은 합금원소의 석출에 의한 석출경화가 사용된다. 합금원소의 석출은 강도를 증가시키는 데에 효과적이다. 그러나, 다량의 석출은 현저하게 인성을 감소시키므로, CTOD 인성을 유지하면서 알맞은 고강도를 얻기 위하여는, 총Nb량에 대한 석출된 Nb량의 퍼센트 비율(이하, "Nb석출율"이라 함)은, 약 5 ~ 약 80％의 범위로 제어되는 것이 유리하다.

Nb석출율의 상한은 대략 80％로 하는 것이 바람직하다. 상기 Nb석출율은, 인성을 증가시키기 위하여, 약 60％ 이하, 더욱 바람직하게는 약 30％ 이하로 제어되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Nb석출율은, 강도를 확보하기 위하여 적어도 약 5％이어야 한다. 상기 Nb석출율은 다음의 등식에 의해 표현된다.

Nb석출율 = { 석출된 Nb량(질량 ％) / 총Nb량(질량 ％)} × 100

Nb석출율과 모재 CTOD와의 관계는 도 2에 도시되어 있다. 두가지 타입의 강, 즉, 강 1과 강 2는 이 평가에 사용되었으며, 양자는 모두 본 발명의 범위내에 있었다. 따라서, 도 2에서, 강 1과 강 2는 서로 구별되어 있지 않다. 강 1의 화학조성은, 질량퍼센트로서, 0.011％의 C, 0.22％의 Si, 1.45％의 Mn, 0.045％의 Nb, 0.075％의 V, 0.01％의 Cu, 0.01％의 Ni, 그리고 Fe 및 부수적인 불순물로 이루어진 잔부를 포함한다. 강 2의 화학조성은, 질량퍼센트로서, 0.028％의 C, 0.24％의 Si, 1.62％의 Mn, 0.048％의 Nb, 0.071％의 V, 0.01％의 Cu, 0.01％의 Ni, 그리고 Fe 및 부수적인 불순물로 이루어진 잔부를 포함한다.

강 1 및 강 2의 연속주조된 슬래브(continuously cast slab)는, 열연강대를 형성하기 위하여, 가열온도 1200℃와 마무리온도 800℃에서 압연함으로써 각각 가공되었다. 상기 열연 스트립으로부터, 석출물 분석용 시험편(10mm × 50mm)과 CTOD시험용 시험편이 형성되었다. Nb 석출율과 모재 CTOD와의 관계는 이렇게 하여 형성된 시험편에 의하여 조사되었다. 이 실시예에서는, 모재 CTOD는, 관의 몸체를 잘라서 얻어진 표본을 사용하여 수행된 CTOD 시험을 의미한다.

석출물의 화학적 분석을 위하여, 먼저, 말레산계(maleic acid base) 전해액(말레산 10％, 아세틸아세톤 2％, 테트라메틸암모늄클로라이드 5％, 및 메탄올)중에서, 저전류 전해가 저전류 밀도(대략 20㎃/㎠)로 시험편에 수행되었고, 그로부터 얻어진 잔류물은 멤브래인 필터(membrane filter, 직경 47mm, 공경 0.2㎛)를 사용하여 수집되었다. 다음으로, 필터 및 잔류물은 타서 재가 된 후, 붕산리튬(lithium borate, Li₂B₄O₇)과 과산화나트륨(sodium peroxide, Na₂O₂)으로 구성된 혼합융제에 용해되었다. 이러한 융해에 의하여 얻어진 용융 소재는 염산 용액에 용해된 후, 물에 의하여 소정의 체적으로 희석되고, 이어서, IPC 발광분석법(IPC emission analytical method)에 의해 정량분석이 수행되었다.

CTOD 시험은, 영국 표준의 BS 7448: Part 1 1991에 따라 수행되었으며, 이 시험의 시험편은, 각각 원주방향을 따라 관(pipe)으로부터 각각 얻어졌고, 상기 관의 길이방향으로는 노치(notch)를 갖는다. 시험편의 형상 및 치수는 도 3A 및 도 3B에 도시되어 있다.

도 2에 도시된 바와 같이, Nb석출율과 모재 CTOD값은 서로 상관관계를 갖는다. 0.25mm 이상의 임계 CTOD값을 얻기 위하여는, Nb석출율을 약 80％ 이하로 하는 것이 효과적이라는 것을 알 수 있었다.

다음으로, 본 발명의 강을 제조하기 위한 바람직한 제조조건에 대하여 설명한다.

전술한 바람직한 조성을 갖는 강은, 전로(converter) 등에서 용융된 후, 연속주조법(continuous casting method) 등에 의해 슬래브로 형성된다.

슬래브 가열온도 : 약 1000 ~ 약 1300℃

스틸 시트의 인성을 향상시키기 위하여는, 낮은 가열온도에서 가열을 수행하여 미세한 결정입을 얻는 것이 바람직하다. 그러나, 온도가 약 1000℃ 미만인 경우에는, 필요한 강도를 얻을 수 없는 경우도 있다. 또한, 통상 슬래브 가열은 대략 1200℃에서 수행되는 경우가 많기 때문에, 전술한 슬래브 가열작업의 수는 제한될 수 있으며, 이에 의하여 효율의 감소가 초래된다. 반면에, 온도가 약 1300℃를 초과하는 경우에는, 인성에 악영향을 주는 오스테나이트 결정입의 조대화가 발생할 뿐만 아니라, 에너지 손실 또는 스케일(scale) 양의 증가에 의하여 발생하는 표면상태의 열화가 발생하는 경우도 있다.

마무리압연온도 : 약 (Ar ₃ -50℃) 이상

균일한 결정입 크기 및 미세조직을 유지하면서 압연을 종료하기 위하여는, 마무리압연온도는 약 (Ar₃-50℃) 또는 그 이상으로 하여야 한다. 전술한 마무리압연온도는, 마무리압연기의 배출측의 스틸 시트의 표면에서 측정된 온도이다. 마무리압연온도가 약 (Ar₃-50℃) 미만인 경우에는, 마무리압연중에 스틸 시트의 내부에 페라이트 변태가 발생하고, 미세조직이 불균일해지며, 결과적으로 희망하는 특성이 얻어지지 않는다.

압연 종료후 즉시 냉각

압연후 공냉중에 페라이트 변태가 발생하기 때문에, 연질의 조대한 페라이트의 생성에 의해 초래되는 강도 및 인성의 감소를 방지하기 위하여, 냉각은 압연 종료후에 즉시 개시되어져야 한다. "즉시"라 함은, 바람직하게는 압연 종료후 약 10초 이내에 냉각이 개시되는 것을 의미한다.

또한, 마무리압연후의 냉각속도는 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 냉각속도가 너무 느리면 희망하는 베이니틱 페라이트를 얻을 수 없는 경우도 있으므로, 냉각속도는 대략 3℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하다.

권취온도 : 약 700℃ 이하

권취온도가 약 700℃를 초과하는 경우에는, 페라이트 결정입의 조대화가 발생한다. 그 결과로서 인성은 현저하게 감소한다. 따라서, 미세한 결정입을 얻음과 동시에, Nb석출율을 본 발명에 따른 우수한 CTOD값이 얻어질 수 있는 바람직한 범위내로 하기 위하여는, 권취온도를 약 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하며, 더욱 바람직하게는 약 600℃ 이하, 더 더욱 바람직하게는 550℃ 이하로 한다. 또한, 강도를 확보하기 위하여는 석출량이 증가되어야 한다. 그러나, 약 250℃ 이하에서는 충분한 석출량이 얻어질 수 없다.

도 4에는 권취온도(이하, 경우에 따라 "CT"라 함)와 Nb석출율과의 관계가 도시되어 있다. Nb석출율은 CT에 비례한다는 것을 알 수 있다. CT가 약 700℃를 초과하는 경우에는, Nb석출율은 약 80％를 초과하게 된다. 따라서, 우수한 인성을 얻기 위하여는, CT를 약 700℃ 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 특히 바람직하게는,CT를 약 600℃ 이하로 한다.

실시예 1

표 1에 나타내어진 조성을 갖는 연속주조된 슬래브는, 표 2에 나타내어진 조건하에서 처리되었고, 이에 의하여 열연강대를 제조하였다. 이렇게 제조된 열연강대의 기계적 특성 및 강의 미세조직을 측정하였다. 표 2에는 그 결과가 나타나 있다.

모재 및 용접부의 인성은, 약 -10℃의 시험온도에서 수행된 CTOD 시험에 의하여 평가되었다. 도 3A 및 도 3B에는 CTOD 시험편의 치수 및 형상이 도시되어 있다. 또한, 용접부 시험편은, 전기용접에 의해 형성된 평평한 스틸 시트로부터, 시험편의 길이방향이 용접선과 직각이 되도록 얻어졌다. 다음으로, CTOD값은, 예상균열확장경로 및 노치의 외측에 클립 게이지(clip gauge)가 제공된, BS 7448에 따른 3점 굽힘시험(three-point bent test)에 의하여 얻어졌다. 상기 CTOD값이 0.25mm 또는 그 이상이면, 인성이 우수한 것으로 간주되었다.

또한, 표 2에서, αB는 베이니틱 페라이트를, αP는 폴리고날 페라이트를, B는 베이나이트를, P는 펄라이트를, 그리고 MA는 호상(island-shaped) 마르텐사이트를 각각 가리킨다.

표 2에 나타내어진 바와 같이, 본 발명의 실시예(강 A ~ H)에 의하면, 강의 미세조직은 주상(primary phase)으로서 αB ≥ 95 체적 퍼센트를 만족하는 베이니틱 페라이트로 구성되고; 강도는 YS ≥ 560MPa을 만족하도록 높으며; 모재 및 용접부의 인성은 우수하여, 각각 0.25mm 이상의 CTOD값을 갖는다는 것을 알 수 있었다.

반면에, 본 발명의 적정범위를 벗어나는 강 I ~ R에 의하면, 희망하는 인성을 얻을 수 없었다.

실시예 2

표 3에 나타내어진 조성을 갖는 연속주조 슬래브는, 표 4에 나타내어진 조건하에서 처리되었고, 이에 의하여 열연강대를 제조하였다.

이렇게 제조된 열연강대의 기계적 특성, 강의 미세조직 및 Nb석출율을 측정하였다. 표 4에는 그 결과가 나타나 있다. 표 4에 나타내어진 바와 같이, 특히, 5 ~ 80％의 Nb석출율을 만족하는 미세조직은 우수한 강도와 인성을 모두 갖는다.

이에 반하여, 표 4에 나타내어진 No.5로부터 얻어진 결과에 의하면, 권취온도가 700℃를 초과했기 때문에, Nb석출율이 높았고, 아울러 오스테나이트 결정입의 조대화가 발생하였으며, 이에 의하여 인성에 있어서의 열화가 초래되었다.

또한, 표 4에 나타내어진 No.8으로부터 얻어진 결과에 의하면, 권취온도가 낮았기 때문에, Nb석출율이 감소되었을 뿐만 아니라, MA가 석출되었으며, αB의 체적분율이 감소되어, 강도 및 인성에 있어서의 감소가 초래되었다.

실시예 3

표 5에 나타내어진 조성을 갖는 연속주조 슬래브는, 표 6에 나타내어진 조건하에서 처리되었고, 이에 의하여 열연강대를 제조하였다. 이렇게 제조된 열연강대의 기계적 특성, 강의 미세조직 및 Nb석출율을 측정하였다. 표 6에는 그 결과가 나타나 있다.

본 발명의 실시예(스틸 T ~ X)에 의하면, 강의 미세조직은 주상(primaryphase)으로서 αB ≥ 95 체적퍼센트를 만족하는 베이니틱 페라이트로 구성되고; 강도는 YS ≥ 652MPa을 만족하도록 높으며; 모재 및 용접부의 인성은 우수하여, 각각 0.28mm 이상의 CTOD값을 갖는다는 것을 알 수 있었다.

반면에, 스틸 Y에 의하면, Pcm 및 Ca가 본 발명의 적정범위를 벗어났기 때문에, 용접부의 CTOD값이 낮았고, Ca의 과잉첨가에 의하여 강의 청정성이 열화되었다. 결과적으로, 희망하는 인성을 얻을 수 없었다.

상기한 구성의 본 발명에 따르면, 고강도 전봉강관(high strength electric resistance welding pipe)을 제조하기 위한 출발소재(starting material)로서, 이러한 목적에 주로 사용되어온 스틸 플레이트(steel plate) 대신에, 높은 강도 및 용접부에서의 우수한 인성을 갖는 열연강대(hot-rolled steel strip)가 새로운 시설의 건설 및 비용의 증가를 수반하지 않고 저렴한 비용으로 제공될 수 있고, 산업분야에서 상당히 효과적으로 사용될 수 있는 효과가 있다.

Claims

질량퍼센트로서,

약 0.005 ~ 약 0.04％의 C;

약 0.05 ~ 약 0.3％의 Si;

약 0.5 ~ 약 2.0％의 Mn;

약 0.001 ~ 약 0.1％의 Al;

약 0.001 ~ 약 0.1％의 Nb;

약 0.001 ~ 약 0.1％의 V;

약 0.001 ~ 약 0.1％의 Ti;

약 0.03％ 이하의 P;

약 0.005％ 이하의 S;

약 0.006％ 이하의 N;

약 0.5％ 이하의 Cu, 약 0.5％ 이하의 Ni 및 약 0.5％ 이하의 Mo으로 구성된 그룹 중에서 선택되는 최소한 하나의 성분; 및

Fe 및 부수적인 불순물로 이루어진 잔부(殘部)를 포함하고,

다음의 등식(1)에 의해 표현되는 Pcm은 0.17 이하이며:

등식(1);

Pcm = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10

(다만, (％M)은, 질량 퍼센트로서 원소 M의 함유량)

주상(primary phase)인 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)의 함유량이 95 체적퍼센트 이상인 것을 특징으로 하는, 우수한 고온인성(low temperature toughness) 및 용접성(weldability)을 갖는 고강도 전봉관(high strength electric resistance welding pipe)용 열연강대(hot-rolled steel strip).
제1항에 있어서,

총Nb량에 대한 석출된 Nb량의 퍼센트 비율이 약 5 ~ 약 80％인 것을 특징으로 하는 열연강대.
제1항에 있어서,

질량퍼센트로서 약 0.005％ 이하의 Ca 및/또는 희토류 금속(REM: rare earth metal)을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열연강대.
제2항에 있어서,

질량퍼센트로서 약 0.005％ 이하의 Ca 및/또는 희토류 금속(REM)을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열연강대.
제1항에 있어서,

약 0.1％ 이하의 Cr 및 약 0.003％ 이하의 B로 구성된 그룹 중에서 선택된 최소한 하나의 성분을 더 포함하고,

다음의 등식(2)에 의해 표현되는 Pcm'은 0.17 이하인 것을 특징으로 하는 열연강대.

등식(2);

Pcm' = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+

(％V)/10

(다만, (％M)은, 질량 퍼센트로서 원소 M의 함유량)
제2항에 있어서,

약 0.1％ 이하의 Cr 및 약 0.003％ 이하의 B로 구성된 그룹 중에서 선택된 최소한 하나의 성분을 더 포함하고,

다음의 등식(2)에 의해 표현되는 Pcm'은 0.17 이하인 것을 특징으로 하는 열연강대.

등식(2);

Pcm' = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+

(％V)/10

(다만, (％M)은, 질량 퍼센트로서 원소 M의 함유량)
제3항에 있어서,

약 0.1％ 이하의 Cr 및 약 0.003％ 이하의 B로 구성된 그룹 중에서 선택된 최소한 하나의 성분을 더 포함하고,

다음의 등식(2)에 의해 표현되는 Pcm'은 0.17 이하인 것을 특징으로 하는 열연강대.

등식(2);

Pcm' = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+

(％V)/10

(다만, (％M)은, 질량 퍼센트로서 원소 M의 함유량)
제4항에 있어서,

약 0.1％ 이하의 Cr 및 약 0.003％ 이하의 B로 구성된 그룹 중에서 선택된 최소한 하나의 성분을 더 포함하고,

다음의 등식(2)에 의해 표현되는 Pcm'은 0.17 이하인 것을 특징으로 하는 열연강대.

등식(2);

Pcm' = (％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+

(％V)/10

(다만, (％M)은, 질량 퍼센트로서 원소 M의 함유량)
제1항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브(steel slab)를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연(finish rolling)하여 강대(steelstrip)을 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.
제2항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연하여 강대를 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.
제3항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연하여 강대를 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.
제4항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연하여 강대를 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.
제5항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연하여 강대를 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.
제6항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연하여 강대를 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.
제7항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연하여 강대를 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.
제8항에 따른 조성을 갖는 강 슬래브를 약 1000 ~ 약 1300℃의 온도로 가열하는 단계와;

상기 가열된 강 슬래브를 마무리압연하여 강대를 형성하는 단계와;

상기 강대가 약 (Ar₃-50℃) 이상의 표면온도를 갖는 조건하에서 마무리압연을 완료하는 단계와;

마무리압연의 완료후 즉시 강대를 냉각하는 단계와;

약 700℃ 이하의 온도에서 서냉하면서 강대를 권취하는 단계를 포함하는, 우수한 고온인성 및 용접성을 갖는 고강도 전봉관용 열연강대의 제조방법.