KR20080060091A - 조관후 강도변화가 작은 스파이럴 강관용 후물 열연 고강도ａｐｉ－ｘ８０ 급 강재 및 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 조관후 강도변화가 작은 스파이럴 강관용 후물 열연 고강도 API-X80 급 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저탄소 알루미늄 킬드강에 첨가되는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni)의 함량 및 그들 간의 비율 및 탄소당량을 적절히 제어하고, 열간압연 중의 가열온도, 압하율 및 냉각속도를 적절히 제어하여 미세한 석출물이 강중에 형성되도록 하여 파이프에서 API-X80 급의 강도 (항복강도 552MPa 이상) 를 갖는 라인파이프용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로 C: 0.05~0.075%, Mn: 1.65~1.85%, Si: 0.20~0.35%, Nb: 0.055~0.085%, Ti: 0.02~0.06%, Ni: 0.20~0.45%, Mo: 0.30% 이하, N : 0.004~0.008, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 성분에서 Ti-4C-3.42N-1.5S 의 절대값이 0.15~0.31의 범위로 제어되며, 하기 Ceq가 0.45이하를 만족하고, 내부조직 중 침상 페라이트가 면적분율로 75% 이상 점유하며 동시에 펄라이트가 3% 이하로 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판이 제공된다.

Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

라인파이프, X80, 조압연, 마무리압연, 고강도, 저온인성, 퍼얼라이트

Description

조관후 강도변화가 작은 스파이럴 강관용 후물 열연 고강도 ＡＰＩ－Ｘ８０ 급 강재 및 제조방법{HIGH STRENGTH API-X80 GRADE STEELS FOR SPIRAL PIPES WITH LESS STRENGTH CHANGES AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

도 1은 조관변형에 의한 소재, 파이프의 강도변화의 메커니즘인 바우싱거 효과(Bauschinger Effect) 를 설명하는 그래프,

도 2는 강판의 온도변화에 따라 Nb 석출이 일어나는 거동을 나타낸 그래프,

도 3은 발명강의 냉각속도에 따른 조직사진,

도 4는 발명강 3의 미세조직을 나타내는 사진,

도 5는 조관전후 소재상태와 파이프 상태에서 항복강도 변화(하락) 형태를 나타내는 그래프,

도 6은 퍼얼라이트 분율별 조직과 그에 따른 항복강도 하락량을 나타내는 사진, 그리고

도 7은 발명강의 온도에 따른 낙중시험(Drop Weight Tear Test) 연성파면율을 나타내는 그래프이다.

본 발명은 조관후 강도변화가 작은 스파이럴 강관용 후물 열연 고강도 API-X80 급 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저탄소 알루미늄 킬드강에 첨가되는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni)의 함량 및 그들 간의 비율 및 탄소당량을 적절히 제어하고, 열간압연 중의 가열온도, 압하율 및 냉각속도를 적절히 제어하여 미세한 석출물이 강중에 형성되도록 하여 파이프에서 API-X80 급의 강도 (항복강도 552MPa 이상) 를 갖는 라인파이프용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래의 API-X80 급의 라인파이프용 열연강재는 규격내의 파이프 강도를 확보하기 위해 많은 합금철이 투입되어왔다.

탄소당량, Ceq, (C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15)로 대표되는 합금철 투입량은 API-X80 급 강재에서 통상 0.47 이상의 높은 값을 가져 강관용접 과정 중 결함이 나타날 가능성이 높고, 열연강재에서의 강도가 파이프 조관후 하락하여 원하는 파이프 강도를 얻을 수 없는 단점이 있었다. 또한, 열간조업이 저온인성을 얻기위한 저온압연으로 압연하중이 증가되어 설비부하가 되는 문제점이 있었다.

Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

통상 강관용 강재의 제조에 있어, 고강도 일수록 첨가되는 합금원소가 증가되어 고용강화나 석출강화를 통해 강관의 강도를 확보하게된다. 그러나, 강 중 첨가되는 총 성분량이 증가될수록 강관 용접과정에서 결함발생 확률이 증가되게 된다. 이 중 대표적인 것으로 냉간균열을 들 수 있는데, 이는 용접부가 용융 및 응고후 냉각과정에서 생기는 것으로 탄소당량이 높을수록 그 가능성은 커지게 되어 강관의 안정성에 악영향을 미친다. 이는 첨가되는 합금원도는 변태온도를 낮추기 때문에 강도가 높고 취성크랙이 발생하기 쉬은 조직으로의 변태를 용이하게 하여 경화능을 높이는 원인에 기인한다. 따라서 탄소당량의 적절한 제어를 통해 고강도 강을 제조해야 라인파이프용 강으로서의 큰 문제없이 사용 가능하다.

한편, 열간압연된 강재를 사용하여 스파이럴 파이프로 가공하기 위해서는 롤 포밍(roll-forming) 방법이 주로 사용된다. 이러한 가공과정에서 강재내부에는 변형이 축적되고 이에 따라 필연적으로 강재가 가지는 기계적성질이 변화한다. 만일 기계적 성질이 열화된다면 파이프 가공 전의 강재가 규격내의 값을 가지고 있었다고 하더라도 파이프에서는 강도규격을 만족할 수 없게 된다. 이러한 이유로 강재와 파이프 간의 기계적 물성차이가 적어야 강관용 소재로 적절하다 할 수 있으며, 기계적 성질을 결정하는 미세조직 및 석출물이 최적화 되어야 한다.

통상, 강재의 미세조직에 퍼얼라이트(pearlite)가 상당량 존재할 때, 파이프 가공전 강재의 강도는 파이프 가공후 도 1의 바우싱거 효과(Bauschinger Effect)에 의해 급격히 감소하게 된다. 이와 달리 침상형 페라이트(ferrite)의 기지조직을 갖는 강재는 파이프 조관후 강도변화가 작은 것으로 알려져 있으며 조관방법에 따라 오히려 강도증가 효과가 관찰되기도 한다.

상기 설명한 라인파이프용 강재는 제강, 연주, 열연공정을 통해 생산되며, 통상 열연공정은 가열로에서 연속주조된 230~250mm 두께의 슬라브(slab)를 1100~1250℃의 온도범위에서 균질화 처리한 후 조압연 및 마무리압연을 통해 원하는 제품두께로 압연가공한 후 강재의 적절히 냉각시켜 목적하는 미세조직을 얻는 과정을 통해 제조된다. 이러한 공정 중 라인파이프용 강재가 일반 열연강재와 가장 다른 것은 조압연 공정이며, 통상 단순한 두께 감소만을 고려하여 조압연 되는 일반 열연강재와는 달리 라인파이프용 강의 경우 첨가된 합금 성분의 석출이 시작되는 공정이기 때문에 변형량과 조압연 온도 및 냉각이 적절히 제어되어 한다. 이는 기본적으로 최종적으로 미세한 조직을 얻기위함이 그 목적이며 이를 통해 요구되는 저온인성을 확보할 수 있다.

다시 말해, 라인파이프 강의 조압연 과정 중에 주로 Nb 계 석출물이 강중에 나타나고, 이와 같은 Nb 계 석출물은 오스테나이트 조직 상태의 고온 조압연 공정에서 발생하는 현상인 오스테나이트의 재결정을 억제하게 되며, 이를 미재결정 압연이라 정의하고 석출물 생성온도 이하에서의 총압연량, 즉 미재결정압하량이 중요한 조업변수가 된다. 만일, Nb 합금성분이 첨가되지 않아 석출물이 생성되지 않는 다면 어느정도 압연변형이 이루어진 뒤에 강재내부에 축적된 변형에너지가 재결정 현상을 통해 해소된다. 그러나, 라인파이프 강재의 경우 조압연 과정 중 석출물 생성에 따라 오스테나이트 조직이 더욱 치밀하게 되고 냉각과정의 페라이트 변태시 많은 핵생성 위치를 조장하여 최종 강재의 조직을 더욱 미세하게 함으로써 저온인성이 향상된다. 이와 같이 제조된 라인파이프용 강의 미세한 조직은 크랙의 진전을 방해하는 결정립계가 많아 실제 라인파이프에서 사용 중 생성될 수 있는 크랙의 진전을 억제하여 가스나 석유를 수송하는 라인파이프의 안정성에 기여한다.

상기와 같은 석출물을 강재 내부에 형성시키기 위해서는 조압연 단계에서 미재결정 압연온도까지 냉각하는 것이 필수적이어서 통상적인 일반강 압연과 비교하여 저온상태에서의 압연이 이루어진다. 이에 따라 압연하중이 지나치게 증가되어 설비한계를 넘어가는 경우가 발생하여 적절한 압연량을 부가할 수 없게되는 문제점이 발생한다. 특히, 조압연기의 개수가 작은 경우는 조압연 공정이 지나치게 길어지게 되고, 조압연기의 압연하중용량이 작은 경우는 필요한 압연량을 부가할 수 없게 되어 미세한 조직을 얻을 수 없는 문제점이 있다.

상기 설명된 용접크랙 및 조관후 강도하락을 최소화한 항복강도 552MPa 이상의 파이프 강도를 갖는 API-X80 급 스파이럴 라인파이프용 강재의 제조방벙을 제공하는 데 본 발명의 목적이 있다.

본 발명에 의해 성분함량 및 성분함량비를 적절히 제어하여 용접불량 및 조관후 강도하락이 적고 또한 설비에 무리가 없는 압연 하중범위에서 요구되는 저온인성을 만족하는 스파이럴용 라인파이프 강재를 제조할 수 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로 C: 0.05~0.075%, Mn: 1.65~1.85%, Si: 0.20~0.35%, Nb: 0.055~0.085%, Ti: 0.02~0.06%, Ni: 0.20~0.45%, Mo: 0.30% 이하, Al: 0.05% 이하, N : 0.004~0.008, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 성분에서 Ti-4C-3.42N-1.5S 의 절대값이 0.15~0.31의 범위로 제어되며, 하기 Ceq가 0.45이하를 만족하고, 내부조직 중 침상 페라이트가 면적분율로 75% 이상 점유하며 동시에 펄라이트가 3% 이하로 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판이 제공된다.

Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

이때, 상기 강조성에 더하여 V : 0.01중량%이하를 더 포함하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 불가피한 불순물 중 S와 P는 각각 0.0015중량% 및 0.01중량% 이하로 포함되는 것이 효과적이다.

본 발명의 또다른 일측면에 의하면 중량%로 C: 0.05~0.075%, Mn: 1.65~1.85%, Si: 0.20~0.35%, Nb: 0.055~0.085%, Ti: 0.02~0.06%, Ni: 0.20~0.45%, Mo: 0.30% 이하, Al: 0.05% 이하, N : 0.004~0.008, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 성분에서 Ti-4C-3.42N-1.5S 의 절대값이 0.15~0.31의 범위로 제어되며, 하기 Ceq가 0.45이하를 만족하는 슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 조압연 단계에서 1100~950℃ 범위에서 14~18% 사이의 균등배분압하로 재결정 및 미재결정압하를 행하고 760~850℃에서 마무리 열간압연하는 단계;

상기 열간압연된 강판을 10~20℃/초의 냉각속도로 600℃ 이하까지 냉각한 다음 권취하는 단계; 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 라인파이프용 강판의 제조방법이 제공된다.

Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

이때, 상기 강조성에 더하여 V : 0.01중량%이하를 더 포함하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 불가피한 불순물 중 S와 P는 각각 0.0015중량% 및 0.01중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 스파이럴 강관용 라인파이프 강판에 대하여 설명한다.

본 발명에서 대상으로 하고 있는 라인파이프용 강판의 용접성을 해치지 않기 위해서는 강판 조성을 하기하는 범위내로 조정하면서 이와 더불어 용접성의 지표인 하기 수학식 2로 표시되는 Ceq를 0.45 이하로 제한하는 것이 바람직하다는 것이 필요하다.

Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15

상술한 바와 같이 상기 Ceq는 강판의 용접성을 결정하는 지수로서 강판의 강도확보를 위해 합금 원소를 과다하게 첨가할 경우에는 Ceq가 상승하여 용접성을 해치고, 그 결과 냉간균열 등과 같은 바람직하지 못한 결과가 초래될 수 있으므로 상기 Ceq는 0.45 이하로 유지되는 것이 바람직하다.

다음으로는 강판의 조성을 하기하는 범위내로 조정하는 것이 상술한 Ceq의 함량을 본 발명에서 규정하는 범위내로 규정하는 범위로 조정하기에 용이할 뿐만 아니라, 강판의 강도를 확보하기에도 유리하다. 이하, 발명을 강조성, 조직 및 제조공정으로 나누어 상세하게 설명한다.

(강조성)

C: 0.05~0.75중량%(이하, 단지 '%'로 기재함)

상기 강중의 탄소(C)는 라인파이프용 강재에 첨가되는 합금성분과 결합하여 석출물을 형성하는 기본적이 원소이다. 이러한 석출물을 탄화물 즉, 카바이드(carbide) 라고 하며 그 크기와 분포에 따라서 강도향상 및 인성에 미치는 영향이 달라지며 통상 미세한 탄화물일수록 강도향상에 기여하는 바가 크고 저온인성 열화에 미치는 영향이 적어진다.

상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 제강공정에서 부하요인이 되며 강도기여 효과가 크지 않고, 0.75%를 초과하여 과도하게 함유되면 탄화물 조대화나 퍼얼라이트 생성량이 증가되어 강도향상에 효과적이지 않고 저온인성에 악영향을 줄 수 있다. 또한, 탄소함량이 증가되면 재가열시 첨가된 합금원소의 고용온도가 상승되는 효과가 있어 지나치게 가열온도를 올려야 하는 문제점이 발생한다.

따라서, 그 함량을 0.05~0.75%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.65~1.85%

상기 강중의 망간(Mn)은 통상 강재의 제조공정에서 황(S)과 결합하여 적열취성을 방지하는 역할을 하는데 이에 일정양 이상이 첨가되면 고용강화 효과를 볼 수 있다. 또한, 페라이트(ferrite) 나 퍼얼라이트(pearlite) 변태개시를 지연시키는 효과도 있기 때문에 본 발명에서는 원하는 강도 수준을 확보할 수 있는 망간 함량의 적정량을 1.65~1.85%의 범위로 제한하였다. Mn 함량이 과다하게 첨가되면 슬라 브 중심부 편석이 다량발생하여 저온인성을 저하시키고, 파이프 가공시 중심부 크랙으로 발전할 수 있기 때문에 그 상한은 1.85% 로 제한하였다.

Si: 0.20~0.35%

상기 강중의 규소(Si)는 고용강화에 의한 강도증가 효과를 얻을 수 있는 원소이나 지나치게 첨가되면 강관의 용접성에 문제가 있고, 열연강재 생산공정에서 적스케일 발생으로 표면불량 문제를 야기할 수 있기 때문에, 강도와 품질을 고려하여 0.20~0.35% 범위로 제한되는 것이 바람직하다.

Nb: 0.055~0.085%

상기 강중의 니오븀(Nb)은 첨가 합금원소 중에서 라인파이프 강의 열간압연 특성 및 최종 소재의 물성에 가장 큰 영향을 미치는 원소이다. 이는 재가열 온도에서 고용되는 특성을 갖고, 열간압연 온도 영역에서 탄,질화물의 석출물을 형성하는 데 기인한다. 대표적인 고용도 곡선을 도 2에 나타내었으며, 재가열로 공정에서 충분한 고용이 가능하도록 온도 및 시간을 제어하여야 첨가된 합금을 충분히 활용할 수 있으며 도 2에서 알 수 있듯이 1200^oC 부근에서는 강종에 상관없이 거의 모든 Nb 가 고용상태로 존재함을 알 수 있다.한편, 니오븀의 첨가로 석출강화 효과를 크게 얻을 수 있으나 조압연 과정에서 석출물을 형성이 개시되어 오스테나이트 미재결정 온도 및 열간압연 변형저항을 크게 변화시키기 때문에 열간압연성에 영향을 주기 때문에 야금학적 영향도를 고려하여 적절히 첨가되어야 한다.

본 발명에서는 0.055~0.085% 범위로 그 함량을 제한하는 것이 바람직한데, 이는 열간압연 공정 및 개발강종의 야금학적 특성을 고려하여 본 발명강의 성분범위에서 최대의 합금철 투입효과를 얻을 수 있는 조건이다. 상기 니오븀의 함량이 0.055% 미만이면 미재결정 온도를 낮추기 때문에 원하는 미재결정 압하량을 얻기 위해서는 저온압연이 필요하게 된다. 그러나 저온에서는 강재의 변형저항이 더욱 커지기 때문에 압연하중이 설비한계를 초과하게 되는 문제점이 있다. 따라서 낮은 온도에서 미재결정 압연량을 충분히 강재에 가할 수 없어 강재의 강도 및 인성확보가 곤란해 진다. 또한, 상기 니오븀의 함량이 0.085%를 초과하면 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대되어 최종 압연제품이 정상적인 파이프로 강공되기 힘들어지게 되는 문제점이 있다.

Ti: 0.02~0.06%

상기 강중의 티타늄(Ti)은 매우 강력한 화합물 형성원소로서 고온에서 저온으로 강재의 온도가 변함에 따라 황하물(TiS), 질화물(TiN), 탄화물(TiC)의 순서로 석출을 하게 된다. 따라서 강재의 석출경화에 큰 영향을 주는 원소이며, 본 발명에서는 0.02~0.06% 범위로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Ti는 매우 고온에서 형성되는 망간황화물(MnS)에 일정량 함유되어 망간화합물의 강도를 높이는 역할을 하며 고온에서 석출된 황화물 및 질화물 형성에 필요한 양보다 많은 양이 투입되어야 하며, 이에 본 발명에서는 석출강화 효과를 얻을 수 있도록 그 하한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다. 이는 티타늄 탄화물(TiC)에 의한 석출강화 효과를 얻기 위함이며 이러한 탄화물은 오스테나이트 영역에서 시작하여 페라이트 영역까지 타 합금철 대비 상대적으로 넓은 온도범위에서 석출을 일으킨다. 또한, 석출물의 형태도 티타늄 탄질화물 (Ti(C,N))과 같이 복잡하게 형성되며, 효과적인 강도상승을 위해서는 페라이트 상태에서의 미세한 석출물의 형성이 바람직하다. 한편, 티타늄은 니오븀과 마찬가지로 첨가량이 증가됨에 따라 미재결정 개시온도를 높이는 역할을 하는데 0.06%를 초과하는 경우 TiN 조대화로 저온인성에 악영향을 주게 된다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.02~0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.20~0.45%

상기 강중의 니켈(Ni)은 저온인성을 향상시키는 원소로 알려져 있으나, 합금철의 원료가격이 높기 때문에 제조비용을 상승시킨다. 따라서, 본 발명에서는 제조원가를 크게 높이지 않으면서 원하는 강재의 저온인성을 확보할 수 있도록 그 함량을 0.20~0.45% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.30% 이하

상기 강중의 몰리브덴(Mo)은 강재의 냉각시 큰 역할을 하는 원소로 강재의 조직을 동일 열간압연 조건에서 폴리고날 페라이트에서 침상 페라이트의 분율을 상승시키는 기능을 한다.

폴리고날 페라이트 대비 저온인성이 우수한 침상형 또는 유사 폴리고날 페라 이트는 급속냉각을 통해 제조가 가능한데, 냉각이 충분하지 않은 설비조건에서 몰리브덴 첨가로 침상형 페라이트 생성을 촉진시켜 냉각한계를 극복하기도 한다. 그러나 다량 첨가시 제조원가 상승 및 베이나이트 조직이 생성되어 저온인성이 열화되는 문제점이 있다. 통상 500MPa 급 저온인성용 라인파이프 강재는 0.3~0.4%의 몰리브덴을 함유하나, 본 발명에서는 열간압연시 발생될 수 있는 압연강재의 상향 또는 하향과 같은 형상불량을 억제하기 위하여 0.30% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.05% 이하

Al 은 강의 탈산(deoxidation) 과정에서 산화제로 사용되는 원소로 주로 Al-killing 공정에서 첨가된다. 통상, 산화물 형태로 강중에 존재하며 이 결과 조직미세화 효과를 얻을 수 있으나, 과다하게 첨가되면 강의 청정성을 해치기 때문에 그 상한은 0.05%로 제한하는 것이 필요하다.

N : 0.004~0.008%

N는 슬라브 가열 중 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, TiN 석출물을 형성하여 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 원소이므로 0.004% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 과도한 N 첨가는 슬라브 표면결함을 조장하고 기지 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키므로 0.008% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명의 강판은 C: 0.05~0.75중량%, Mn: 1.65~1.85중량%, Si: 0.20~0.35중량%, Nb: 0.055~0.085중량%, Ti: 0.02~0.06중량%, Ni: 0.20~0.45중량%, Mo: 0.30중량% 이하, N : 0.004~0.008중량%를 포함하는 조성을 가지는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 조성에 더하여 강판의 물성을 보다 향상시키기 위해서는 V를 0.01중량% 이하 더 포함하는 것이 바람직하다. 그 이유는 V가 Nb과 유사한 역할을 하는 원소이며 저온에서 석출물을 형성하여 강도상승에 효과적인 원소이기 때문이다. 다만, 그 효과가 Nb보다 다소 약하기 때문에 Nb를 우선적으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Nb와 V이 함께 첨가될 경우 그 효과가 더욱 상승될 수 있기 때문에 V를 추가적으로 첨가할 수 있다. Nb와 V 의 첨가는 카바이드 형태의 석출물 형성을 통한 강도상승을 목적으로 하며, V 첨가의 경우 저온에서 석출하므로 권취온도를 적절히 제어하는 것이 필수적이다. 그러나, 과다하게 첨가할 경우에는 용접 열영향부의 인성 및 용접성이 악화될 수 있기 때문에 그 상한을 0.1 중량%로 한다.

상기에서 언급한 합금원소 이외에도 강판내에는 불가피하게 포함되는 불순물들이 포함될 수 있는데, 그 종류는 매우 다양하여 일일이 언급하는 것은 어렵다. 다만, 강재의 물성에 치명적인 악영향을 미치는 원소로서 S와 P는 가급적이면 제한되는 것이 바람직하기 때문에, 바람직한 S와 P의 첨가한계를 규정하는 것이 본 발 명의 강판의 물성을 확보하는데 효과적이다. 이하, 각 성분의 첨가한계와 그 이유에 대하여 설명한다.

S: 0.0015% 이하

상기 강중의 황(S)은 강의 기계적 물성에 유해한 원소로서 가능한 낮게 관리하는 것이 요구된다. 그러나, 현재의 제강공정의 제거한계 및 부하를 고려할 경우에는 개발강의 상업적 대량생산에 문제가 없는 최대 0.0015%까지는 허용할 수도 있다.

P: 0.01% 이하

상기 강중의 인(P) 역시 중심부 또는 입계에 편석되는 원소로서, 특히 강재가 두꺼워 지는 경우 중심부 취성파괴를 조장하기 때문에 최소한의 관리가 필요하나 지나치게 하한으로 관리하면 황과 같이 제강공정의 부하를 야기하기 때문에 본 발명에서는 최대 0.01%로 제한하였다.

또한, 상기 유리한 강판 조성에 더하여 Ti-4C-3.42N-1.5S 의 절대값이 0.15~0.31의 범위를 가지는 것이 바람직하다. 여기서, Ti, C, N, S는 각각 각 해당원소의 중량% 값을 의미한다. 상기 Ti-4C-3.42N-1.5S는 고온에서 석출하는 TiS, TiN 의 화합물에 형성되는 Ti 의 양을 제외하고 나머지 열간압연 중에 존재하는 고용 Ti 가 상대적인 저온에서 석출하는 TiC 로 형성되는 것을 나타내는 지수로 사용 될 수 있다. 저온에서 형성되는 강중 Ti 계 석출물은 그 크기가 미세하여 강도향상에 매우 효과적이며 또한 저온인성을 저하시키지 않는 장점이 있다. 미세석출물 형성을 위해 강중 잔존해야하는 Ti 량 지수는 0.15 이상으로 유지되는 것이 효과적이나, 그 값이 너무 높을 경우에는 고온 안정상인 TiN, TiS 의 조대화가 발생하기 쉬워 저온인성을 열화시키므로 0.31이하로 관리되는 것이 바람직하다.

(강판의 조직)

상술한 Ceq범위, 조성범위 및 각 성분간의 관계를 가진 본 발명의 라인파이프용 강판은 용접성이 양호하면서도 고강도를 구현하기에 적합한 조건을 가진다. 다만, 강판의 강도를 API-X80급 이상으로 확보하기 위해서는 강판 내부의 조직을 이하에서 규정하는 조건으로 제어하여야 할 필요가 있다.

즉, 강판의 압연조건과 냉각조건을 변경함으로써 강판 내부에는 다양한 종류의 조직이 형성될 수 있는데, 본 발명의 발명자들은 강판 내부에는 침상 페라이트(acicular ferrite)로 이루어진 상들이 주된 상으로 존재하고 있어야 강판과 조관후 파이프의 강도 및 인성을 확보하기에 바람직하다는 것을 알 수 있었다.

즉, 상기 강판의 내부 미세조직 중 침상 페라이트는 그 면적분율합계로 75% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 상기 조직 이외에 베이나이트나 마르텐사이트 등과 같은 경질조직이 형성될 경우에는 강판의 강도는 향상시킬 수 있으나, 인성이 현저히 저하되기 때문에 바람직하지 않으며, 강판 내부에 침상 페라이트가 주요 조 직으로 구성되고 제 2 상인 퍼얼라이트의 생성이 억제되어 조관후 강도하락을 최소화 하는 것이 바람직한 것이다. 이때, 상기 퍼얼라이트의 비율은 3% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.

조직을 상술한 범위로 제어할 경우에는 라인파이프용 강재의 인성은 해하지 않으면서 강도를 X80 등급 이상으로 확보할 수 있다. 그러나, 이러한 강도는 파이프 조관전 강판의 강도를 의미하는 것으로서, 조관후에는 그 강도가 변동될 수 있다. 도 1에 UOE 강관과 스파이럴 강관의 조관시 응력-변형율 곡선을 나타내었다. 도 1에서 볼 수 있듯이, UOE 강관은 U형 가공, 조관, 확관 등으로 이루어지는 가공과정을 겪는데, 조관시에 항복강도가 일시 저하한 후에 다시 원하는 직경으로 강관을 확관할 때 항복강도가 상승하는 현상을 겪는다. 조관시에 항복강도가 저하하는 현상은 소위 말하는 바우싱거 효과에 따른 것으로서, 조관시에 응력이 가해질 경우 전위가 파일 업되어 변형에 대한 장애로 존재하고 있다가 상기 응력과 반대 방향의 응력이 작용할 경우에는 오히려 변형을 조장하는 원인이 되는 현상에 기인하는 것이다. 그러므로, 조관후에는 강관의 항복강도가 감소하는 것이 일반적이다. 그러나, UOE강관의 제조공정에는 조관후 다시 원하는 직경을 가지도록 확관하는 과정이 뒤따르는데, 확관시 가공경화가 작용하여 강도가 다시 상승하게 되는 것이다.

그러나, 스파이럴 강관의 경우에는 조관시 원하는 직경으로 조관하게 되므로 확관과정이 후속되지 않는다. 그러므로, 확관에 따른 항복강도 향상을 기대할 수 없으므로 조관후 감소된 항복강도가 파이프의 항복강도가 되는 것이며, 그러므로 강판과 파이프 사이에는 항복강도가 크게 차이나게 될 우려가 존재하므로, 수요가에서 요구하는 파이프 상태의 항복강도를 충족시키기 어렵게 될 수도 있다.

따라서, 강판과 파이프의 항복강도 차이를 최소화하기 위해서는 조관에 의한 항복강도 저하를 최소화할 필요가 있다.

본 발명자들은, 강판내에 존재하는 펄라이트 조직이 조관후 항복강도를 저하시키는 주요한 원인이 된다는 것을 연구결과 확인할 수 있었다. 즉, 퍼얼라이트 조직이 존재할 경우 상기 바우싱거 효과에 따른 강도감소분은 거의 퍼얼라이트 조직의 면적분율에 비례하여 상승하게 되는데, 강도 감소에 따른 문제를 크지 않는 범위로 강도 감소분을 제어하기 위해서는 상기 펄라이트 조직의 면적분율은 3%이하로 제한되어야 한다.

상술한 조건을 가지는 강판은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도와 고인성 및 용접성까지 겸비하면서도 스파이럴 조관후 강도 저하까지 방지할 수 있는 강판이다. 당업자라면 상술한 조건을 가지는 강판을 제조하는 방법으로 여러가지 방법을 선택하여 제조할 수 있음은 물론이나, 본 발명의 발명자들은 이를 제조하기 위한 보다 바람직한 신규한 방법을 하기에서 제안하고자 한다. 이하, 본 발명의 유리한 강판을 제조하기 위한 제조방법을 상세히 설명한다.

(제조방법)

본 발명의 제조공정은 강 슬라브를 재가열한 다음 열간압연하고, 이어 권취온도까지 냉각하는 과정으로 이루어진다. 각 과정에서의 바람직한 조건은 다음과 같다.

슬라브 재가열 온도 : 1100~1250℃

먼저, 상기와 같이 조성된 강 슬라브를 재가열하며, 이를 통해 연주과정에서 생성된 주상정 조직을 열연공정에 적합한 조직으로 변화시키고 석출물을 재고용시키게 된다. 이때 재가열온도는 1100~1250℃로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 재가열온도가 1100℃ 미만이면 연주과정 중에서 석출된 합금원소들이 충분히 고용(solid solution)되지 않아 목적하는 강도효과 등 야금학적 효과가 없기 때문이고, 1200℃를 초과하면 오스테나이트 결정립들이 지나치게 조대화되고 최종적인 제품에서도 조대한 결정립의 영향이 남아있어 강재의 특성을 열화시키기 때문이다. 따라서 상기 제시한 온도범위에서 최소 180분 이상을 가열하여 슬라브 내부까지 충분히 가열되지 않아 열간압연성이 열화되는 문제점이 없어야 한다.

조압연 조건 : 1100~950℃에서 패스당 압하율 14~18%로 압연

이어 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연함에 있어서, 1100~950℃에서 조압연을 행하게 된다. 조압연온도가 너무 높을 경우에는 Nb 등과 같은 원소들의 화합물의 석출이 충분하지 않아 오스테나이트 결정립 성장억제 효과가 충분하지 못하 며, 반대로 조압연 온도가 너무 낮을 경우에는 압연하중이 증가하여 설비설계 하중을 넘어서는 문제가 발생하게 된다. 이 과정에서 오스테나이트 재결정 및 미재결정이 온도가 하강함에 따라 순차적으로 발생하는데, 본 발명에서는 각 패스당 압하율을 14~18% 이내로 제한하였다. 14% 이하의 패스당 압하율이 되면 강재의 중심부까지 변형이 충분히 발생하지 않아 두께방향 재질불균일을 일으킨다. 또한, 18% 이상의 패스당 압하를 가하면 압연하중이 지나치게 높아져서 설비부하 문제가 생기거나 강재의 형상이 불량하게 되어 계속적인 압연변형을 부가할 수 없게 된다.

마무리 압연 온도 : 760~850℃

마무리 압연은 760~850℃ 범위에서 바람직한데, 조압연 온도를 한정한 이유와 마찬가지로 지나친 저온에서는 마무리 압연기 설비부하 문제가 생기고, 850℃ 이상에서는 원하는 인성 및 강도 확보가 곤란한 문제가 있기 때문에 상기 범위로 제한하였다.

냉각속도 : 10~20℃/초

상기 열간압연된 강판을 10~20℃/초의 냉각속도로 600℃ 이하까지 냉각을 실시한다. 적절한 냉각속도 확보는 강재의 최종 미세조직을 결정하는 중요한 공정으로서, 도 3에서 냉각속도와 미세조직간의 상관성을 나타낸 바와 같이 너무 낮은 냉각속도에서는 연질상이 얻어지고, 과도한 냉각속도로 강재가 냉각되면 연성이 저하되는 문제가 있기 때문에 상기 범위로 냉각속도를 제한하였다. 이러한 냉각과정 에서 권취개시 온도가 600℃이상으로 유지되면 퍼얼라이트 생성 개시 변태 노우즈(nose)를 통과하여 국부적인 퍼얼라이트가 생성되기 때문에, 이 온도 이하까지 유지되어야 본 발명에서 목적하는 상을 얻을 수 있다. 냉각이후 강판을 권취하는 과정이 후속된다. 이러한 조업조건 상의 냉각속도 및 권취온도 제한은 기본적으로 Mo 함량을 0.30%로 제한하기 때문이며 이 이상의 Mo 함량 첨가시 상대적인 서냉상태에서도 침상 페라이트를 얻기 쉬워진다.

상기 제조공정으로 제조된 발명 강은 최종적으로 후물 열연강재의 물성을 만족시키며 동시에 3% 이하의 퍼얼라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 한다. 이에 따라 파이프 조관후 강도하락을 40MPa 이내로 억제할 수 있어 API-X80 규격내의 파이프 강도를 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명의 일태양을 예시하여 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 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 본 발명에 사용된 강재의 조성을 나타내었다.

구분	C	Si	Mn	P	S	Ni	Mo	Nb	Ti	N	V	Al	Ceq	Ti*
발명강1	0.070	0.25	1.75	0.01	0.0015	0.25	0.08	0.06	0.050	0.004	0.000	0.035	0.394	-0.25
발명강2	0.070	0.25	1.75	0.01	0.0015	0.25	0.08	0.06	0.060	0.005	0.000	0.028	0.394	-0.24
발명강3	0.060	0.25	1.85	0.01	0.0030	0.25	0.25	0.06	0.040	0.007	0.060	0.037	0.447	-0.23
기존강4	0.070	0.25	1.80	0.01	0.0015	0.40	0.35	0.06	0.015	0.005	0.000	0.032	0.467	-0.28
비교강5	0.035	0.25	1.75	0.01	0.0015	0.25	0.12	0.06	0.015	0.004	0.060	0.030	0.369	-0.14
비교강6	0.085	0.25	1.85	0.01	0.0012	0.25	0.25	0.08	0.020	0.005	0.000	0.037	0.460	-0.34
비교강7	0.035	0.25	1.85	0.01	0.0012	0.25	0.25	0.08	0.018	0.003	0.060	0.037	0.422	-0.13
비교강8	0.080	0.25	1.80	0.01	0.0012	0.25	0.30	0.08	0.015	0.005	0.000	0.037	0.457	-0.32

단, 상기 표 1에서 Ti*=Ti-4C-3.42N-1.5S를 의미한다.

상기 표 1의 성분을 갖는 강 슬라브를 진공용해하여 제조하고 열간압연을 실시하였다. 구체적으로는 질소 분위기로에서 상기 진공용해 강을 1180℃인 조건에서 180분 동안 가열한 뒤 열간압연을 다음 표 2의 조건을 적용하여 실시하였다. 표 2에 나타낸 열간압연 조건은 일반적인 저온인성용 라인파이프용 강재에 적용되는 조건이며 모든 강은 16.9mm 의 동일한 두께로 압연되었으며 냉각속도는 압연종료 온도 및 권취온도의 차를 냉각시간으로 나누어 계산하였다.

구분	재가열온도(℃)	마무리 압연 온도(℃)	냉각속도(℃/s)	권취온도(℃)
발명강1	1180	780	13	560
발명강2	1180	777	12	550
발명강3	1180	792	17	550
기존강4	1180	785	14	520
비교강5	1180	790	14	550
비교강6	1180	882	25	590
비교강7	1180	870	18	560
비교강8	1180	865	15	570

상기 표 1의 성분계와 표 2의 열간압연 조건을 적용하여 제조한 강재의 압연방향 대비 30 도 방향의 2회 평균 물성을 다음 표 3에 나타내었다. 통상 열연강재는 Spiral 강관으로 제조되기 때문에 파이프의 원주방향 물성이 중요하고 이는 파이프 가공전 소재의 압연방향 대비 30도 방향에 대응하는 값이 된다. 라인파이프용 열연강재는 다른 소재의 열간압연 조건 대비 저온상태에서 압연이 행하여 지므로 압연소재가 위로 굽는 상향(上向)이 발생하기 쉽게 되고 이에 따라 열간압연이 용이하지 않아 작업성이 저하되는 문제가 있다. 열간압연 공정 중에서요 기존 강(강번 4) 를 제외한 강 에서는 상향이 관찰되지 않았다.

강번호	항복강도 (YS,MPa)	인장강도 (TS,MPa)	항복비 (YS/TS)	DWTT(-20oC) 연성 파면율,%	침상 페라이트/ 퍼얼라이트 (분율,%)
1	585	685	0.85	98%	76 / 2.66
2	592	720	0.82	95%	78 / 2.30
3	602	730	0.82	100%	79 / 1.43
4	588	696	0.85	100%	85 / 0.17
5	553	687	0.81	100%	65 / 2.80
6	596	717	0.83	70%	76 / 6.30
7	560	680	0.82	100%	67 / 2.58
8	590	680	0.87	85%	73 / 5.20

표 3에 정리된 바와 같이 비교강 5 및 비교강 7의 경우 항복강도가 충분하지 않아 파이프 요구 항복강도 550MPa 확보가 곤란하기 때문에 고강도 라인파이프용 강재로는 적합하지 않다. 이는 충분한 강도를 얻을 수 있는 합금강이 적절히 첨가되지 않았기 때문이다. 기존 고강도 라인파이프용 강인 4번강(기존강)의 경우는 요구되는 물성이 확보되었으나 몰리브데늄(Mo), 니켈(Ni) 및 망간(Mn) 이 과도하게 첨가되어서 Ceq 값이 0.45 이상이고 높을 뿐만 아니라, 그 제조비용이 과다하여 상업적인 가치가 저하되고, 또한 열간압연시 상향 문제가 발생하여 열간압연 조업이 용이하지 않는 문제점이 있다. 발명강 3의 미세조직을 도 4에 나타내었다. 도 4에서 확인할 수 있듯이 적절한 물성을 확보하기 위해서는 침상 페라이트 분율이 높으며 퍼얼라이트와 같은 제2상이 거의 존재하지 않음을 알 수 있다. 조관후 강도하락은 제2상의 분율에 의해 결정되며, 대표적으로 파이프 조관이 이루어진 발명강 3과 비교강 8에 대한 조관후 물성변화량을 도 5에 나타내었다. 이러한 도 5의 결과는 표 3에 나타낸 바와 같이 제 2상인 퍼얼라이트 생성과 밀접한 관련을 지니며 75% 이상의 침상형 페라이트 및 3% 이내의 퍼얼라이트의 미세조직 확보를 통해 강도하락량이 지나치게 커지는 것을 방지할 수 있다.

조관후 강도하락량을 결정하는 퍼얼라이트 분율의 조직 및 강도하락량을 도 6에 정리하였다. 제 2상 또는 퍼얼라이트 만의 조직을 보기 위해서 피크랄(picral) 에칭을 실시하고 이미지분석 장치를 활용하여 제 2상의 분율을 측정하였다. 기존 강의 경우 Ceq 값은 높지만, 조관후 강도하락량이 가장 작은 제 2상이 억제된 조직이나 상술하였듯이, 발명강에 비하여 조업성과 제조용이성이 열악하다. 따라서, 조업성 및 제조용이성을 고려할 때 조관후 강도하락량이 40MPa 이하 수준을 갖는 발명강으로 라인파이프를 제조하는 것이 바람직하다.

도 7은 발명강의 낙중시험에 의한 저온인성을 나타내는 그래프이며, 그래프에서 확인할 수 있듯이 본 발명에 따른 발명강의 경우에는 -20℃ 까지 파이프에서 요구되는 연성파면율 85% 이상 조건을 만족할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 조관후 강도하락이 최대 40MPa API-X80 급 라인파이프용 강재를 생산할 수 있으며 고강도 및 저온인성을 동시에 확보할 수 있다.

Claims (6)

1. C: 0.05~0.75중량%, Mn: 1.65~1.85중량%, Si: 0.20~0.35중량%, Nb: 0.055~0.085중량%, Ti: 0.02~0.06중량%, Ni: 0.20~0.45중량%, Mo: 0.30중량% 이하, Al : 0.05중량% 이하, N : 0.004~0.008중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, Ti-4C-3.42N-1.5S 의 절대값이 0.15~0.31의 범위로 제어되며, 하기 수학식 3으로 표시되는 Ceq가 0.45이하를 만족하고, 내부조직 중 침상 페라이트가 면적분율로 75% 이상 점유하며 펄라이트가 3% 이하로 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판.

   Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15
2. 제 1 항에 있어서, 상기 강조성에 더하여 V : 0.01중량%이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판.
3. 제 1 항에 있어서, 상기 불가피한 불순물 중 S와 P는 각각 0.0015중량% 및 0.01중량% 이하로 포함되는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판.
4. C: 0.05~0.75중량%, Mn: 1.65~1.85중량%, Si: 0.20~0.35중량%, Nb: 0.055~0.085중량%, Ti: 0.02~0.06중량%, Ni: 0.20~0.45중량%, Mo: 0.30중량% 이하, Al : 0.05중량% 이하, N : 0.004~0.008중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, Ti-4C-3.42N-1.5S의 절대값이 0.15~0.31의 범위로 제어되며, 하기 수학식 4으로 표시되는 Ceq가 0.45이하를 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는 단계;

   상기 재가열된 강 슬라브를 1100~950℃에서 패스당 압하율 14~18%로 조압연 하는 단계;

   상기 조압연된 슬라브를 760~850℃의 온도범위에서 강판으로 마무리 압연하는 단계;

   상기 마무리 압연된 강판을 10~20℃/초의 냉각속도로 600℃이하의 온도까지 냉각한 후 권취하는 단계;

   로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판의 제조방법.

   Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15
5. 제 4 항에 있어서, 상기 강조성에 더하여 V : 0.01중량%이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판.
6. 제 4 항에 있어서, 상기 불가피한 불순물 중 S와 P는 각각 0.0015중량% 및 0.01중량% 이하로 포함되는 것을 특징으로 하는 열연 고강도 API-X80급 강판.

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