KR20080060980A - 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도라인파이프용 열연강판, 이를 이용하여 성형된 파이프 및그 열연강판의 제조방법 - Google Patents
조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도라인파이프용 열연강판, 이를 이용하여 성형된 파이프 및그 열연강판의 제조방법 Download PDFInfo
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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
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 (5)
- 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, Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물을 갖는 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판.
- 제 1항에 있어서, 상기 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 제1항 또는 제2항에 기재된 열연강판의 항복강도와 이 열연강판의 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프.
- 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 이루어지고 페라이트의 부피 분율이 96% 이상이며 Ti(C,N) 및 Nb(C,N)의 복합 석출물을 갖는 조관 후 항복강도 저하가 적으며 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서, 상기 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.
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