KR20110040156A - 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20110040156A
KR20110040156A KR1020090097319A KR20090097319A KR20110040156A KR 20110040156 A KR20110040156 A KR 20110040156A KR 1020090097319 A KR1020090097319 A KR 1020090097319A KR 20090097319 A KR20090097319 A KR 20090097319A KR 20110040156 A KR20110040156 A KR 20110040156A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel
steel sheet
rolling
cooling
Prior art date
Application number
KR1020090097319A
Other languages
English (en)
Inventor
이태우
서종현
안성수
여조현
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020090097319A priority Critical patent/KR20110040156A/ko
Publication of KR20110040156A publication Critical patent/KR20110040156A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 0.1~0.3%, Nb: 0.01~0.08%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.01~0.3%이하, P: 0.015%이하, S: 0.001%이하, Cr: 0.05~0.3%, H: 0.00030% 이하, N: 0.001~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 1.0＜Ca/S＜4.0을 만족하는 강관용 강판을 제공하며, 상기 강판은 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주상으로 가지며, 도상 마르텐사이트(M&A)를 제2상 조직으로 포함한다.
수소유기균열, 강관, 라인파이프, 페라이트

Description

수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법{LINE PIPE STEEL PLATE EXCELLENT IN HYDROGEN INDUCED CRACKING RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 라인파이프로 사용할 수 있는 강관용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 슬라브 상태에서 공냉대기 공정을 거치지 않고 성분계, 페라이트 결정립 크기 및 압연, 냉각 조건을 제어하여 제조한 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
API 강재란 미국 석유 협회(American Petroleum Institute)에서 규정한 규격을 지닌 강재로서 용도에 따라 심층의 유전에서 지상으로 원유나 가스를 운반하는 유정용 강관(Casing & Tubing), 해양 자원 개발을 위해 해상이나 해중에 설치되는 해양구조물(Off-shore Structure)에 사용되는 강재, 그리고 원유나 천연가스를 유전에서 정제공장 또는 정제공장에서 실수요지까지 운반하는 송유용 강관(Line Pipe)으로 나뉘어 진다.
석유 및 천연가스 수송에 사용되는 파이프 라인은 용접에 의해 수백~수천 km 까지 설치되고 있으며, 최근 한냉지역 및 H2S 함유 가스전 증가로 인해 부설환경이 가혹해지면서 고강도 및 수소유기균열 특성에 대한 요구수준이 엄격해지고 있으며 그 수요 또한 지속적으로 증가하고 있다.
수소유기균열의 발생기구는 황화수소 분위기에서, 부식에 의하여 발생된 수소원자가 재료내부로 침입 확산한 후 강중의 개재물 또는 편석대 결정립계 등에서 분자화됨에 따라 발생하는 수소가스의 압력이 작용되어 균열이 발생하는 것으로 알려져 있다.
즉, 강재내부에 고용되어 있던 수소원자들은 온도저하에 따라 격자내 공간에 존재하는 것보다는 MnS같은 연신성 개재물 주위나, 미압착수축공(void)등 공간이 있는 곳으로 모여들게 되고, 모인 수소 원자들은 에너지적으로 안정화되면서 즉시 수소분자로 변하므로 결함공간에서 수소원자 자체의 농도는 쉽게 증가되지 않는다.
따라서 기지(matrix)에 고용되어 있는 수소원자들은 계속해서 결함공간으로 확산될 수가 있으며, 이 반응이 더 이상 일어나지 않는 평형상태가 일어날 수 있는 조건이 될 때까지 결함내부의 수소분자의 농도는 지속적으로 증가되어 결국 커다란 내부압력으로 작용하게 된다.
종래의 수소유기균열 저항특성을 향상시킨 강판을 제조하기 위한 기술로는 미국등록특허 US4325748가 있으며, 상기 특허는 1200℃ 이상에서 10시간 이상 재가열한 후 압연하여 페라이트, 펄라이트 밴드조직을 감소시키는 방법을 제시하고 있고, 일본특허공개공보 제2003-183732호에서는 압연한 후 2℃/s 이상의 냉각 속도로 600~700℃까지 냉각하고 600~700℃의 온도까지 1회 이상의 가열을 행하고, 강판의 평균 온도가 600~700℃인 시간을 3분 이상 유지하는 방법을 제시하고 있다.
그러나 슬라브를 고온, 장시간 가열할 경우 오스테나이트 입자의 조대화로 인해 경화능은 향상되나, 인성특성이 저하되어 천이온도를 하락시키게 되며, 저온변태상에 의해 경도가 높아지게 된다. 또한 압연-냉각후 재가열 공정을 거치면 표면품질 및 생산성이 저하되며, 제조원가 상승 등의 문제점을 피할 수 없다.
또한, 수소에 의한 유기균열크랙을 줄이기 위해 주조 완료된 슬라브들을 다단적치 후 일정시간 공냉하는 과정을 거친 후 후공정으로 이송하여 압연하는 것이 보편적 방법이며, 공냉을 하는 이유는, 고온일수록 결정격자의 열진동이 크므로 수소원자의 확산이 보다 용이하기 때문이다. 오스테나이트와 같은 고온상태 조직인 FCC 구조에서는 침입형 자리의 공간이 수소 원자의 반경보다 커서 보다 많은 양의 수소원자를 고용할 수 있으며, 페라이트와 같은 상온상태 조직인 BCC 구조에서는 수소의 고용도는 상당히 낮아지게 되기 때문에, 장시간 다단적치 공냉을 통해 서서 히 온도를 하강시켜 슬라브 내부의 수소를 확산시키는 것이다.
그러나, 공냉 과정으로 인한 제조공기가 과다하게 소요되고 후공정 투입후 슬라브를 재가열할 때 상온에서 장입이 이루어져 압연이 가능한 고온까지 재가열을 해야 하기 때문에 가열로 원단위 손실 등이 필수적으로 발생하게 된다.
본 발명은 성분계, 압연, 냉각조건 제어로 강의 청정도를 확보하고 페라이트 결정립 크기를 제어하여 크랙 전파 방지특성을 향상시킨 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명은 일구현례로써, 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 0.1~0.3%, Nb: 0.01~0.08%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.01~0.3%이하, P: 0.015%이하, S: 0.001%이하, Cr: 0.05~0.3%, H: 0.00030% 이하, N: 0.001~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 1.0＜Ca/S＜4.0을 만족하는 강관용 강판을 제공한다.
상기 강판은 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주상으로 가지며, 도상 마르텐사이트(M&A) 조직을 제2상 조직으로 가지는 것이 바람직하다.
상기 도상 마르텐사이트(M&A) 조직은 면적분율 기준으로 10% 이하인 것이 바람직하다.
상기 침상형 페라이트의 결정립 크기는 10㎛ 이하인 것이 바람직하다.
상기 강판의 CLR(Crack Length Ratio)이 10%이하이고, 항복강도가 450MPa 이상이며, -40℃에서의 샤르피(Charpy) 충격 흡수 에너지가 300J 이상인 것이 바람직하다.
본 발명은 다른 구현례로써, 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 0.1~0.3%, Nb: 0.01~0.08%, Al: 0.001~0.1%, Cu: 0.01~0.3%이하, P: 0.015%이하, S: 0.001%이하, Cr: 0.05~0.3%, H: 0.00030% 이하, N: 0.001~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 1.0＜Ca/S＜4.0을 만족하는 강슬라브를 1100~1200℃에서 가열하는 단계; 상기 강슬라브를 오스테나이트 재결정 온도 영역(Tnr이상)에서 1회 이상 다단계 압연하는 제1압연 단계; Ar3+20℃ 이상에서 마무리 압연하는 제2압연 단계; 및 상기 압연한 강판을 10~60℃/sec의 냉각 속도로 300~600℃로 냉각하는 단계를 포함하는 강관용 강판의 제조방법을 제공한다.
상기 제1압연 단계의 압하율은 20~80%인 것이 바람직하다.
상기 제2압연 단계의 압하율은 60~80%인 것이 바람직하다.
상기 냉각단계 이후 공냉 또는 방냉하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에서는 초기 용강상태에서의 청정성을 확보할 수 있는 성분계를 만족하였을 시, 슬라브의 다단적치 공냉을 통한 확산성 수소방출 과정없이 가열로 장입이 가능하며, 이 소재를 Ar3이상의 온도에서 압연을 마치고 냉각을 실시하는 단상역 압연 및 강냉각을 통해 균일한 침상형 페라이트 조직을 구현할 수 있으며, 크랙 전파방지특성을 향상시킬 수 있다. 따라서 공냉재 대비 가열로 장 입온도가 높아 열단위 손실이 적으며, 재로시간이 짧아 초기 오스테나이트 입자 미세화 효과측면에서 유리하며, 이상역 압연법 대비 압연마무리 온도가 높고, 냉각시간이 빠르기 때문에 생산성을 향상시킬 수 있다.
본 발명은 성분계, 압연, 냉각조건을 제어하여 강의 청정도를 확보하고, 페라이트 결정립 크기를 제어하여 크랙 전파 방지특성을 향상시킬 수 있으며, 특히, 상기 성분 중 Ca의 함량을 제어하여 연신개재물로 MnS 형성을 억제하고 MnS 구상화를 도와주어 강판의 수소유기균열 저항성을 향상시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 성분계를 설명한다.
C(탄소) : 0.02~0.06 중량%
C는 강판의 강도를 향상시킬 수 있는 원소로서, 상기와 같은 효과를 발휘하기 위하여 적절한 함량이 포함되어야 한다. C의 함량이 0.06중량%를 초과하는 경우에는 최종 미세조직에서 페라이트가 차지하는 비율이 저하되고, 펄라이트 밴드 생성이 용이하게 되어 수소유기균열 저항성을 해칠 수 있다. 그러나, 상기 C의 함량이 0.02 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 강도의 확보가 불가능하다. 따라서 상기 C의 함량은 0.02~0.06 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Si(실리콘): 0.1~0.5 중량%
Si는 Al을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 고용강화 효과를 나타낸다. Si의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 Si가 과다하게 첨가되어 압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 현상용접성 및 용접 열영향부의 인성을 매우 저하시킨다. 다만, Al 또는 Ti가 탈산하는 역할을 수행하므로 탈산을 위하여 Si를 반드시 첨가하여야 하는 것은 아니다
Mn(망간): 1.0~1.5 중량%
Mn은 인성 및 강도를 향상시킬 수 있는 원소이며, 경화능 향상을 위해 최소 1.0 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 Mn의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우에는 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연시 페라이트의 변태속도를 저하시키고, 용접시 저온조직의 발생가능성을 높인다. 또한 중심부의 연신된 MnS 편석대를 형성하여 수소유기균열 저항성을 크게 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.0~1.5 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Ni(니켈): 0.1~0.3 중량%
Ni은 저탄소강에서는 용접성에 영향을 미치지 않으며, 강도를 향상시키며, 열간압연시 Cu 첨가강에서 발생하는 표면 균열을 감소시키는 역할을 한다. 이를 위하여 0.1 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, Ni의 함량이 0.3 중량%를 초과하는 경우에는 수소취화특성 향상을 저해한다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.1~0.3 중량%로 한정하는 것이 바람직하다
Nb(니오븀): 0.01~0.08 중량%
Nb은 재가열 및 열간압연시 강중의 C 또는 N와 결합하여 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립 성장을 제한하여 오스테나이트 입자를 미세화할 수 있다. Nb의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 상기 석출물의 석출량이 적어 입자 미세화 에 큰 영향을 줄 수 없다. 그러나, Nb의 함량이 0.08 중량%를 초과하는 경우에는 오히려 과도한 탄질화물의 석출로 인해 오스테나이트 미재결정 온도를 높혀 용접부 인성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.01~0.08 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al(알루미늄): 0.001~0.1 중량%
Al은 일반적으로 강의 탈산을 위하여 첨가한다. 또한, 미세한 AlN 석출물을 형성함으로써 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하여 효과적으로 결정립을 미세화할 수 있다. 그리고, 용접 열영향부의 조대결정립 영역에서 N을 제거함으로써 열영향부의 인성을 향상시킨다. Al의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 미세 AlN 석출물 형성에 큰 영향을 줄 수 없다. 그러나 0.1 중량%를 초과하여 함유될 경우에는 Al산화물(Al2O3)을 형성하여 기지금속 및 열영향부의 인성을 저하시키며, 비금속 개재물을 형성하여 수소 유기균열 저항성을 저해한다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.001~0.1 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Cu(구리): 0.01~0.3 중량%
Cu는 강도를 향상시키며, 강 표면에 얇은 피막을 형성해 부식 저항성을 증가시켜 수소의 강 중 확산을 줄여주는 역할을 하는 원소이다. Cu의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우 부식 저항성에 큰 영향을 줄 수 없고, 0.3 중량%를 초과하는 경우에는 열간압연시 입계 취화된 Cu에 의해 표면균열을 발생시키므로 그 함량은 0.01~0.3 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
P(인): 0.015 중량% 이하
P은 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, Mn등과 결합한 비금속 개재물 형태로 존재하여 강을 취화시킬 뿐만아니라 응고시 슬라브 중심부에 쉽게 편석되는 원소로서 수소유기균열 저항성을 저하시키므로 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 상기 P의 함량의 상한은 0.015 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
S(황): 0.001중량% 이하
S는 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, Mn과 친화력이 좋기 때문에 MnS 형태로 존재하여 압연시 압착되지 않으며, 길게 연신되는 특징을 가지기 때문에, 수소유기균열의 시발점으로 작용하고, 또한 적열취성을 일으키므로 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 상기 S의 함량의 상한은 0.001중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Cr(크롬): 0.05~0.3 중량%
Cr은 부식 저항성이 뛰어나 수소침투 억제에 효과가 있으며, 변태조직의 변태시작 온도를 낮추어주고, 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜주는 역할을 하는 원소이다. Cr의 함량이 0.05중량% 미만인 경우 변태시작 온도에 미치는 영향이 크지 않으며, 부식 저항성 효과도 크지 않다. 그러나, Cr의 함량이 0.3 중량%를 초과하는 경우에는 과도한 Cr로 인하여 오히려 수소유기균열 저항성이 떨어지는 저온조직 형성을 조장한다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.05~0.3 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
H(수소): 0.00030 중량% 이하
H는 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 강재 내로 유입된 수소원자는 개재물이나, 기공 등의 다양한 결함에 포획되는 것으로 알려져 있다. 이 후 수소 원자가 수소 분자로 재결합되면서 부피팽창으로 인해 내압을 형성하게 되고 개재물 계면 선단의 미세 균열에 높은 응력이 집중되고, 일정 임계 응력을 넘어서는 경우 균열이 개시, 전파되어 수소유기균열 저항성에 큰 영향을 미치기 때문에 가능한 낮 게 제어하는 것이 바람직하다. 그러나 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없기때문에, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 상기 H의 함량의 상한은 0.00030 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
N(질소): 0.001~0.006 중량%
N는 슬라브 가열 중 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, TiN 석출물은 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성작을 억제한다. 그러나 과도한 N 첨가는 슬라브 표면 결함을 조장하고, 용질질소가 있을 경우 기지 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키기 때문에 상기 N의 함량은 0.001~0.006 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
1.0＜Ca/S＜4.0
Ca가 첨가되는 경우 S가 Mn 보다 Cu와 결합되기 용이하여, 수소유기균열의 기점으로 작용하는 MnS의 생성을 방지할 수 있다. 상기 효과는 Ca/S의 비가 1.0을 초과하는 경우에 크게 나타난다. Ca/S의 비가 4.0 이상인 경우에는 오히려 산화물성 개재물이 다량 생성될 수 있다. 따라서, 상기 Ca/S의 비는 1.0＜Ca/S＜4.0로 한정하는 것이 바람직하다. 그리고, 본 발명에서의 Ca/S와 CLR(Crack length ratio)의 관계를 도3에 나타내었다. CLR은 전체 길이 대비 균열이 발생한 길이를 나타내며, 도3을 통하여 Ca/S의 비를 1~4로 제어하는 경우 CLR(Crack length ratio)을 10%이하로 제어할 수 있음을 확인할 수 있다.
이하, 본 발명의 강판의 미세조직에 관하여 설명한다.
본 발명에서 제공하는 강판 내부의 미세조직은 도1에 도시한 바와 같이 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주상으로 가지며, 본 발명에서는 우수한 수소유기균열 저항성을 확보해야 하기 때문에 펄라이트와 같은 제2상의 생성을 억제하는 것이 바람직하다. 여기서, 페라이트 결정립 크기는 10㎛이하로 한정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 페라이트를 주상으로 한 조직내에 미세한 시멘타이트 입자가 분산되어 있을 경우 크랙전파 방지 특성이 우수하기 때문에다.
다만, 제2상 조직을 포함한다고 하더라도 도상 마르텐사이트(M&A)를 포함하는 것이 바람직하며, 상기 도상 마르텐사이트는 인성을 저해하는 원인이 되므로 그 함량은 면적분율 기준으로 10% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
상술한, 성분계를 가지며 내부조직 조건을 충족하는 강판은 CLR 10% 이하, 항복강도 450MPa 이상 및 충격인성 -40℃에서 300J이상을 만족한다.
이하, 본 발명의 제조방법에 관하여 설명한다.
본 발명은 강슬라브를 1100~1200℃에서 가열하는 단계, 오스테나이트 재결정 온도 영역(Tnr이상)에서 1회 이상 압연하는 제1압연단계, Ar3+20℃ 이상에서 마무리 압연하는 제2압연단계, 20~60 ℃/s의 냉각속도로 300~600℃의 온도범위까지 가속냉각하는 단계를 포함한다. 이후 상온까지 공냉 또는 방냉할 수 있다.
상기 제1압연 단계의 압하율은 20~80%인 것이 바람직하고 제2압연 단계의 압하율은 60~80%인 것이 바람직하다.
슬라브 가열 : 1100 ~ 1200℃
슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원할히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정을 실시한다. 상기 가열공정에서 중요한 것은 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하여야 할 뿐만 아니라 너무 높은 가열온도로 인하여 결정립이 과다하게 조대화되는 것을 최대한 방지하여야 한다는 것이다. 만일, 강의 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 Nb가 강중에 재고용되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울 뿐 아니라 부분 재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립이 균일하지 않게 형성되어 고인성화가 어렵다. 반면에, 1200℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화되어 결국 강판의 결정립 크기가 증가하는 원인을 제공하게 되며 그 결과 강판의 강도 및 인성이 극히 열화된다. 따라서, 적절한 가열온도 범위는 1100~1200℃로 한정하는 것이 바람직하다.
압연 조건
강판의 강도 및 인성을 확보하기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다. 본 발명에서 압연은 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직한데, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.
먼저, 오스테나이트 재결정 영역에서 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 상기와 같은 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연은 오스테나이트 재결정을 통하여 결정립을 작게 하는 효과를 가지는데, 다단계 압연을 실시할 경우 오스테나이트 재결정 후 결정립 성장이 발생하지 않도록 각 단계의 압하율 및 시간을 적절히 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 과정에 의해 형성된 미세한 오스테나이트 결정립은 최종 판재의 인성을 향상시키는 역할을 하게 된다. 이 후 오스테나이트 재결정 온도(Tnr)영역 이하에서 압연을 실시하여 Ar3(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도)+20℃ 이상에서 압연을 종료한다. Tnr와 Ar3+20℃ 사이에서의 압연은 결정립을 찌그러뜨리고 결정립 내부에 변형에 의한 전위를 발달시켜 냉각시 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직으로 변태할 수 있는 핵생성 자리로 작용하게 된다.
냉각속도: 10~60℃/sec
냉각속도는 강판의 인성과 강도를 향상시키는 중요한 요소이다. 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키고, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있기 때문이다. 초기 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 다각형 페라이트가 다량 생성될 수 있어 강도 및 저온인성을 확보할 수 없게 된다. 그러나, 냉각속도 60℃/sec를 초과하는 경우에는 냉각종료온도를 제어하기가 쉽지 않을 뿐 아니라 M/A 등 저온변태상이 너무 많이 생성되어 저온인성에 좋지 않은 영향을 미친다. 또한, 60℃/sec를 초과한 냉각속도로 냉각할 경우에는 본 발명에서 대상으로 하고 있는 강판의 특성상 과다한 냉각수량으로 인하여 강판의 뒤틀림 현상이 발생하여 형상제어가 불량하게 된다.
냉각종료: 300~600℃
강판의 내부조직을 제어하기 위해서는 냉각속도의 효과가 충분히 발현되는 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 만일 냉각을 정지하는 온도인 냉각정지온도가 600℃를 초과하는 경우에는 강판 내부에 미세한 결정립을 가진 침상형 페라이트 및 베이나이트를 충분히 형성하기 어렵게 되어 인장강도를 향상시키는 효과가 미흡하게 된다. 그러나 냉각정지 온도가 300℃ 미만인 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다 냉각으로 인하여 마르텐사이트 조직이 형성되어 저온인성이 나빠지는 문제가 발생될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 설명한다.
(실시예)
하기 표1과 같은 성분계를 만족하는 300mm 두께의 강슬라브를 제조한 후 하기 표2에 나타난 제조조건으로 두께 24mm의 강판을 제조하여, 페라이트 결정립의 크기, CLR, 항복강도 및 샤르피 충격인성 값을 측정하여, 그 결과를 하기 표2에 함께 나타내었다. 또한, 발명예1 및 비교예4의 미세조직 관찰사진을 도1 및 도2에 각각 나타내었다.
강종 화학성분(중량%)
C Si Mn Nb Cr V Al N* P* S* H* Tnr AR3
A 0.041 0.24 1.26 0.038 0.10 0.036 0.035 34 51 8 2.1 952 793
B 0.038 0.22 1.30 0.034 0.10 0.030 0.020 40 62 9 2.5 932 791
C 0.042 0.20 1.20 0.037 0.15 0.032 0.022 37 47 10 2.8 957 799
D 0.035 0.23 1.28 0.033 0.20 0.037 0.027 39 54 8 2.6 925 791
E 0.11 0.20 1.20 0.065 0.10 0.02 0.025 55 62 9 2.7 1135 776
F 0.041 0.24 1.25 0.035 0.12 0.03 0.029 49 80 10 5.5 935 792
G 0.042 0.23 1.60 0.036 0.15 0.033 0.022 42 59 10 3.0 942 764
H 0.039 0.18 1.40 0.041 0.25 0.031 0.018 51 57 14 2.9 981 780
(단, *표시된 원소의 함량단위는 ppm이며, 나머지 원소의 함량 단위는 중량%임)
상기 표1에서 알 수 있듯이 강종 A내지 D는 본 발명에서 의도하고자 하는 조건을 모두 만족시키는 경우인 반면에, 강종E는 C의 함량이 너무 높고, 강종 F는 H의 함량이 높으며, 강종 G는 Mn의 함량이 높고, 강종 H는 S의 함량이 높다.
구분 슬라브
가열
온도
(℃)		 미재결정역
압하율
(%)		 압연
종료
온도
(℃)		 냉각
종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/S)		 페라이트
결정립크기
(㎛)		 CLR
(%)		 항복
강도
(MPa)		 Ve-40℃
(J)
발명예1 강종A 1162 78 830 485 42 3.5 0 486 402
발명예2 강종B 1145 75 825 510 39 4.2 0 482 385
발명예3 강종C 1120 70 835 490 41 3.7 0 492 395
발명예4 강종D 1155 68 820 350 54 3.1 0 465 435
비교예1 강종A 1170 72 750 495 37 10.5 11.1 462 270
비교예2 강종A 1162 58 800 520 38 8.2 10.5 468 285
비교예3 강종A 1148 78 825 720 13 15.5 13 432 108
비교예4 강종E 1175 75 800 495 44 9.5 24.2 520 78
비교예5 강종F 1190 65 826 510 41 4.5 15.7 478 310
비교예6 강종G 1130 70 795 550 36 5.2 16.2 495 210
비교예7 강종H 1160 68 815 390 52 5.7 11.5 468 280
상기 표2에서의 발명예1 내지 4는 본 발명의 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 경우로서, 페라이트결정립 크기, CLR, 항복강도 및 샤르피 충격인성 값이 모두 본발명에서 의도하고자 하는 값을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
그러나, 비교예1 내지 3은 본 발명의 성분계를 만족하지만 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 경우로서, 비교예1의 경우 압연종료 온도가 Ar3 온도보다 낮기 때문에, 냉각 시작전 초석페라이트의 형성으로 인한 혼립조직의 영향으로 CLR값이 커지게 되었고, 비교예3의 경우 냉각종료 온도가 고온이고, 냉각속도가 너무 낮아 침상형 페라이트 조직이 제대로 형성되지 못하여 결정립의 미세화가 이루어지지 않고, 변태강화가 부족하여 항복강도 미달 및 CLR값이 나빠지는 결과로 나타났다.
비교예2의 경우 압연종료 온도가 Ar3 온도보다는 높게 작업 되었지만, Ar3+20℃이상의 충분한 온도가 확보되지 못했기 때문에, 제품 선단부 대비 중심부에서는 Ar3 이하의 온도에서 냉각이 시작되어, 균일한 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 갖지 못하여 CLR 값이 커지게 되었다.
또한, 비교예4는 C의 함량이 너무 높아 인성이 열위하며, CLR 값도 높다. 그리고, 비교예5는 H의 함량이 너무 높아 H가 내부에서 크랙의 시작점으로 작용하여 수소유기균열 특성에 악영향을 미친다.
비교예6 및 7의 경우 슬라브 가열 ,압연종료온도 , 냉각온도 등은 본 발명의 제조조건을 만족하지만, 비교예6의 경우 Mn 성분이 1.60%로 본 발명에서 제시한 상한치를 넘었으며, 비교의7의 경우 S 성분이 0.0014%로 역시 발명에서 제시한 상한치를 초과하였다. Mn과 S는 친화력이 좋기 때문에 MnS 형태로 존재하여 압연시 압착되지 않으며, 길게 연신되는 특징을 가지기 때문에, 수소유기균열의 시발점으로 작용한다.
이러한 실시예의 결과를 살펴볼 때, 본 발명의 성분계 및 제조조건을 만족하는 강판은 슬라브 상태에서의 별도의 다단적치 공냉을 통한 내부 확산성 수소의 방출 없이도 수소유기균열 저항성이 우수한 물성을 나타냄을 알 수 있다.
도1은 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주된 조직으로 가지는 발명예1의 광학현미경 관찰 사진이다.
도2는 다각형 페라이트와 펄라이트 조직을 주된 조직으로 가지는 비교예4의 광학현미경 관찰 사진이다.
도3은 Ca/S와 CLR의 관계를 나타내는 그래프이다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 0.1~0.3%, Nb: 0.01~0.08%, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.01~0.3%, P: 0.015%이하, S: 0.001%이하, Cr: 0.05~0.3%, H: 0.00030%이하, N: 0.001~0.006% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 1.0＜Ca/S＜4.0을 만족하는 강관용 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판은 침상형 페라이트와 베이나이트 조직을 주상으로 포함하고, 도상 마르텐사이트(M&A) 조직을 제2상 조직으로 포함하는 강관용 강판.
  3. 제2항에 있어서, 상기 도상 마르텐사이트(M&A) 조직은 면적분율 기준으로 10% 이하인 것을 특징으로 하는 강관용 강판.
  4. 제2항에 있어서, 상기 침상형 페라이트의 결정립 크기는 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강관용 강판.
  5. 제1항에 있어서, 상기 강판은 CLR(Crack Length Ratio)이 10%이하이고, 항복강도가 450MPa 이상이며, -40℃에서의 샤르피(Charpy) 충격 흡수 에너지가 300J 이상인 것을 특징으로 하는 강관용 강판.
  6. 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Ni: 0.1~0.3%, Nb: 0.01~0.08%, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.01~0.3%, P: 0.015%이하, S: 0.001%이하, Cr: 0.05~0.3% 이하, H: 0.00030%이하, N: 0.001~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.0＜Ca/S＜4.0을 만족하는 강슬라브를 1100~1200℃로 가열하는 단계;
    상기 강슬라브를 오스테나이트 재결정 온도영역(Tnr이상)에서 1회 이상 다단계 압연하는 제1압연 단계;
    Ar3+20℃ 이상에서 마무리 압연하는 제2압연 단계; 및
    상기 압연한 강판을 10~60℃/s의 냉각 속도로 300~600℃로 냉각하는 단계를 포함하는 강관용 강판의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 제1압연 단계의 압하율은 20~80%임을 특징으로 하는 강관용 강판의 제조방법.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서, 상기 제2압연 단계의 압하율은 60~80%임을 특징으로 하는 강관용 강판의 제조방법.
KR1020090097319A 2009-10-13 2009-10-13 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법 KR20110040156A (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020090097319A KR20110040156A (ko) 2009-10-13 2009-10-13 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020090097319A KR20110040156A (ko) 2009-10-13 2009-10-13 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020130116972A Division KR101439791B1 (ko) 2013-09-30 2013-09-30 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20110040156A true KR20110040156A (ko) 2011-04-20

Family

ID=44046567

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020090097319A KR20110040156A (ko) 2009-10-13 2009-10-13 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR20110040156A (ko)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105331880A (zh) * 2015-11-12 2016-02-17 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种高强耐候桥梁钢及其制备方法
CN115992332A (zh) * 2021-10-19 2023-04-21 宝山钢铁股份有限公司 一种抗酸管线钢及其制造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105331880A (zh) * 2015-11-12 2016-02-17 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种高强耐候桥梁钢及其制备方法
CN115992332A (zh) * 2021-10-19 2023-04-21 宝山钢铁股份有限公司 一种抗酸管线钢及其制造方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100868423B1 (ko) 조관후 강도변화가 작은 스파이럴 강관용 후물 열연 고강도ａｐｉ－ｘ８０ 급 강재 및 제조방법
EP2264205A1 (en) High-strength steel plate excellent in low-temperature toughness, steel pipe, and processes for production of both
WO2013011791A1 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101271888B1 (ko) 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법
KR101601000B1 (ko) 내사워 라인 파이프용 강판의 제조 방법
KR101674775B1 (ko) 유정용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 강관의 제조 방법
KR101585724B1 (ko) 중심부 저온 파괴전파 저항성 및 항복비 특성이 동시에 우수한 후물 라인파이프 강재 및 그 제조방법
KR101778406B1 (ko) 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재 및 제조방법
JP4344073B2 (ja) 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法
JP2023110068A (ja) 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
KR100711371B1 (ko) 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법
KR100951249B1 (ko) 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재 및 그제조방법
KR101639909B1 (ko) 내수소유기균열성과 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법
KR101889182B1 (ko) 길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관
KR101403098B1 (ko) 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법
KR102164110B1 (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR101560943B1 (ko) 저온 인성이 우수한 강관용 열연강판 및 그 제조방법
KR100833033B1 (ko) 변형능이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
KR100723156B1 (ko) 변형능 및 취성파괴 정지 특성이 우수한 항복강도552ＭＰａ 급 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법
KR101786262B1 (ko) 강도 및 dwtt 저온인성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법
KR20110040156A (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법
KR101758527B1 (ko) 용접성이 우수한 파이프용 강재, 그 제조방법 및 이를 이용한 용접강관의 제조방법
KR101439791B1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 강관용 강판 및 그 제조방법
JP2022510934A (ja) 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法
KR20200047081A (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment
A107 Divisional application of patent
J201 Request for trial against refusal decision
J301 Trial decision

Free format text: TRIAL DECISION FOR APPEAL AGAINST DECISION TO DECLINE REFUSAL REQUESTED 20130930

Effective date: 20140612