KR20170070939A

KR20170070939A - 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20170070939A
Application number: KR1020150178536A
Authority: KR
Inventors: 정환교
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-14
Filing date: 2015-12-14
Publication date: 2017-06-23
Also published as: KR101758481B1

Abstract

본 발명은 오일이나 가스 수송 등의 용도로 사용되는 파이프용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 CO₂ 가스와 수분을 포함하는 부식환경에서 내식성이 우수할 뿐만 아니라, 저온인성이 우수한 파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재 및 그 제조방법 {STEEL SHEET FOR PIPE HAVING EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

석유나 가스 등 에너지 수송용 강관이나 저장용기에 사용되는 강재는 상기 에너지 내에 함유된 불순물이나 사용환경에 따라 강재에 요구되는 물성이 결정된다.

최근에는, 에너지원의 고갈에 따라 점차적으로 채굴환경이 열악해지고 있으며, 특히 CO₂와 같은 불순물이 다량으로 함유되어 있어 과거에는 개발하지 않은 에너지원들을 개발할 필요성이 높아지고 있다.

이러한, 채굴 에너지 품질의 열화 및 채굴환경이 보다 열악한 심해나 극한지로 이동되면서, 기존에 적용되던 탄소강 대비 내식성이 우수하면서 저온에서도 충격에 견딜 수 있는 강재의 개발이 요구되고 있다.

한편, 채굴되는 에너지에 함유된 이산화탄소(CO₂)는 탄소강의 부식을 촉진시키는 불순물로서, 이에 CO₂가 함유된 원유나 가스 등을 수송하는 강관에는 반드시 부식억제제를 투입하여 사용한다.

이와 같이, CO₂에 의한 부식속도의 증가는 원유나 가스 등을 수송하는 라인파이프뿐만 아니라, 최근 주목받고 있는 CO₂ 수송용 라인파이프와 CO₂ 저장용기용 강재 등에서도 해결되어야할 문제이다.

일반적으로 중성 수용액에서 일어나는 부식반응은 Fe가 Fe² ⁺ 이온으로 녹아나오는 양극반응과 물(H₂O)이 수산화이온(OH^-)으로 환원되는 음극반응으로만 구성되는 반면, CO₂가 함유되어 있는 수용액에서 일어나는 부식반응은 양극반응은 상기와 동일하나, 음극반응의 경우 물이 수산화이온으로 환원되는 반응뿐만 아니라, 탄산(H₂CO₃)의 환원반응과 탄산수소염(HCO₃ ^-)의 환원반응이 더 일어난다.

이에, CO₂가 함유된 환경에서의 부식속도가 CO₂가 함유되지 않은 환경에서의 부식속도에 비해 더 빨라지며, CO₂의 농도가 높아질수록 부식속도는 더욱 증가한다.

상술한 바와 같이, CO₂가 함유된 수용액에서 일어나는 부식반응 중 양극반응에 의해 발생하는 철이온(Fe² ⁺)과 음극반응에 의해 발생하는 탄산이온(CO₃ ^2-)이 반응하여 FeCO₃가 생성된다.

상기 FeCO₃는 특정 조건에서 강재 표면에 치밀하게 생성되어 부식을 억제하는 보호피막의 역할을 하는데, 특히 일반 탄소강의 경우 80℃ 이상의 고온에서 일정시간(5일 이상)이 경과하면 FeCO₃층이 강재 표면에 치밀하게 형성되어 부식속도가 급격하게 감소하는 것으로 알려져 있다.

하지만, 80℃ 이하의 온도에서는 FeCO₃ 피막이 치밀하게 형성되지 못하게 되므로, 이와 같이 온도가 낮고 CO₂가 함유된 환경에서는 CO₂에 의한 부식을 억제하기 위하여 부식 억제제를 용액 내에 지속적으로 투입하여야 한다.

따라서, 기존의 탄소강 라인파이프 대비 CO₂를 함유하는 환경에서 우수한 내식성을 가질 뿐만 아니라, 저온인성을 동시에 확보할 수 있는 강재의 개발이 요구된다.

본 발명의 일 측면은, CO₂를 함유하는 환경에서 우수한 내식성을 나타낼 뿐만 아니라, 저온 충격인성이 우수한 파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.25%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.5~1.8%, 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 질소(N): 0.001~0.010%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 크롬(Cr): 0.2~3.0%, 구리(Cu): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하여 980℃ 이상에서 상기 조압연을 종료하는 단계; 상기 조압연 후 750~880℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 700℃ 이상에서 수냉각을 개시하여 400~600℃에서 상기 수냉각을 종료하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, CO₂를 함유하는 환경에서 별도의 부식억제제의 첨가 없이도 내식성이 우수할 뿐만 아니라, -30℃의 극저온에서 충격인성이 우수한 파이프용 강재를 제공할 수 있다.

본 발명의 파이프용 강재는 원유 또는 가스 등을 수송함에 있어서, 극저온의 CO₂가 함유된 환경에 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 부식속도를 평가하기 위한 전기화학장치의 모식도를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예과 비교예들의 미세조직 관찰 사진을 나타낸 것이다.

강재는 사용온도가 낮아질수록 인성이 저하되는 특성이 있어, 약한 충격에도 쉽게 균열이 발생하고 전파하므로, 실제 환경에서 강관의 사용시 안정성에 큰 영향을 미친다. 따라서, 온도가 낮은 환경에서 사용되는 강재는 저온에서도 충격인성의 저하가 일어나지 않도록 성분, 조직 등을 제어할 필요가 있다.

충격인성은 샤르피 충격에너지 값으로 측정할 수 있고, 이러한 샤르피 충격에너지 값을 증가시킬수록 충격인성이 향상된다.

샤르피 충격에너지 값을 증가시키기 위해서는 황, 인과 같은 불순물의 첨가를 최소화하여야 하며, Ni 등의 합금원소의 함량을 적절하게 제어되어야 한다. 또한, 조직 측면에서는 펄라이트가 존재할 경우 균열의 개시점으로 작용하고, 페라이트와 펄라이트의 계면은 균열의 전파가 용이하므로, 가능한 한 펄라이트의 생성을 억제하는 것이 바람직하다. 더욱이, 균열의 전파를 어렵게 하기 위해서는 균열 전파의 방해요소가 되는 결정립계를 다수 형성하는 것이 바람직하다. 즉, 결정립을 미세하게 형성할수록 균열의 전파를 효과적으로 방해할 수 있어, 저온 충격인성 향상에 유리하다.

한편, 강재의 부식은 강재와 환경과의 화학반응에 의해 발생하는 것으로, 구체적으로 부식현상은 Fe가 용해되어 Fe² ⁺ 이온이 되면서 전자를 방출하는 양극반응과 상기 양극반응에서 방출된 전자를 소모하는 음극반응으로 구성되며, 이때 부식속도는 양극반응과 음극반응의 평형에서 결정된다. 강재의 부식속도를 줄이기 위해서는 양극반응이나 음극반응 중 하나 또는 두 반응의 속도를 모두 감소시켜야 한다.

부식반응의 속도를 늦추는 방법으로는 부식에 의해 생성되는 부식생성물을 강재 표면에 치밀하게 형성시킴으로써 전체 부식속도를 늦추는 방법이 있다.

이와 같이 CO₂를 포함하는 환경에서 Fe의 용출반응을 지연시키고, 안정한 FeCO₃ 피막을 형성하는 것은 강재의 성분조성에 크게 의존하므로, 그에 적합한 성분조성을 제공함이 바람직하다.

본 발명자는, CO₂ 환경에서의 내식성과 더불어 저온인성을 동시에 우수하게 확보하기 위해서는 강 성분조성의 제어뿐만 아니라, 제조조건의 최적화로 미세조직을 제어하는 것이 필수적임을 확인하였다.

특히, 강재의 저온인성을 향상시키기 위해서는 강 중 C 함량을 제어하는 것이 바람직하며, 더불어 내식성에 영향을 미치는 원소들, 바람직하게 Cr, Cu와 더불어 Ni, Mo 등의 첨가량을 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 저온인성에 영향을 미치는 결정립 미세화를 위해서는 그에 유리한 원소들, 바람직하게 Nb, Ti, V 등의 미량첨가 원소를 제어하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 본 발명자는 강재 내에 첨가되는 원소들의 종류 및 함량을 제어하고, 제조조건의 최적화로 미세조직을 미세화시킴으로써 기존 원유, 가스 등의 수송에 사용된 파이프용 강재와는 달리 CO₂가 함유된 수용액 내에서 우수한 내식성을 나타낼 뿐만 아니라, -30℃의 저온에서 충격인성이 우수한 파이프용 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른, 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재는 그 성분조성이 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.25%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.5~1.8%, 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 질소(N): 0.001~0.010%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 크롬(Cr): 0.2~3.0%, 구리(Cu): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명의 파이프용 강재는 상술한 성분조성 이외에 Ni, Mo, V 및 Ca 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

상기와 같이 본 발명의 파이프용 강재에 함유되는 Cr 및 Cu와 더불어 Ni, Mo은 부식환경에 따라 강재의 내식성을 변화시키는 원소들이다.

구체적으로, 산성 용액 내에서는 Cu가 Fe 용출을 억제함으로써 내식성을 향상시키는 효과가 있으며, Cr은 해수에서 강재의 내식성을 향상시킬 수 있다. 다만, 상술한 원소들을 첨가한다 하여 모든 부식환경에서 내식성을 향상시키는 효과를 나타내는 것이 아니며, 첨가되는 원소의 종류 및 함량에 따라 그 효과는 상반되기도 한다. 즉, 부식환경에 따라 적절한 함량이 첨가되지 못하면 오히려 부식을 조장하는 역할을 하기도 한다.

이와 같이, 강재의 부식은 화학반응에 의해 발생하는 현상으로, 강재의 성분조성에 큰 영향을 받으며, 미세조직에 의한 영향은 페라이트, 펄라이트 등의 2상(phase) 이상의 상이 존재하는 경우 상간 전위차에 의한 갈바닉 현상에 기인하다.

그러므로, 본 발명에서는 CO₂를 포함하는 환경에서의 내식성 향상 효과가 있는 원소들을 선택하고, 이들의 함량을 면밀하게 제어하는 것이 바람직하다.

동시에, 저온인성을 우수하게 확보하기 위해서는 미세조직을 단상으로 형성하는 것이 바람직하며, 상기 조직의 결정립을 미세화함이 바람직하므로, 이에 유리한 성분조성과 더불어, 제조조건을 최적화함이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에 의한 파이프용 강재의 성분조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.03~0.25%

탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데 유효한 원소로서, 그 함량을 증가시키면 강도를 향상시킬 수 있다.

본 발명에서는 원유, 가스 등의 수소용 파이프로서 사용하기에 적합한 강도를 확보하기 위해서는 상기 C를 0.03% 이상으로 함유하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 강재 미세조직 중 펄라이트나 베이나이트 등의 분율이 과다해져 충분한 저온인성을 확보할 수 없으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.03~0.25%로 제한함이 바람직하며, 보다 유리하게는 상기 C의 상한을 0.16%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.1~0.5%

실리콘(Si)은 탈산제로 작용하는 원소로서, 개재물을 제어하기 위해 첨가하는 것이 바람직하다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 다량의 MA상이 형성되어 저온인성 및 용접성이 열위해지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.1~0.5%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 0.5~1.8%

망간(Mn)은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.5% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Mn의 함량이 증가하면 강의 소입성이 증가하여 강도가 증가하나, 그 함량이 1.8%를 초과하여 너무 과도하면 소입성의 증가에 따라 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온 변태상의 분율이 증가하여 저온인성이 급격히 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.5~1.8%로 제한함이 바람직하다.

Al: 0.01~0.10%

알루미늄(Al)은 제강시 탈산을 위해 필수적으로 첨가되는 원소로서, 강의 충격인성을 개선시키며, 산소와 반응하여 산화물계 개재물을 형성한다.

이러한 Al의 함량이 0.01% 미만이면 탈산이 충분히 이루어지지 못하는 문제가 있으며, 반면 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 조대한 산화성 개재물의 양이 과다해져 국부적으로 부식을 일으키는 개시점으로 작용할 뿐만 아니라, 충격시 균열의 개시점으로 작용하여 내식성 및 저온인성을 저해하므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.01~0.10%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.001~0.010%

질소(N)는 Al과 질화물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 0.010%를 초과하여 과도해지면 고용상태의 N가 존재하게 되고, 이는 인성에 악영향을 미치므로, 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.010% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 강중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어려우므로 제조공정에서 그 부하를 허용할 수 있는 범위인 0.001%를 하한으로 제어함이 바람직하다.

P: 0.020% 이하

인(P)은 제강 중 필연적으로 강 중에 함유되는 원소로서, 그 함량이 과다하면 용접성 및 인성을 저해할 뿐만 아니라, 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되어 인성을 저해하는 문지가 있다.

따라서, 본 발명에서는 P의 함량을 최소화하는 것이 바람직하며, 제강공정상 발생되는 부하를 고려하여 그 함량을 0.020% 이하로 제한함이 바람직하다.

S: 0.003% 이하

황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물 원소로서, 일반적으로 Cu와 반응하여 CuS를 형성함으로써 부식반응에 영향을 미치는 강 내 Cu의 함량을 감소시키며, 이로 인해 내식성이 열위하게 되는 문제가 있다. 또한 MnS를 형성하여 저온인성을 저해하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 S의 함량을 최소화하는 것이 바람직하며, 제강공정상 발생되는 부하를 고려하여 그 함량을 0.003% 이하로 제한함이 바람직하다.

Cr: 0.2~3.0%

크롬(Cr)은 CO₂가 함유된 환경에서 강재의 내식성 향상에 크게 기여하고, 강재 표면에 안정한 피막을 형성하는데에 유리한 원소이다. 특히, 상술한 Al과 함께 첨가시 더욱 용이하게 강재 표면에 안정한 피막이 형성되어 내식성을 향상시킬 수 있다.

이를 위해서는 0.2% 이상으로 Cr을 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 3.0%를 초과하여 너무 과도하면 인성과 용접성에 악영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.2~3.0%로 제어함이 바람직하며, 내식성 향상을 보다 유리하게 확보하기 위해서는 1.0%를 초과하여 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Cu: 0.05~0.50%

구리(Cu)는 상기 Cr과 함께 첨가시 Fe의 용출을 지연시켜 부식저항성을 향상시키는데 유효한 원소이다.

이를 위해서는 0.05% 이상으로 Cu를 첨가하는 것이 바람직하나, 만일 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 슬라브 제조시 표면균열을 유발하여 국부부식 저항성을 떨어뜨리고, 압연을 위한 슬라브 재가열시 융점이 낮은 Cu가 강의 입계에 침투하여 열간가공시 크랙을 유발할 우려가 있으므로, 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Cu의 함량을 0.05~0.50%로 제한함이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.10%

니오븀(Nb)은 슬라브에서 NbC나 NbCN 형태의 석출물로 존재하며, 상기 슬라브의 재가열 공정에서 상기 석출물들이 분해되어 Nb가 강재 내에 고용됨으로써 압연시 재결정을 지연시키는 역할을 한다. 이와 같이, 재결정이 지연되면 높은 온도에서 압연을 행하더라도 오스테나이트 내 변형의 축적을 용이하게 만들어 압연 후 페라이트 변태시 페라이트 핵생성을 촉진하는 역할을 하므로, 결정립 미세화에 유리한 효과가 있다. 또한, 고용된 Nb은 마무리 열간압연시 미세한 Nb(C,N)으로 석출하여 강도를 증가시키는 역할을 한다.

상술한 재결정 지연효과와 더불어 강도 향상 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 Nb을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 슬라브 상에 조대한 석출물들이 형성하여 재가열시 고용도가 저하되며, 이로 인해 오히려 균열의 개시점으로 작용함에 따라 저온인성을 저해하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Nb의 함량을 0.01~0.10%로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.020%

티타늄(Ti)은 슬라브 내에서 TiN이나 (Nb,Ti)CN 형태의 석출물로 존재하며, 상기 슬라브의 재가열시 용해되지 않고 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립계에 존재한다. 오스테나이트 결정립계에 존재하는 TiN 석출물은 재가열시 발생하는 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 하므로, 최종 페라이트 결정립 미세화에 기여하는 효과가 있다.

이와 같이, 오스테나이트 결정립 성장을 효과적으로 억제하기 위해서는 0.005% 이상으로 Ti을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.020%를 초과하게 되면 강 중 N 함량 대비 그 함량이 과다하여 조대한 석출물들이 형성되며, 이는 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는데에 기여하지 못하게 되는 문제가 있다.

따라서, 실제 조업에서 강 중 N의 함량을 고려할 때, 그 상한을 0.020%로 제한함이 바람직하다.

본 발명에 의한 파이프용 강재는 상술한 성분조성 이외에, 본 발명에서 목표로 하는 물성을 더욱 향상시킬 목적에서 아래의 성분들을 추가적으로 더 포함할 수 있다. 이때, 하기 성분들은 1종만을 선택하여 첨가될 수 있으며, 2종 이상으로 복합되어 첨가될 수도 있다.

Ni: 0.05~0.50%

니켈(Ni)은 상술한 Cu와 마찬가지로 0.05% 이상으로 첨가하는 경우 부식 저항성 향상에 유효하다. 또한, Cu와 함께 첨가하면 Cu와 반응하여 융점이 낮은 Cu 상의 생성을 억제하여 열간가공시 크랙의 발생을 억제하는 효과도 있다. 더불어, Ni은 모재의 인정향상에도 유효한 원소이다.

하지만, 고가의 원소로서, 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 경제적인 측면에서 불리할 뿐만 아니라, 용접성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 상기 Ni의 첨가시 그 함량을 0.05~0.50%로 제한함이 바람직하다.

한편, 상기 Ni에 의한 부식 저항성 향상 효과는 Cu에 비해 높지 않으므로, 이러한 Ni을 다량첨가하는 것보다는 Cu 첨가에 의한 표면균열을 억제하기 위한 목적에서 Cu 함유량의 1.5배 이하로 함유하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.01~0.50%

몰리브덴(Mo)은 부식 저항성 향상에 기여할 뿐만 아니라, 압연 후 냉각시 냉각조건에 따라 최종 미세조직에 가장 큰 영향을 미치는 원소이다.

본 발명에서는 최종 미세조직을 침상 페라이트 주상으로 형성함으로써 저온인성을 크게 향상시킬 수 있으므로, 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다.

한편, 상기 Mo을 첨가함으로써 부식 저항성 향상을 얻기 위해서는 상기 Mo이 강재 내에 고용되어야 한다. 즉, 고용된 Mo이 강재 표면에 부식생성물 중 MoO₄ ^-를 생성시킴으로써 내식성 향상 효과를 얻을 수 있는 것이다.

이러한 Mo의 함량이 고용한도를 넘을 경우, 고용되고 남은 Mo이 C와 결합하여 탄화물을 형성함으로써 강도 향상에 기여하는 효과가 있을 수 있으나, 상기 탄화물은 기지조직과 갈바닉을 형성하여 오히려 부식속도를 증가시킬 우려가 있고, 탄화물의 크기가 조대할 경우 탄화물과 강재 계면에 형성된 공공(void)이 국부부식의 개시점으로 작용하여 국부부식 저항성을 저해하는 문제가 있다.

따라서, 이를 고려하여 본 발명에서는 상기 Mo의 첨가시 그 함량을 0.01~0.50%로 제한함이 바람직하다.

V: 0.01~0.07%

바나듐(V)은 강 중에 N가 충분히 존재하는 경우 VN의 형태로 석출되기도 하지만, 일반적으로 VC의 형태로 페라이트 영역에서 석출하는 원소이다. 특히, 오스테나이트가 페라이트로 변태시 공석 탄소 농도를 낮추고, VC가 세멘타이트(cementite) 형성을 위한 핵 생성 장소를 제공한다. 이로 인해, 입계에 Fe₂C가 연속적으로 형성되기보다는 불연속적인 구조의 형태를 가지게 됨에 따라 저온인성의 향상을 가져온다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 V을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.07%를 초과하게 되면 오히려 조대한 V 석출물이 형성되어 인성을 저해하므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 그 함량을 0.01~0.07%로 제한함이 바람직하다.

Ca: 0.0005~0.0050%

칼슘(Ca)은 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 하는 원소로서, 상기 Ca은 S과 반응하여 CaS를 형성하여 Mn과 S의 반응을 억제함에 따라 압연시 연신 MnS의 생성을 방해하는 효과가 있으며, 이로 인해 저온인성을 향상시킨다.

상기와 같이 형성된 CaS는 수용액 내에서 용해되어 수용액의 pH를 높이는 역할을 하며, 용액의 pH가 올라갈수록 강재 표면에 안정한 부식피막의 생성이 용이해지므로, 내식성 향상에 기여하게 된다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0005% 이상으로 Ca을 첨가하는 것이 바람직하나, 이러한 Ca은 휘발성이 커 수율이 낮은 원소이므로 제강공정에서 발생되는 부하를 고려하여 그 상한을 0.0050%로 제한함이 바람직하다.

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

상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 파이프용 강재는 미세조직이 면적분율 80% 이상의 침상 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 이때, 상기 침상 페라이트의 결정립 크기는 20㎛ 이하인 것이 바람직하다.

만일, 상기 결정립 크기가 20㎛를 초과하게 되면 결정립 미세화에 의한 저온인성 향상 효과가 저해되므로 바람직하지 못하다. 즉, 본 발명에서는 20㎛를 초과하는 결정립을 전혀 포함하지 않는 것이 바람직하다. 또한, 침상 페라이트의 분율이 80% 미만이면 펄라이트나 저온변태상 등과 같은 저온인성을 저해하는 2상 분율의 증가로 저온인성이 열위할 우려가 있다.

본 발명의 파이프용 강재는 상기 침상 페라이트를 제외한 잔부로서 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등을 포함할 수 있으며, 이들의 분율은 20% 이하인 것이 바람직하다.

상술한 성분조성 및 미세조직을 만족하는 본 발명의 파이프용 강재는 CO₂를 함유하는 환경에서 내식성이 우수할 뿐만 아니라, 저온인성이 우수하다.

특히, -30℃ 이하에서 샤르피 충격에너지 값이 100J 이상으로, 극저온 충격인성이 우수한 효과가 있다.

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

본 발명에 의한 파이프용 강재는 개략적으로 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 다음, 이를 재가열, 열간압연(조압연 및 마무리 압연), 냉각의 공정을 거쳐 열연강판으로 제조하는 방법을 제공한다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

재가열 공정

주조공정을 통해 제조된, 본 발명의 성분조성을 갖는 강 슬라브를 재가열함이 바람직하다.

재가열시 확산에 의해 슬라브상에 존재하는 C와 P 편석부가 완화되는데, 이때 재가열 온도가 너무 낮으면 확산이 충분히 일어나지 못하여 Mn, P 등의 편석이 남아있게 되므로 저온인성을 열위하게 한다. 또한, Nb이 첨가된 강의 경우 슬라브에 존재하는 (Ti,Nb)CN 형태의 석출물을 재가열시 분해시켜 Nb가 충분히 고용되도록 하여야 한다. 고용된 Nb은 오스테나이트 영역에서 압연 중 재결정을 지연시켜 오스테나이트상의 변형축적을 용이하게 함에 따라 최종 미세조직의 결정립 미세화를 조장하고, 결과적으로 저온인성이 향상되는 효과를 얻을 수 있다.

따라서, 슬라브 내 편석의 완화 및 Nb 고용을 위해서는 1050℃ 이상에서 재가열을 행함이 바람직하다. 만일, 재가열 온도가 1050℃ 미만이면 고용시 Nb 고용이 거의 일어나지 못하여 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없고, 오히려 슬라브 상에 존재하는 조대한 석출물들이 균열의 개시점으로 작용하여 저온인성을 저해하는 문제가 있다.

한편, 재가열시 그 온도가 높으면 편석부의 완화나 Nb 고용은 용이한 반면, 동시에 오스테나이트의 결정립 성장이 일어나므로 최종 미세조직의 결정립 크기가 증가하여 저온인성이 열위할 우려가 있다. 이를 방지하기 위해 본 발명에서는 Ti을 첨가하여 슬라브 상의 Ti 석출물이 오스테나이트 결정립 성장을 억제하지만, 1200℃를 초과하는 온도에서는 오스테나이트 결정립 성장이 급속히 발생하므로, 우수한 저온인성을 얻기 위해서는 재가열 온도의 상한을 1200℃로 제한함이 바람직하다.

조압연 공정

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 조압연함이 바람직하다.

상기 조압연시 가해진 압연 에너지를 해소하기 위하여 재결정이 일어나는데, 이때 재결정율은 압하율과 압연온도에 따라 결정된다. 즉, 압연온도가 높을수록 압하율이 높을수록 빠른 시간 내에 재결정이 일어나 재결정율이 높아지게 되며, 상기 재결정율이 높을수록 오스테나이트 결정립이 작아진다.

반면, 압연온도가 낮아질수록 재결정에 필요한 시간이 길어지고, 다음 압연이 진행되기 전에 충분한 재결정이 일어나지 않은 조대한 오스테나이트가 공존하는 부분 재결정이 발생한다. 이러한 부분 재결정은 오히려 저온인성을 열위하게 하는 문제가 있다.

상기 조압연은 재가열 직후 바로 진행되므로 상기 조압연의 개시 온도가 높아 충분한 재결정이 일어날 수는 있으나, 이러한 조압연이 계속될수록 압연온도는 낮아지게되므로 부분 재결정이 일어나지 않도록 조압연 종료온도를 제어하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 첨가되는 Nb의 함량과 가열온도 제한을 고려할 때 부분 재결정이 발생할 수 있는 온도는 980℃ 이하이므로, 상기 조압연시 종료온도를 980℃ 이상으로 제한함이 바람직하다.

한편, 저온인성 향상 측면에서 부분 재결정 발생을 방지하기 위해 조압연시 종료온도를 만족하는 범위 내에서 조압연 전체 압하율은 결정될 것이다.

마무리 열간압연

조압연 후 마무리 열간압연시에는 오스테나이트의 재결정이 거의 발생하지 않으므로, 압연시 에너지는 페라이트 변태시 핵생성 자리로 작용할 수 있는 변형대를 생성시키거나, 전위를 생성하여 유효 오스테나이트 결정립 크기를 미세화함이 바람직하다. 이러한 페라이트 핵생성 자리가 많을수록 최종 페라이트 결정립은 미세화되어 우수한 저온인성을 확보할 수 있다.

특히, -30℃ 이하에서의 우수한 충격인성을 확보하기 위해서는 마무리 열간압연시 전체 압하율을 60% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 열간압연시 압하율이 충분치 않으면 페라이트 변태시 미세한 결정립을 생성하지 못할 뿐만 아니라, 유효 오스테나이트 결정립이 조대하기 때문에 소입성이 커져 베이나이트 등의 생성이 용이해짐에 따라 저온인성이 열위해지는 문제가 있다.

한편, 마무리 열간압연시 패스당 가해진 압연 에너지를 오스테나이트 결정립에 변형대나 전위 형성을 통해 축적하기 위해서는 미재결정역 영역에서 충분히 압연이 이루어지는 것이 바람직하다. 이를 고려하여, 상기 마무리 열간압연은 980℃ 이하에서 개시됨이 바람직하다.

이와 같이, 마무리 열간압연시 패스당 가해진 압연 에너지는 오스테나이트 결정립에 변형대나 전위 형성을 통해 축적되지만, 높은 온도에서는 전위 소멸 등이 용이해져 압연 에너지가 충분히 축적되지 못하고 쉽게 사라진다. 다시 말해서, 압하율이 동일한 경우 고온에서 마무리 열간압연이 행해지면 오스테나이트 결정립게 축적된 에너지는 충분히 높지 않아 최종 페라이트 결정립 미세화가 다량으로 이루어지지 못하게 되며, 이는 결국 저온인성 향상에 크게 기여하지 못하게 된다.

이에, 본 발명에서는 제한된 성분조성 및 상술한 마무리 열간압연 전체 압하율을 고려하여 880℃ 이하에서 마무리 열간압연이 종료됨이 바람직하다. 다만, 마무리 열간압연 종료온도가 Ar3 변태온도 수준으로 낮아지면, 변태에 의해 생성된 페라이트와 펄라이트가 압연에 의해 변형을 받게 되며, 이는 저온인성을 열위하게 하므로 바람직하지 못하다. 따라서, 저온인성을 효과적으로 향상시키기 위해서는 750℃ 이상에서 마무리 열간압연이 종료됨이 바람직하다.

수냉각

마무리 열간압연 후 오스테나이트에서 페라이트 변태를 제어함으로써 강재의 최종 미세조직이 결정되는데, 본 발명에서 얻고자 하는 내식성 및 저온인성을 결정하는 미세조직적 요소는 페라이트를 제외한 2상(phase)의 구성 및 결정립 크기에 있다.

상기에 따라 마무리 열간압연을 종료한 후 공냉시 본 발명의 성분조성에서는 내식성은 확보되는 반면, 저온인성의 확보가 어렵다. 따라서, 본 발명에서는 마무리 열간압연 후 수냉을 실시하는 것이 바람직하며, 상기 수냉을 통해 펄라이트 생성을 억제함으로써 저온인성과 더불어 내식성을 보다 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.

보다 구체적으로, 미세조직으로 페라이트를 제외한 2상의 분율을 20% 이하로 제어하기 위해서는 700℃ 이상에서 상기 수냉을 개시함이 바람직하다. 만일 700℃ 미만의 온도에서 수냉이 개시되면 Ar3 변태온도 이하에서 수냉개시까지 대기하는 동안 조대한 초석 페라이트가 형성되고, 2상의 분율도 증가하게 되어 저온인성 및 내식성이 열위하게 되는 문제가 있다.

상기 냉각의 종료는 변태가 종료되는 온도 이하로 제어함이 바람직하다. 만일, 변태가 종료되지 않은 온도 이상에서 냉각을 종료하게 되면 후속하는 공냉시 미변태된 오스테나이트가 조대한 공냉 페라이트와 펄라이트로 변태하여 저온인성과 내식성을 저해하는 문제가 있다.

본 발명의 성분조성을 고려할 때 변태종료온도는 600℃ 이하이므로 냉각종료온도를 600℃로 제한함이 바람직하다. 다만, 냉각종료온도가 너무 낮으면 취성이 심한 마르텐사이트가 생성되므로, 이를 방지하기 위해서는 마르텐사이트 변태개시온도 이상에서 상기 냉각을 종료함이 바람직하다.

보다 바람직하게, 상기 냉각은 400~600℃의 범위에서 종료함이 바람직하다.

상기에 따라 제조된 냉각이 완료된 열연강판을 상온까지 공냉함으로써, 본 발명에서 목표로 하는 파이프용 강재를 제공할 수 있다.

본 발명은 상술한 파이프용 강재뿐만 아니라, 상기 본 발명의 강재를 ERW 또는 SAW 등과 같은 다양한 용접을 위한 용접용 강관을 포함할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 성분조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후 하기 표 2에 나타낸 조건으로 재가열, 조압연, 마무리 열간압연 및 냉각하여 각각의 열연강판을 제조하였다.

상기에 따라 제조된 각각의 열연강판을 실린더 모양의 시편으로 가공한 다음, 도 1에 나타낸 전기화학장치를 이용하여 부식속도를 평가하였다.

이때, 상기 전기화학시험은 강재의 내식성을 평가하기 위한 것으로서, 1% NaCl 용액에서 실시하였으며, 시편을 상기 장치에 장입하기 전에 용액 내 산소를 제거하기 위하여 질소를 1시간 이상 퍼징(purging)하였다. 이후, 1기압 분위기에서 CO₂ 가스를 용액 중에 연속적으로 주입하면서 시험을 실시하였다. 용액의 pH는 4.0과 5.9로 변화시켰으며, 온도는 상온과 70℃로 변화시켰다. 구체적인 전기화학시험시 조건은 하기 표 3에 나타내었다.

이때, 용액온도에 따라 측정값이 다르므로, 25℃에서는 동전위 시험을 이용하여 부식속도를 측정하였으며, 70℃에서는 직선분극시험을 이용하여 장시간 동안 CO₂를 흘려주는 용액 내에 침지하면서 시간에 따른 부식속도를 측정하였다.

상기 부식시험 결과는 표 4에 나타내었다. 또한, 각각의 열연강판 시편에 대해 인장시험과 -30℃, -50℃에서의 샤르피 충격시험을 측정하고 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.

강종	성분조성(중량%)
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Cu	Cr	Nb	Ti	Ni	Mo	V	Ca
1	0.04	0.20	1.35	0.012	0.0009	0.025	0.0045	0.2	0.7	0.05	0.012	0	0	0	0
2	0.05	0.20	1.50	0.011	0.0013	0.030	0.0052	0.2	1.5	0.02	0.010	0.2	0	0.03	0
3	0.05	0.25	1.60	0.008	0.0012	0.020	0.0041	0.1	2.0	0.02	0.010	0	0.15	0	0
4	0.07	0.15	1.20	0.020	0.0012	0.035	0.0056	0.3	1.0	0.03	0.013	0.3	0	0	0.00 20
5	0.08	0.20	1.15	0.015	0.0014	0.020	0.0039	0.1	0.5	0.04	0.008	0	0	0.04	0.00 14
6	0.14	0.10	0.90	0.020	0.0017	0.027	0.0055	0.3	2.0	0.015	0.010	0.3	0.10	0	0
7	0.16	0.15	1.00	0.015	0.0011	0.019	0.0048	0.1	1.6	0.01	0.015	0	0	0.04	0.00 12
8	0.20	0.20	0.75	0.009	0.0010	0.031	0.0050	0.1	1.0	0.03	0.008	0.2	0	0	0.00 15
9	0.21	0.15	1.10	0.018	0.0015	0.023	0.0039	0.3	2.1	0.03	0.010	0	0	0.05	0
10	0.07	0.25	1.50	0.014	0.0025	0.024	0.0049	0	0	0.02	0	0	0	0	0
11	0.14	0.25	1.10	0.018	0.0012	0.031	0.0052	0.3	0	0	0.010	0.3	0	0	0
12	0.25	0.10	1.00	0.009	0.0010	0.025	0.0059	0	0	0.03	0	0	0	0	0.00 10
13	0.10	0.20	1.50	0.015	0.0025	0.025	0.0047	0.3	1.0	0	0	0.3	0	0	0
14	0.05	0.25	1.40	0.018	0.0016	0.030	0.0054	0.1	0.5	0.04	0.010	0	0.10	0	0
15	0.08	0.30	1.20	0.010	0.0010	0.027	0.0061	0.1	0.5	0	0	0	0	0.04	0.00 20
16	0.25	0.15	0.70	0.013	0.0014	0.030	0.0039	0.2	0	0.02	0	0	0.15	0	0.00 25

강종	재가열	압연				냉각		구분
	온도 (℃)	조압연	마무리 열간압연			개시온도 (℃)	종료온도 (℃)
	온도 (℃)	종료온도 (℃)	압하율 (%)	개시온도 (℃)	종료온도 (℃)	개시온도 (℃)	종료온도 (℃)
1	1100	1045	70	900	820	760	450	발명예 1-1
	1135	1060	85	900	790	710	430	발명예 1-2
	1182	1084	80	930	800	720	430	발명예 1-3
2	1085	990	70	930	850	790	450	발명예 2-1
2	1130	1050	75	960	850	780	480	발명예 2-2
3	1105	1020	75	950	840	780	480	발명예 3-1
	1150	1070	75	970	870	800	500	발명예 3-2
	1198	1100	80	900	790	720	500	발명예 3-3
4	1150	1060	70	920	830	770	510	발명예 4-1
	1145	1020	70	900	800	740	430	발명예 4-2
	1151	1040	70	940	860	790	480	발명예 4-3
5	1089	1000	65	900	850	800	510	발명예 5-1
5	1165	1065	75	920	830	750	450	발명예 5-2
6	1110	1010	70	880	790	710	400	발명예 6-1
	1105	1010	65	900	830	790	520	발명예 6-2
	1109	1005	65	920	850	810	500	발명예 6-3
7	1185	1040	70	950	850	800	480	발명예 7-1
7	1167	1035	70	970	870	810	550	발명예 7-2
8	1095	990	70	930	830	750	420	발명예 8-1
	1085	985	65	950	880	820	550	발명예 8-2
	1085	985	65	900	830	790	480	발명예 8-3
9	1150	1030	70	950	850	800	520	발명예 9-1
9	1126	1000	70	900	810	740	410	발명예 9-2
10	1200	1150	80	1080	950	-	-	비교예 1-1
	1280	1180	60	980	880	800	500	비교예 1-2
	1150	1050	50	980	880	820	550	비교예 1-3
11	1100	1020	80	850	720	690	500	비교예 2-1
11	1120	1050	60	980	940	900	700	비교예 2-2
12	1150	1030	55	1000	970	-	-	비교예 3-1
12	1150	1030	55	1000	970	850	550	비교예 3-2
13	1140	960	65	930	870	830	600	비교예 4-1
13	1140	1000	65	980	940	800	550	비교예 4-2
14	1100	950	75	930	840	-	-	비교예 5-1
	1140	1050	60	1040	980	750	380	비교예 5-2
	1140	980	40	930	900	800	480	비교예 5-3
15	1020	950	80	930	780	680	450	비교예 6-1
15	1260	1140	60	980	900	750	650	비교예 6-2
16	1180	1080	75	1030	870	800	480	비교예 7-1
16	1180	1030	45	950	900	850	350	비교예 7-2

(상기 표 2에서 비교예 1-1, 비교예 3-1, 비교예 5-1은 마무리 열간압연 이후 공냉 공정을 적용한 경우이다.)

구분	시험용액	CO₂ 분압	용액 pH	용액 온도
조건 1	1% NaCl	1 bar	4.0	25℃
조건 2	1% NaCl	1 bar	5.9	70℃

구분	인장시험		저온인성		부식시험
	항복강도	인장강도 (MPa)	-30℃ (J)	-50℃ (J)	25℃부식속도 (mm/y)	70℃48시간 후 부식속도 (mm/y)
	(MPa)	인장강도 (MPa)	-30℃ (J)	-50℃ (J)	25℃부식속도 (mm/y)	70℃48시간 후 부식속도 (mm/y)
발명예 1-1	527	605	271	230	0.6	1.07
발명예 1-2	512	614	268	235	0.58	1.05
발명예 1-3	508	619	298	259	0.6	1.05
발명예 2-1	557	655	299	267	0.58	0.1
발명예 2-2	564	633	314	243	0.57	0.08
발명예 3-1	549	628	305	273	0.52	0.98
발명예 3-2	534	614	289	239	0.54	0.95
발명예 3-3	530	607	270	245	0.52	0.94
발명예 4-1	565	660	303	251	0.49	0.95
발명예 4-2	554	661	290	240	0.51	0.94
발명예 4-2	568	645	325	264	0.51	0.99
발명예 5-1	531	588	255	204	0.55	1.04
발명예 5-2	535	597	267	211	0.56	1.07
발명예 6-1	547	681	214	164	0.45	0.84
발명예 6-2	559	632	203	165	0.44	0.87
발명예 6-3	564	660	205	154	0.44	0.84
발명예 7-1	558	639	164	124	0.49	0.94
발명예 7-2	541	617	139	138	0.51	0.95
발명예 8-1	570	681	167	120	0.55	1.0
발명예 8-2	575	654	145	115	0.54	1.01
발명예 8-3	591	679	174	124	0.55	1.05
발명예 9-1	604	681	110	101	0.45	0.81
발명예 9-2	615	723	123	103	0.43	0.83
비교예 1-1	386	439	56	28	0.96	1.64
비교예 1-2	496	575	71	42	0.94	1.72
비교예 1-3	460	547	60	40	0.94	1.65
비교예 2-1	467	524	52	37	0.91	1.61
비교예 2-2	440	497	48	29	0.92	1.61
비교예 3-1	430	497	39	17	0.98	1.73
비교예 3-2	565	611	51	29	0.95	1.71
비교예 4-1	574	629	60	34	0.55	0.97
비교예 4-2	569	637	58	29	0.54	0.95
비교예 5-1	437	485	47	28	0.57	1.04
비교예 5-2	475	590	50	31	0.56	1.01
비교예 5-3	452	510	78	39	0.57	1.05
비교예 6-1	515	602	70	38	0.59	1.07
비교예 6-2	498	573	62	34	0.58	1.05
비교예 7-1	526	589	47	25	0.93	1.78
비교예 7-2	549	668	36	19	0.93	1.81

상기 표 1, 2 및 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1-1 내지 9-2의 경우에는 강도뿐만 아니라, 저온에서의 인성과 부식특성을 우수하게 확보할 수 있다.

한편, 강 성분조성이 본 발명을 만족하지만, 제조조건이 본 발명을 만족하지 아니한 비교예 4-1 내지 6-2의 경우에는 강도 및 인성을 열위한 반면, 부식속도가 적게는 25% 많게는 50%까지 감소된 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 강재의 부식속도는 제조조건에 비해 강 성분조성에 크게 의존함을 알 수 있다.

그 외 비교예들은 강도 및 인성뿐만 아니라, 부식속도 감소가 크지 않음을 확인할 수 있다.

따라서, 본 발명에서 의도하는 강재의 저온인성과 더불어 내식성을 확보하기 위해서는, 강 성분조성 및 제조조건을 본 발명에서 제시하는 범위를 만족하여만 하는 것이다.

도 2는 발명예 1-1(a), 3-3(b)과 비교예 5-1(c), 6-2(d), 7-2(e)의 미세조직을 관찰한 사진으로서, 도 2에 나타낸 바와 같이, 발명예들에서는 높은 분율로 미세한 침상 페라이트가 형성된 반면, 비교예들에서는 결정립이 조대한 페라이트가 형성되거나, 침상 페라이트 이외에 저온변태상 등의 2상 분율이 매우 높음을 확인할 수 있다.

1. Reference electrode
2. Temperature probe
3. Gas outlet
4. Luggin capillary
5. Platinum counter electrode
6. Hot plate
7. Condenser
8. pH electrode
9. CO₂ purge tube
10. Sample
11. Magnetic stir bar

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.03~0.25%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.5~1.8%, 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 질소(N): 0.001~0.010%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 크롬(Cr): 0.2~3.0%, 구리(Cu): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 크롬(Cr)을 1.0중량% 초과하여 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 중량%로, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.50%, 바나듐(V): 0.01~0.07% 및 칼슘(Ca): 0.0005~0.0050% 중 1종 이상을 더 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 미세조직으로 면적분율 80% 이상의 침상 페라이트를 포함하고, 결정립 크기가 20㎛ 이하인 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 -30℃ 이하에서 샤르피 충격에너지 값이 100J 이상인 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.03~0.25%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.5~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 질소(N): 0.001~0.010%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 크롬(Cr): 0.2~3.0%, 구리(Cu): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하여 980℃ 이상에서 상기 조압연을 종료하는 단계;
상기 조압연 후 750~880℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
상기 열연강판을 700℃ 이상에서 수냉각을 개시하여 400~600℃에서 상기 수냉각을 종료하는 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계
를 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 크롬(Cr)을 1.0중량% 초과하여 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 량%로, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.50%, 바나듐(V): 0.01~0.07% 및 칼슘(Ca): 0.0005~0.0050% 중 1종 이상을 더 포함하는 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 마무리 열간압연은 980℃ 이하의 온도에서 개시하는 것인 내식성 및 저온인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.