KR20170074285A

KR20170074285A - 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재, 그 제조방법 및 이를 이용한 용접강관의 제조방법

Info

Publication number: KR20170074285A
Application number: KR1020150183016A
Authority: KR
Inventors: 노경민; 주민성
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-21
Filing date: 2015-12-21
Publication date: 2017-06-30
Also published as: KR101795882B1

Abstract

본 발명은 오일이나 가스 등의 채굴에 사용되는 파이프용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재 및 그 제조방법과 상기 파이프용 강재를 이용하여 용접강관을 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재, 그 제조방법 및 이를 이용한 용접강관의 제조방법 {STEEL SHEET FOR PIPE HAVING EXCELLENT STRENGTH AND TOUGHNESS, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, AND METHOD FOR MANUFACTURING WELDED STEEL PIPE USING THE SAME}

최근, 오일, 가스 등을 채굴하기 위한 환경이 점차적으로 가혹화되고 있으며, 채산성을 향상시키기 위하여 생산원가를 낮추기 위한 노력들이 지속되고 있다.

한편, 오일, 가스 등을 채굴하기 위해 사용되는 강관의 경우에는 조관 후 열처리(퀀칭 및 템퍼링)를 행하지 않고도 고강도의 용접강관을 제조할 수 있는 방법을 개발함으로써, 열처리에 필요한 비용을 줄이고자하는 요구가 증대되고 있다.

이에 따라, 강관 전체의 열처리를 생략할 수 있는 고강도 강관의 제조기술이 다음과 같이 제안되었다.

일 예로, 특허문헌 1에서는 탄소(C) 함량이 0.2~0.3%로 이루어지는 슬라브를 압연한 후 450~500℃까지 냉각하여 베이나이트와 마르텐사이트의 조직을 형성함으로써 강도를 향상시킨 용접강관을 제조하는 방법을 제시하고 있다.

또한, 특허문헌 2에서는 탄소함량이 0.05~0.12%로 이루어지는 슬라브를 압연 후에 300℃ 이하의 온도에서 권취하여 베이나이트 균일조직을 형성함으로써 강도를 향상시킨 용접강관을 제조하는 방법을 제시하고 있다.

하지만, 상기 특허문헌 1은 강관의 강도 확보 측면에서만 고려할 뿐이며, 항복강도가 900MPa 이상으로 파이프 제조시 장비에 부하가 심해지는 문제가 있다.

또한, 특허문헌 2의 경우에는 300℃ 이하의 저온에서 권취를 행하여야 하므로, 온도제어가 곤란하고, 판형상이 균일하지 못한 문제가 있다.

더불어, 상기 특허문헌 1 및 2 모두 모재의 강도 또는 인성을 확보하고자 하는 측면만 고려하고 있을 뿐, 용접강관의 용접부 인성을 확보하고자 하는 측면을 전혀 고려하고 있지 않다.

그러나, 오일, 가스 등의 채굴 환경이 열악해짐에 따라 용접부의 충격인성이 우수한 강관의 수요가 늘어나고 있어, 이에 적합한 강관의 개발이 시급하다.

한국 공개특허공보 제2013-0046920호 한국 공개특허공보 제2013-0048796호

본 발명의 일 측면은, 강관으로 제조한 후 별도의 열처리를 행하지 않고서도 목표하는 강도를 가지면서, 충격인성이 우수한 파이프용 강재, 그의 제조방법과 이를 이용하여 용접강관을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.04~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.01~0.5%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cu, Ni, Mo 및 V는 하기 관계식 1로 표현되는 성분관계식을 만족하고,

미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재를 제공한다.

[관계식 1]

0.50 ≤ Cu + Ni + (3×Mo) + (3×V)

(상기 관계식 1에서 Cu, Ni, Mo 및 V는 해당원소의 중량함량을 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 750~900℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 300~500℃까지 냉각 후 권취하는 단계를 포함하는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 강관으로 성형 및 용접한 후 상기 강관 전체에 열처리를 행하지 않고서도 목표로 하는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재를 제공할 수 있다.

본 발명의 파이프용 강재를 성형 및 용접하여 얻어지는 강관은 열악한 환경에서 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.

본 발명자들은 오일, 가스 등의 채굴에 적합한 강도 특히, API 규격 5CT P110 상당의 강도(항복강도 758~965MPa, 인장강도 862MPa 이상)를 가지면서, 모재 및 용접 열영향부의 인성이 우수한 파이프용 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 강 합금조성 및 제조조건과 더불어, 특정 성분들의 함량 관계를 최적화하는 것에 의해 의도하는 물성을 갖는 파이프용 강재를 제공할 수 있고, 또한 본 발명의 파이프용 강재는 통상 강관으로 조관한 후 행해지는 열처리 공정을 생략할 수 있는 점에서, 기술적 의의가 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재는 합금조성이, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.04~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.01~0.5%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하를 만족하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 파이프용 강재의 합금조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.08~0.18%

탄소(C)는 강의 경화능을 증가시키는 원소로서, 그 함량이 0.08% 미만이면 경화능이 부족하여 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 함량이 0.18%를 초과하게 되면 항복강도가 지나치게 높아져 가공이 어려워질 수 있고, 충격인성이 열위해질 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.08~0.18%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.10~0.50%

실리콘(Si)은 페라이트상 중에서 C의 활동도(activity)를 증가시키고, 페라이트의 안정화를 촉진시키며, 고용강화에 의한 강도 확보에 기여하는 원소이다. 또한, 강재의 전기저항용접시 Mn₂SiO₄ 등의 저융점 산화물을 형성시켜, 용접시에 산화물이 용이하게 배출되도록 한다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.10% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 용접시 Mn₂SiO₄ 이외의 고융점 산화물인 SiO₂의 형성이 과다해져 전기저항용접시 용접부 인성을 저하시킬 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.10~0.50%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 1.2~2.0%

망간(Mn)은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 이러한 Mn의 함량이 1.2% 이상으로 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어, 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 있다. 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 제강공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발생되고, 이는 최종제품의 용접성을 해치는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.2~2.0%로 제한함이 바람직하다.

P: 0.020% 이하

인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 인성을 열화시키는 원소이므로, 그 함량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하다.

다만, 제강 단계에서의 비용을 고려하여 그 상한을 0.020%로 제한할 수 있으며, 0%는 제외한다.

S: 0.003% 이하

황(S)은 상기 P과 마찬가지로 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 조대한 개재물을 형성하기 쉬운 원소이다. 이러한 S은 강의 인성을 저하시키거나 크랙의 진전을 조장하므로 가능한 한 낮게 함유하는 것이 바람직하다.

다만, 제강 단계에서의 비용을 고려하여 그 상한을 0.003%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.002% 이하로 함유하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.

Nb: 0.04~0.1%

니오븀(Nb)은 석출물을 형성하여 강의 강도에 큰 영향을 미치는 원소로서, 강 중에 탄질화물을 석출하거나 Fe 내 고용강화를 통해 강의 강도를 향상시킨다.

특히, Nb계 석출물들은 슬라브 개자열시 고용된 후 열간압연 중에 미세하게 석출하여 강의 강도를 효과적으로 증가시킨다.

이러한 Nb의 함량이 0.04% 미만이면 미세 석출물이 충분히 형성되지 못하여 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으며, 반면 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 과다한 석출로 인해 연주성, 압연성 및 연신성이 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Nb의 함량을 0.04~0.1%로 제한함이 바람직하다.

Cr: 0.05~0.5%

크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 이러한 Cr의 함량이 0.05% 미만이면 Cr 첨가에 의한 경화능 향상 효과가 불충분한 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 인성이 급격히 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.05~0.5%로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.05%

티타늄(Ti)은 질소(N)와 반응하여 TiN을 형성함으로써 슬라브 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제할 뿐만 아니라, 용접 열영향부(HAZ)의 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로써 강도를 증대시키는 역할을 하는 원소이다.

또한, TiN의 형성을 통해 고용 N을 제거하는 동시에, BN 생성을 억제하여 경화능 향상에 기여하는 고용 B를 확보할 수 있다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 [3.4×N(중량%)]을 초과하여 첨가함이 바람직하므로, 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과도하면 조대화된 TiN이 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으므로, 이를 고려하여 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다.

Cu: 0.01~0.5%

구리(Cu)는 모재나 용접부의 경화능 및 부식 저항성 향상에 유효한 원소로서, 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 Cu를 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 용접 열영향부의 인성이나 용접성을 열화시킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Cu의 함량을 0.01~0.5%로 제한함이 바람직하다.

Ni: 0.01~0.5%

니켈(Ni)은 경화능 및 부식 저항성 향상에 유효한 원소이며, 상술한 Cu와 함께 첨가할 경우 Cu와 반응하여 융점이 낮은 Cu상의 생성을 억제하여 열간가공시 크랙이 발생하는 문제점을 억제하는 효과도 있다. 또한, 상기 Ni은 모재의 인성을 향상시키는데에도 유효한 원소이다.

상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 Ni을 첨가하는 것이 바람직하나, 상기 Ni은 고가의 원소로 0.5%를 초과하여 첨가시 제조원가가 크게 상승하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Ni의 함량을 0.01~0.5%로 제한함이 바람직하다.

V: 0.01~0.5%

바나듐(V)은 상기 Nb과 동일한 효과를 나타낼 뿐만 아니라, 용접부의 연화를 억제하는 효과가 있다.

상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 V을 첨가하는 것이 바람직하나, 이 역시 고가의 원소로서 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 크게 상승하여 경제적인 측면에서 불리하다.

따라서, 본 발명에서는 V의 함량을 0.01~0.5%로 제한함이 바람직하다.

Ca: 0.001~0.006%

칼슘(Ca)은 유화물의 형태 제어를 위해 첨가되는 원소로서, 이러한 Ca의 함량이 0.001% 미만이면 MnS가 발생하여 인성 저하를 초래할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.006%를 초과하게 되면 소강 중의 S 함량에 대하여 과잉 첨가되어 CaS 클러스터(cluster)가 발생하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Ca의 함량을 0.001~0.006%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.008% 이하

질소(N)는 강 중에서 Ti 또는 Al과 결합하여 질화물을 형성하는 원소이다. 이러한 N의 함량이 0.008%를 초과하게 되면, 상기 N의 고정을 위해 Ti, Al 등의 첨가량 증가가 불가피하게 되므로, 그 함량을 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 제강 공정시 부하를 고려하여 0%는 제외한다.

본 발명의 파이프용 강재는 상술한 합금조성 이외에 몰리브덴(Mo)을 더 포함할 수 있다.

상기 Mo은 경화능이 큰 원소로서, 강도 향상에 유리한 원소이다. 다만, 상기 Mo은 고가의 원소로서 다량 첨가시 제조원가를 크게 상승시키는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.

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

본 발명의 파이프용 강재는 상술한 합금조성을 포함함에 있어서, 상기 Cu, Ni, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

0.50 ≤ Cu + Ni + (3×Mo) + (3×V)

상기 Cu, Ni, Mo 및 V은 모두 강의 강도에 기여하는 원소들로서, 상기 관계식 1의 값이 0.50 미만이면 충분한 강도를 확보할 수 없거나, 용접 열영향부 인성이 열위할 수 있다.

본 발명은 강의 강도를 확보하는데에 영향을 미치는 성분들간의 함량을 상술한 관계식 1로 제어함으로써, 의도하는 물성 즉, 고강도와 더불어 인성을 우수하게 확보할 수 있는 것이다.

상술한 합금조성 및 성분관계를 만족하는 본 발명의 파이프용 강재는 미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하는 것이 바람직하며, 상기 베이나이트는 면적분율 70% 이상으로 포함하는 것이 보다 바람직하다.

만일, 상기 베이나이트의 분율이 70% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도 및 인성을 우수하게 확보할 수 없다.

즉, 본 발명의 파이프용 강재는 베이나이트를 면적분율 70% 이상으로 포함함으로써 758MPa 이상의 항복강도 및 862MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 용접 후 용접 열영향부(HAZ) 충격에너지가 50J 이상으로 용접부 인성을 우수하게 확보할 수 있다.

한편, 상기 베이나이트를 제외한 잔부 미세조직으로서 페라이트와 마르텐사이트를 포함할 수 있다.

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

본 발명에 따른 파이프용 강재는, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열 - 열간압연 - 냉각- 권취 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대해 상세히 설명한다.

[재가열 공정]

본 발명에서 제한하는 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열함이 바람직하다.

상기 재가열 공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 수행되어야 한다.

본 발명에서는 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열 공정을 행함이 바람직한데, 만일 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 Nb가 완전히 고용되기 어려워 충분한 강도를 확보하기 어려워지며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 초기 결정립이 너무 조대해져 입도 미세화가 어려워지는 문제가 있다.

[열간압연 공정]

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 조압연 및 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.

이때, 조압연은 900~1100℃에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 조압연이 900℃ 이하의 온도에서 종료되면 압연기 설비부하 문제가 발생할 위험성이 높아지는 문제가 있다.

상기 조압연에 후속하여 행해지는 마무리 열간압연은 미재결정온도 영역인 750~900℃에서 행하는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 열간압연 온도가 750℃ 미만이면 혼립조직이 발생할 가능성이 높아지는 문제가 있으며, 반면 900℃를 초과하게 되면 최종 조직이 조대해져 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 열간압연시 조압연의 온도범위를 900~1100℃로 제한하고, 마무리 열간압연시의 온도범위를 750~900℃로 제한함이 바람직하다.

[냉각 및 권취 공정]

상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취하는 것이 바람직하다.

상기 냉각은 강의 강도와 인성을 향상시키는 요소로서, 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키고, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 냉각시 10℃/s 이상의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다. 만일, 냉각속도가 10℃/s 미만이면 페라이트와 펄라이트의 형성이 증가하여 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 이때, 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 냉각설비의 부하를 고려하여 설정할 수 있을 것이다.

또한, 상기 냉각은 300~500℃에서 종료하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 종료온도가 500℃를 초과하게 되면 베이나이트 상이 불충분해져 강도를 충분하게 확보할 수 없게 되는 문제가 있으며, 반면 300℃ 미만에서 냉각이 종료되면 마르텐사이트 분율이 지나치게 증가함에 따라 형상이 나빠져 가공이 어려워지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하여 300~500℃의 온도범위에서 냉각을 종료한 후, 상기 온도범위에서 권취를 행하는 것이 바람직하다.

상술한 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 열연강판(즉, 파이프용 강재)을 이용하여 강관으로 제조할 수 있다.

이때, 강관으로 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않으나, 경제성이 가장 뛰어난 전기저항용접을 이용하여 성형 및 용접하여 제조함이 바람직하다. 상기 전기저항용접시 어떠한 용접방식도 이용할 수 있으므로, 용접방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.

본 발명은 상기 열연강판을 성형 및 용접하여 강관으로 제조함에 있어서, 상기 강관에 별도의 열처리(켄칭 및 템퍼링)를 행하지 않고서도 목표로 하는 강도 및 인성을 가질 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 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 나타낸 합금조성(나머지는 Fe 및 불가피한 불순물임)을 갖는 강 슬라브를 1260℃ 이상으로 가열한 후, 조압연한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 마무리 열간압연 및 냉각한 후 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이때, 권취는 상기 냉각이 종료된 온도에서 실시하였으며, 냉각은 20~40℃/s의 냉각속도로 실시하였다.

상기에 따라 제조된 각각의 열연강판의 미세조직을 측정한 후, 이를 성형 후 전기저항용접하여 강관으로 제조하였다. 이때 미세조직은 광학현미경으로 측정한 후 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 베이나이트 분율을 측정하였다.

상기 각각의 강관에 대해 인장시험기를 이용하여 항복강도, 인장강도를 측정하였다. 이때, 통용되는 ASTM A370에 준하는 시험으로 실시하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 또한 용접 열영향부 충격에너지를 측정(ASTM A370)하고, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.

구분	합금조성(중량%)														관계식1
구분	C	Si	Mn	P	S	Nb	Cr	Ti	Cu	Ni	Mo	V	Ca	N	관계식1
발명강1	0.13	0.35	1.7	0.01	0.002	0.06	0.4	0.012	0.27	0.15	0.01	0.03	0.003	0.005	0.54
발명강2	0.13	0.34	1.8	0.01	0.002	0.06	0.4	0.017	0.25	0.20	0	0.04	0.002	0.004	0.57
발명강3	0.14	0.34	1.8	0.01	0.002	0.06	0.3	0.017	0.25	0.25	0	0.01	0.003	0.004	0.62
비교강1	0.12	0.35	1.7	0.01	0.002	0.05	0.35	0.014	0	0	0.15	0	0.002	0.003	0.45
비교강2	0.13	0.34	1.8	0.01	0.002	0.07	0.4	0.014	0	0	0.12	0	0.002	0.003	0.36
비교강3	0.09	0.34	1.7	0.01	0.002	0.07	0.35	0.013	0	0	0.08	0.03	0.002	0.004	0.33

구분	제조공정			미세조직	기계적 물성
구분	재가열 온도 (℃)	마무리 열간압연 온도 (℃)	권취 온도 (℃)	B분율 (%)	강관 항복강도 (MPa)	강관 인장강도 (MPa)	용접 열영향부 충격에너지 (J, at 0℃)
발명강1	1292	789	387	74	763	927	62
발명강2	1262	812	422	80	795	956	59
발명강3	1288	821	368	86	821	1013	55
비교강1	1290	793	361	73	758	982	18
비교강2	1272	786	415	71	762	940	26
비교강3	1281	807	491	67	731	829	25

(상기 표 2에서 'B'는 베이나이트를 의미한다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성, 성분관계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 3의 경우에는 API 규격 5CT P110에서 규정하는 물성 이상의 강도와 용접 열영향부 인성을 확보할 수 있다.

반면, 관계식 1의 값이 본 발명을 만족하지 아니한 비교강 1 내지 3은 제조조건이 본 발명을 만족하더라도, 용접 열영향부 인성이 모두 열위하였다. 이중 비교강 3의 경우에는 베이나이트 분율이 70% 미만으로 형성되었으며, 강도를 충분히 확보할 수 없었다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.04~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.01~0.5%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 Cu, Ni, Mo 및 V는 하기 관계식 1로 표현되는 성분관계식을 만족하고,
미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재.

[관계식 1]
0.50 ≤ Cu + Ni + (3×Mo) + (3×V)
(상기 관계식 1에서 Cu, Ni, Mo 및 V는 해당원소의 중량함량을 의미한다.)
제 1항에 있어서,
상기 강재는 몰리브덴(Mo)을 0.5중량% 이하로 더 포함하는 것인 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 미세조직으로 면적분율 70% 이상의 베이나이트 및 잔부 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 758MPa 이상의 항복강도 및 862MPa 이상의 인장강도를 갖는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 용접 후 용접 열영향부(HAZ) 충격에너지가 50J 이상인 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.08~0.18%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.2~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 니오븀(Nb): 0.04~0.1%, 크롬(Cr): 0.05~0.5%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 바나듐(V): 0.01~0.5%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Cu, Ni, Mo 및 V는 하기 관계식 1로 표현되는 성분관계식을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계;
상기 조압연 후 750~900℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및
상기 열연강판을 300~500℃까지 냉각 후 권취하는 단계
를 포함하는 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.

[관계식 1]
0.50 ≤ Cu + Ni + (3×Mo) + (3×V)
(상기 관계식 1에서 Cu, Ni, Mo 및 V는 해당원소의 중량함량을 의미한다.)
제 6항에 있어서,
상기 조압연은 900~1100℃에서 행하는 것인 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 냉각은 10℃/s 이상의 냉각속도로 행하는 것인 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo)을 0.5중량% 이하로 더 포함하는 것인 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재의 제조방법.
제 6항 내지 제9항 중 어느 한 항의 방법으로 제조된 파이프용 강재를 성형 및 용접하여 강관으로 제조하는 강도 및 인성이 우수한 용접강관의 제조방법.