KR20170075936A - 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재 및 제조방법 - Google Patents
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Abstract
중량%로, C:0.03-0.13%, Si:0.01-0.80%, Mn:0.9-2.5%, S:0.012%이하(0% 포함), P:0.03%이하(0%포함), Ti:0.01-0.15%, N:0.011% 이하(0% 제외), Nb:0.01-0.15%, Ni:0.1-0.8%, Mo:0.1-0.7%, Cr: 0.01~0.8%, Cu: 0.03~1.0%, Ca: 0.001~0.004%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금원소들이 다음의 관계식1 내지 4를 만족하고,
[관계식 1]
1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2
[관계식 2]
10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18
[관계식 3]
{3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4
[관계식 4]
P+10*S ≤0.024
미세조직이 면적 %로, 침상형 페라이트: 70~90%, 다각형 페라이트: 10~20%, 및 베이나이트: 4% 이하를 포함하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2
[관계식 2]
10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18
[관계식 3]
{3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4
[관계식 4]
P+10*S ≤0.024
미세조직이 면적 %로, 침상형 페라이트: 70~90%, 다각형 페라이트: 10~20%, 및 베이나이트: 4% 이하를 포함하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 건축, 라인파이프 및 해양구조물 등의 용도로 사용되는 강관용 고장력 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재 및 제조방법에 관한 것이다.
채굴 및 수송환경이 가혹해짐에 따라 고강도 및 저온인성이 우수한 API 강재에 대한 요구가 점차 증가하고 있다.
또한, 원유 또는 가스 수송용 강관 사용시 수송 효율을 높이기 위하여 수송압력을 높이고 있으며 최근에는 수송압력이 120기압에 이르고 있다.
또한, 기후조건이 열악한 시베리아, 알래스카 등의 한랭지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서 유전지역의 풍부한 가스 자원을 라인파이프를 통해 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 활발히 진행 중에 있다.
이러한 라인파이프 프로젝트는 높은 수송가스의 압력뿐만 아니라 극저온과 지반의 변형에 대한 내구성을 고려하여 주로 후물재이면서 저온파괴인성과 항복비 특성을 동시에 보유한 강재들이 적용되고 있다.
특히, 두께 30mm 이상의 극후물 강재의 경우, 두께 중심부의 파괴전파 저항성 보증이 매우 중요하다. 강재의 두께가 증가하게 되면, 압연시 절대 압하량이 부족하고 충분한 냉각속도를 확보하기 어려워 페라이트 결정립이 조대해지고 또한 중심부 편석 및 연주시 내부 크랙에 편석된 불순물에 의해 저온인성이 나빠지는 문제가 생긴다.
일본 공개특허 2003-328080(특허문헌 1)에는 강재의 강도와 HAZ부 인성 및 변형능이 우수한 강철관을 제조하기 위한 방법의 일례가 개시되어 있다.
그러나, 상기 특허문헌 1에 개시되어 있는 기술은 Mg 등이 함유되어 비용이 증가되고 저온인성이 떨어지는 문제점이 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 강 조성 및 압연 제조공정 조건을 최적화하여 조직 미세화, 경한 조직의 부피분율 최적화, 중심 편석의 억제, 및 연주시 내부 크랙에 편석되는 P와 S의 편석의 최소화를 통해 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재를 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로, C:0.03-0.13%, Si:0.01-0.80%, Mn:0.9-2.5%, S:0.012%이하(0% 포함), P:0.03%이하(0%포함), T-Al: 0.01~0.05%, Ti:0.01-0.15%, N:0.011% 이하(0% 제외), Nb:0.01-0.15%, Ni:0.1-0.8%, Mo:0.1-0.7%, Cr: 0.01~0.8%, Cu: 0.03~1.0%, V: 0.01~0.06%, Ca: 0.001~0.004%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금원소들이 다음의 관계식1 내지 4를 만족하고,
[관계식 1]
1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2
[관계식 2]
10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18
[관계식 3]
{3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4
[관계식 4]
P+10*S ≤0.024
미세조직이 면적 %로, 침상형 페라이트: 70~90%, 다각형 페라이트: 10~30%, 및 베이나이트: 4% 이하를 포함하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재에 관한 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 중량%로, C:0.03-0.13%, Si:0.01-0.80%, Mn:0.9-2.5%, S:0.012%이하(0% 포함), P:0.03%이하(0%포함), T-Al: 0.01~0.05%, Ti:0.01-0.15%, N:0.011% 이하(0% 제외), Nb:0.01-0.15%, Ni:0.1-0.8%, Mo:0.1-0.7%, Cr: 0.01~0.8%, Cu: 0.03~1.0%, V: 0.01~0.06%, Ca: 0.001~0.004%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금원소들이 다음의 관계식1 내지 4를 만족하는 강 슬라브를 1000~1350℃에서 가열하는 단계;
[관계식 1]
1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2
[관계식 2]
10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18
[관계식 3]
{3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4
[관계식 4]
P+10*S ≤0.024
상기 가열된 강 슬라브를 950~1160℃에서 추출하여 1차 압연하고 940~1050℃에서 1차 압연을 종료하는 1차 압연단계;
상기와 같이 1차 압연 후, 20~60 ℃/s의 냉각속도로 냉각하는 1차 냉각단계;
750~945℃에서 2차 압연을 실시하고, 미재결정역에서 65% 이상의 압하율로 압연한후, 2차 압연을 750~890℃에서 종료하는 2차 압연단계; 및
2차 압연 후, 700 ~ 800℃의 가속냉각 개시 온도에서 10~50℃/s의 속도로 냉각하고 400~500℃에서 종료하는 2차 냉각단계를 포함하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재를 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일례는 Nb, Mo, Cr, Ni과 Ti의 함량을 적절히 조절하고 압연 제조공정 조건을 최적화하여 조직 미세화, 경한조직의 부피분율 최적화를 도모하고, Mo를 활용한 P 편석 억제 및 C과 Mn 함량을 제어하여 중심편석을 억제하고, 연주시 내부 크랙에 편석되는 P와 S의 편석을 최소화하여 저온인성을 향상시킨 고인성, 고강도 라인파이프용 API 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명은 강도와 인성이 우수한 침상형 페라이트를 기지조직으로 형성하여 후물재의 강도와 인성을 동시에 확보한 것이다.
본 발명에서는 강도를 확보하기 위해 Mo, Cr, Ni 등의 고용강화 원소들을 활용하고 이들의 함량을 적절히 제어한다.
인성을 확보하기 위해 저온에서 입계파괴를 조장하는 P의 입계편석을 Mo의 최소량을 사용하여 억제한다.
C과 Mn 함량을 제어하여 중심편석을 억제하고, 연주시 내부 크랙에 편석되는 P와 S의 편석을 최소화함으로서 인성을 향상시킨다.
이러한 합금 원소의 활용시 압연 온도별, 압하량에 따라 석출물이 석출하는 속도와 양상이 다르기 때문에 각 성분의 비를 최적화하는 것이 중요한 것으로 생각된다. 이러한 관점에서 본 발명자들은 후물재의 강도 및 저온인성을 동시에 확보하기 위한 다음 방안을 도출할 수 있었다.
[1] 제어압연에 의해 강재의 페라이트를 세립화하고 석출물을 이용 후물재에서의 강도 확보
[2] 1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2 를 만족하여 경화능 확보
[3] 10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18 을 만족하여 P 편석 억제
[4] {3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4 를 만족하여 슬라브 중심편석 억제
[5] P+10*S ≤0.024 를 만족하여 슬라브 내부 크랙에 편석 억제
[6] 미재결정역 이하 압하량을 65%이상으로 하고 그 조직이 침상형 페라이트 분율이 70~90%, 다각형 페라이트 분율이 10~30%, 베이나이트 분율이 4% 이하로 이루어져 강도 및 저온인성 확보
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.03 ~0.13중량%(이하. "%"라고도 함)
C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나 다량 첨가되면 용접성, 성형성 및 인성이 저하되므로, 이를 고려하여 0.03-0.13%로 한정한다.
탄소(C)의 함량이 0.03%미만인 경우에는 충분한 강도 확보가 어려우므로 강도 확보를 위하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하며 0.13%를 초과하는 경우에는 용접성, 성형성 및 인성이 저하되므로, 바람직하지 않다. 따라서, 탄소(C)의 함량은 0.03 ~0.13%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.80중량%
Si는 용강의 탈산제 및 고용강화원소 역할을 하는 성분이다.
실리콘의 함량이 0.01%미만인 경우에는 용강의 탈산효과를 충분히 달성할 수 없어청정한 강을 얻기 어려우며, 0.8%를 초과하는 경우에는 열간압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 연성도 저하되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.01~0.8%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.9~2.5중량%
Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 0.9%이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 2.5%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제강공정에서 연속주조시 슬라브의 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해치기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.9~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.012중량% 이하(0% 포함)
S는 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하며, 그 상한은 0.012%로 한정하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.03 중량% 이하(0% 포함)
인은 강제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 인의 함량을 최대한 낮게 제어하여야 한다. 인이 첨가되면 강판의 중심부에 편석되고 균열 개시점 또는 진전 경로로 이용될 수 있다. 이론상 인의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 불순물로서 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 인 함량의 상한은 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
T_Al : 0.01~0.05%,
상기 Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분으로, 0.01중량% 미만 첨가되면 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05중량%를 초과하여 첨가되면 알루미나 집합체를 증가시켜 인성을 저하시키므로, 그 함량은 0.02~0.05중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.01~0.06%
V은 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로, 0.01중량%미만 첨가 시에는 첨가 효과를 충분히 확보할 수 없다. 본 발명의 탄소범위에서는 0.06중량% 초과시 석출강화에 의한 강도증가가 크지 않다. 따라서 그 함량은 0.01~0.06 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01~0.15중량%
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 0.15%를 초과하여 첨가되면 강판을 용접하여 강관으로 제조할 시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화된다. 따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.011중량% 이하(0% 제외)
N의 성분 한정 사유는 상기의 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 할 수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다.
그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN를 형성하여, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 하게 된다.
그러나, Ti의 일부는 N와 반응하지 않고 남아 이후의 공정에서 탄소와 반응하여 하기 때문에 N 함량이 상한은 0.011%로 한정하는 것이 바람직하다. N 함량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니며, 바람직한 하한은 0.001%일 수 있다.
니오붐(Nb): 0.01~0.15중량%
Nb은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 강의 강도도 크게 향상시키는 역학을 하기 때문에 적어도 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, 0.15%를 초과하는 경우에는 과도한 Nb 탄질화물이 석출하여 강재의 인성에 유해하므로 그 함량은 0.01-0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.1~0.8중량%
Ni은 오스테나이트 안정화 원소로서 펄라이트 형성을 억제하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 형성을 용이하게 하는 원소로 이러한 효과를 충분히 얻기 위하여 0.1%이상 첨가하며, 고가의 원소이고 과량 첨가 시 용접부 인성을 저해하므로 그 함량의 상한은 0.8%로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.1~0.7중량%
Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 생성을 조장함에 의해 항복비를 낮추는 역할을 한다. 또한, 시멘타이트와 탄화물이 집적되어 있어 충격특성을 열화시키고 조관 후 항복강도 저하에 기여하는 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성 및 조관 후 항복강도 저하를 감소시킬 수 있다.
이를 위해 Mo은 0.1%이상을 첨가하여야 하지만, 고가의 원소이고 과량 첨가 시 모재에 저온변태상을 생성시켜 인성 저하를 가져올 수 있으므로, 그 함량의 상한은 0.7%로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~0.8중량%
Cr은 일반적으로 직접 급냉시 강의 경화능을 증가시키고, 내부식성 및 내수소 균열성을 향상시킨다. Mo 마찬가지로 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성을 얻을 수 있다. 이를 위해 Cr은 0.1%이상을 첨가하여야 하지만, 과량 첨가시 현장 용접 후 냉각 균열을 초래하는 경향이 있고, 강 및 이의 HAZ 인성을 악화시키는 경향이 있기 때문에 0.8% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.03~1.0중량% 이하
구리는 강의 강도와 인성향상 및 부식 저항성 향상을 위해서 첨가되는 원소이다. Cu는 강중에 고용되어 강도를 향상시키고 황화수소를 포함하는 분위기내에서 표면에 보호피막을 형성하여 강의 부식속도를 낮추고, 강 중으로 확산하는 수소 양을 줄여주는 역할을 하므로 0.03%이상 첨가하여야 한다. 그러나 구리의 함량이 1.0%을 초과할 경우, 열간압연 시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저하시키므로 그 상한은 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 0.001~0.004%
칼슘은 MnS 비금속 개재물을 구상화하는데 유용한 원소로서, 상기 MnS 개재물 주위에서의 균열 생성을 억제할 수 있다. 칼슘의 함량이 0.001중량% 미만인 경우 MnS 개재물의 구상화 효과를 충분히 얻을 수 없다. 그러나, 그 함량이 0.004%를 초과하는 경우에는 오히려 CaO계 개재물이 다량 생성되어 충격인성을 저하시킨다.
따라서, 칼슘(Ca) 의 함량은 0.001~0.004% 로 제한하는 것이 바람직하다.
하기 관계식 1은 미세한 침상형 페라이트를 얻기 위한 것이다. 관계식 1의 값이 1미만이면 강도 확보가 곤란해지고, 2를 초과하게 되면 충격인성에 해가 되는 세퍼레이션이 발생하게 된다.
[관계식 1]
1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2
하기 관계식 2는 P의 입계편석을 막기 위한 것이다. 관계식 2의 값이 10 미만인 경우 Fe-Mo-P 화합물 형성에 의한 P 입계편석 효과가 충분하지 못하고, 관계식 2의 값이 18을 초과하면 경화능이 증가에 따른 저온 변태상 형성으로 충격에너지가 감소하게 된다.
[관계식 2]
10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18
하기 관계식 3은 경한 제 2상인 퍼얼라이트, 베이나이트 및 MA (martensite and/or austenite) 상의 형성을 억제하기 위한 것이다.
C과 Mn의 증가는 슬라브의 응고온도를 낮추어 슬라브 중심의 편석을 조장하며, 또한 델타페라이트의 구간을 좁게 하여 연주 중 슬라브의 균질화를 어렵게 한다. 또한 Mn은 슬라브 중심부에 편석되는 대표적인 원소로서 파이프의 연성을 해치는 제2상의 형성을 조장하며, C의 증가는 연주시 고상 및 액상의 공존 구간을 넓혀 편석을 심하시키게 된다.
따라서 관계식 3의 값이 4보다 크게 되면 강도는 증가하나 상기의 이유로 슬라브의 비균질성이 증가하여 슬라브에 경한 제 2상이 형성되게 되어 강재 및 파이프의 저온인성을 떨어 뜨리게 된다. 따라서 강재의 충격인성을 확보하기 위하여 관계식 3의 값이 4 미만인 것이 바람직하다.
[관계식 3]
{3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4
하기 관계식 4는 연주시 슬라브 내부 크랙에 P와 S가 편석되는 것을 막기 위한 것이다. 관계식 4의 값이 0.024를 초과하면 슬라브 내부 크랙에 P와 S가 편석되어 충격시험시 크랙 생성의 기점이 외어 충격인성 확보를 위하여 관계식 4의 값이 0.024 미만인 것이 바람직하다.
[관계식 4]
P+10*S ≤0.024
본 발명의 강재는 면적 %로, 침상형 페라이트: 70~90%, 다각형 페라이트: 10~30%, 및 베이나이트: 4% 이하를 포함하는 미세조직을 갖는다.
상기 침상형 페라이트 함량이 70%미만인 경우에는 강도가 충분히 확보되지 않고, 90%를 초과하는 경우에는 우수한 저온인성 확보가 어렵게 된다.
상기 다각형 페라이트의 함량이 10%미만인 경우에는 우수한 저온인성 확보가 어렵고, 30%를 초과하는 경우에는 충분한 강도 확보가 어렵게 된다.
상기 베이나이트 함량이 4%를 초과하는 경우에는 우수한 저온인성 확보가 어렵게 된다.
본 발명 강재의 바람직한 일례는 10mm이상의 두께를 가질 수 있다.
보다 바람직한 강재의 두께는 20 ~ 40mm이다.
본 발명 강재의 바람직한 일례는 항복강도가 500MPa 이상, 인장강도가 580MPa 이상, -30℃에서 충격에너지가 300J 이상, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -20℃ 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해서 설명한다.
슬라브를 재가열하는 온도는 본 발명에서 중요하다. 만약, 재가열온도를 1000℃미만의 온도와 같이 연주과정에서 석출된 첨가 합금원소들이 충분히 재고용되는 온도 이하로 설정하면 열간압연 이후의 공정에서 (Ti,Nb)C, NbC 등의 석출물이 감소하게 된다. 따라서, 재가열 온도를 1000℃이상으로 유지함으로써 석출물의 재고용을 조장하고 적당한 크기의 오스테나이트 결정립도를 유지함으로써 소재의 강도수준도 향상시키면서 코일의 길이 방향으로 균일한 미세조직을 얻을 수 있다. 이때, 재가열 온도가 너무 높으면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하되므로 슬라브 재가열 온도의 상한은 1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 가열된 슬라브를 950~1160℃에서 추출한 후, 슬라브의 1차 압연을 940~1050℃에서 종료하며, 20~60 ℃/s의 냉각속도로 수냉각하여, 2차 압연을 750~945℃에서 실시하고, 미재결정역에서 65% 이상 압연한 후, 압연을 750~890℃에서 종료하는 것이 중요하다. 이는 압연 마무리 온도가 너무 높거나, 미재결정역 압하량이 너무 부족하면 최종 조직이 조대하여 원하는 강도 및 충격인성을 얻을 수 없으며, 너무 낮으면 마무리 압연기 설비부하 문제가 발생하기 때문이다. 또한 1차 압연후 냉각 속도가 너무 느리면 압연 대기 중 오스테나이트 결정립에 P가 편석되어 충격인성이 나빠지게 되며, 너무 빠르면 과냉에 의하여 형상이 나빠지게 된다.
상기와 같이 열간압연된 강재의 두께는 10mm 이상일 수 있다.
보다 바람직한 강재의 두께는 20 ~ 40mm이다.
열간압연을 마무리한 후, 10~50℃/sec의 속도로 수냉각을 실시함으로써 미세한 침상형 페라이트와 석출물을 형성하여 충분한 강도를 확보할 수 있다. 본 발명에 따라 미세한 석출물을 얻기 위하여 그 성분비를 제어하더라도 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 석출물의 평균 크기가 0.2㎛를 초과할 수 있다. 즉, 냉각속도가 빨라질수록 많은 수의 핵이 생성하여 석출물이 미세해지기 때문이다. 냉각속도가 빨라질 수록 석출물의 크기가 미세해지므로 냉각속도의 상한을 제한할 필요는 없으나, 냉각속도가 50℃/sec 보다 빨라지더라도 석출물 미세화 효과가 더 이상 커지지 않으므로 냉각속도는 10~50℃/sec로 하는 것이 보다 바람직하다.
가속냉각 개시 온도: 700 ~ 800℃
상기 미재결정역 압연된 강판을 700 ~ 800℃에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 냉각개시온도를 제어하는 것은 등축 페라이트의 형성 억제에 중요한 요소이다. 냉각 개시온도가 700℃ 미만이거나 800℃를 초과하는 경우에는 침상 페라이트 적정 분율을 만족하지 못한다.
따라서, 상기 가속냉각 개시 온도는 700 ~ 800℃로 한정하는 것이 바람직하다.
냉각 종료 온도는 400-500℃ 온도범위가 적당한데, 500℃보다 높으면 미세조직이 조대한 페라이트와 펄라이트로 형성되고 석출물이 너무 조대하게 성장하여 강도확보가 곤란하며, 400℃보다 낮으면 제2상의 분율이 증가하여 충격 특성이 나빠지게 된다.
본 발명의 바람직한 강재 제조방법에 의하면, 면적 %로, 침상형 페라이트: 70~90%, 다각형 페라이트: 10~30%, 및 베이나이트: 4% 이하를 포함하는 미세조직을 갖는 강재를 제조할 수 있다.
본 발명의 바람직한 강재 제조방법에 의하면, 항복강도가 500MPa 이상, 인장강도가 580MPa 이상, -30℃에서 충격에너지가 300J 이상, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -20℃ 이하인 강재를 제조할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시 예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예)
하기 표 1 및 2과 같은 화학성분을 갖는 용강을 연속주조법에 의해 슬라브로 제조한 후, 이를 하기 표 3의 조건으로 열간압연하여 표 4의 두께를 갖는 강재를 제조하였다.
상기와 같이 제조된 강재에 대하여 미세조직, 항복강도(MPa), 인장강도(MPa), 압연 방향 90도 방향-충격에너지 및 DWTT 연성파면율 85%이상 만족하는 최저온도(℃)를 조사하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
| 강종 |
C | Si | Mn | P | S | T_ Al | Nb | Ni | Cr | Mo | Ti | Cu | V | Ca | N | |
| 발명강 | A1 | 0.04 | 0.25 | 1.4 | 0.008 | 0.0008 | 0.03 | 0.05 | 0.4 | 0.25 | 0.2 | 0.02 | 0.2 | 0.045 | 0.002 | 0.004 |
| A2 | 0.035 | 0.23 | 1.5 | 0.009 | 0.0007 | 0.028 | 0.055 | 0.35 | 0.19 | 0.16 | 0.018 | 0.18 | 0.052 | 0.0018 | 0.0038 | |
| 비교강 |
B1 | 0.073 | 0.21 | 1.8 | 0.013 | 0.0015 | 0.026 | 0.058 | 0.12 | 0.13 | 0.12 | 0.021 | - | 0.057 | 0.0023 | 0.0035 |
| B2 | 0.084 | 0.21 | 1.65 | 0.013 | 0.0012 | 0.026 | 0.058 | 0.2 | 0.21 | 0.26 | 0.018 | 0.13 | 0.065 | 0.0023 | 0.0035 | |
| B3 | 0.069 | 0.23 | 1.75 | 0.013 | 0.0013 | 0.031 | 0.062 | 0.15 | 0.16 | 0.13 | 0.019 | 0.15 | 0.049 | 0.0026 | 0.0037 | |
| 비고 | 강종 | 2*(Mo/93)/(P/31) | Cr+3*Mo+Ni | {3*C/12+Mn/55}*100 | P+10*S |
| 발명강 | A1 | 16.1 | 1.25 | 3.5 | 0.016 |
| 발명강 | A2 | 11.5 | 1.02 | 3.6 | 0.016 |
| 비교강 | B1 | 6 | 0.61 | 5.1 | 0.028 |
| 비교강 | B2 | 12.9 | 1.19 | 5.1 | 0.025 |
| 비교강 | B3 | 6.5 | 0.7 | 4.9 | 0.026 |
| 시편 | 강종 | 추출 온도 (℃) |
1차압연 종료온도 (℃) | 1차압연 종료후 냉각속도 (℃/s) | 2차압연 개시온도 (℃) | 2차압연 종료온도 (℃) | 미재결정역 누적 압하율 (%) | 가속 냉각 개시 온도 (℃) |
냉각 속도 (℃/s) |
가속냉각 종료온도 (℃) | |
| 발 명 예 |
1 | A1 | 1080 | 970 | 45 | 815 | 804 | 76 | 789 | 22 | 457 |
| 2 | A2 | 1108 | 998 | 50 | 800 | 798 | 80 | 793 | 31 | 460 | |
| 3 | A2 | 1105 | 995 | 43 | 825 | 815 | 77 | 775 | 25 | 451 | |
| 4 | A1 | 1101 | 982 | 41 | 813 | 789 | 75 | 798 | 28 | 461 | |
| 5 | A2 | 1095 | 986 | 39 | 819 | 803 | 77 | 784 | 30 | 442 | |
| 비 교 예 |
6 | B1 | 1205 | 1095 | 10 | 958 | 873 | 74 | 799 | 29 | 455 |
| 7 | B2 | 1123 | 1013 | 13 | 948 | 861 | 65 | 810 | 26 | 464 | |
| 9 | A1 | 1161 | 1051 | 14 | 965 | 866 | 78 | 805 | 22 | 471 | |
| 10 | A2 | 1185 | 1075 | 11 | 1030 | 943 | 64 | 865 | 42 | 458 | |
| 11 | B3 | 1162 | 1052 | 12 | 922 | 819 | 88 | 777 | 26 | 466 | |
| 12 | B1 | 1171 | 1061 | 15 | 962 | 861 | 82 | 751 | 19 | 392 | |
| 13 | B2 | 1177 | 1067 | 12 | 966 | 875 | 78 | 805 | 42 | 385 | |
| 14 | B3 | 1174 | 1064 | 14 | 961 | 879 | 80 | 811 | 53 | 359 | |
| 시편 | 강종 | 침상형 페라이트 분율(면적%) | 다각형 페라이트 분융 (면적%) |
베이나이트 분율 (면적%) |
항복강도(MPa) | 인장강도(MPa) | 압연 방향 90도 방향-충격에너지 |
DWTT 연성파면율 85%이상 만족하는 최저온도(℃) | 두께 (mm) |
|
| 발명예 | 1 | A1 | 83 | 15 | 2 | 525 | 615 | 330 | -45 | 28 |
| 2 | A2 | 85 | 14 | 1 | 519 | 629 | 345 | -35 | 31 | |
| 3 | A2 | 88 | 11 | 1 | 510 | 601 | 367 | -30 | 31 | |
| 4 | A1 | 87 | 13 | 0 | 537 | 642 | 365 | -35 | 31 | |
| 5 | A2 | 86 | 13 | 1 | 541 | 638 | 362 | -30 | 31 | |
| 비교예 | 6 | B1 | 70 | 28 | 2 | 518 | 639 | 284 | -15 | 31 |
| 7 | B2 | 73 | 22 | 5 | 529 | 631 | 270 | -10 | 31 | |
| 8 | A1 | 65 | 29 | 6 | 493 | 599 | 572 | -10 | 31 | |
| 9 | A2 | 68 | 26 | 6 | 505 | 615 | 253 | -15 | 31 | |
| 10 | B3 | 64 | 30 | 6 | 489 | 635 | 213 | -5 | 31 | |
| 11 | B1 | 68 | 28 | 4 | 503 | 561 | 268 | -15 | 31 | |
| 12 | B2 | 63 | 28 | 9 | 486 | 551 | 246 | -5 | 31 | |
| 13 | B3 | 58 | 31 | 11 | 477 | 558 | 198 | -10 | 31 | |
상기 표4에서 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위 및 제조조건을 만족하는 발명예 (1-5)의 경우에는 항복강도가 500MPa 이상, 인장강도가 580MPa 이상, -30℃에서 충격에너지가 300J 이상, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -20℃ 이하임을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 성분범위 및 제조조건 중 적어도 하나의 조건을 만족하지 않는 비교예(6-13)의 경우에는 항복강도, 인장강도, 충격에너지 및 DWTT 특성 중 적어도 하나의 특성이 저하됨을 알 수 있다.
본 발명에서 상기 실시형태는 하나의 예시로서, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 특허 청구범위에 기재된 기술적 사상과 실질적으로 동일한 구성을 갖고 동일한 작용효과를 이루는 것은 어떠한 것이라도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
Claims (5)
- 중량%로, C:0.03-0.13%, Si:0.01-0.80%, Mn:0.9-2.5%, S:0.012%이하(0% 포함), P:0.03%이하(0%포함), T-Al: 0.01~0.05%, Ti:0.01-0.15%, N:0.011% 이하(0% 제외), Nb:0.01-0.15%, Ni:0.1-0.8%, Mo:0.1-0.7%, Cr: 0.01~0.8%, Cu: 0.03~1.0%, V: 0.01~0.06%, Ca: 0.001~0.004%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금원소들이 다음의 관계식1 내지 4를 만족하고,
[관계식 1]
1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2
[관계식 2]
10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18
[관계식 3]
{3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4
[관계식 4]
P+10*S ≤0.024
미세조직이 면적 %로, 침상형 페라이트: 70~90%, 다각형 페라이트: 10~30%, 및 베이나이트: 4% 이하를 포함하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재.
- 제1항에 있어서, 상기 강재는 항복강도가 500MPa 이상, 인장강도가 580MPa 이상, -30℃에서 충격에너지가 300J 이상, 및 DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -20℃ 이하인 것을 특징으로 하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재.
- 제1항에 있어서, 상기 강재의 두께는 20 ~ 40mm인 것을 특징으로 하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재.
- 중량%로, C:0.03-0.13%, Si:0.01-0.80%, Mn:0.9-2.5%, S:0.012%이하(0% 포함), P:0.03%이하(0%포함), T-Al: 0.01~0.05%, Ti:0.01-0.15%, N:0.011% 이하(0% 제외), Nb:0.01-0.15%, Ni:0.1-0.8%, Mo:0.1-0.7%, Cr: 0.01~0.8%, Cu: 0.03~1.0%, V: 0.01~0.06%, Ca: 0.001~0.004%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금원소들이 다음의 관계식1 내지 4를 만족하는 강 슬라브를 1000~1350℃에서 가열하는 단계;
[관계식 1]
1 ≤Cr+3*Mo+Ni ≤ 2
[관계식 2]
10 ≤ 2*(Mo/93)/(P/31)≤ 18
[관계식 3]
{3*C/12+Mn/55}*100 ≤ 4
[관계식 4]
P+10*S ≤0.024
상기 가열된 강 슬라브를 950~1160℃에서 추출하여 1차 압연하고 940~1050℃에서 1차 압연을 종료하는 1차 압연단계;
상기와 같이 1차 압연 후, 20~60 ℃/s의 냉각속도로 냉각하는 1차 냉각단계;
750~945℃에서 2차 압연을 실시하고, 미재결정역에서 65% 이상의 압하율로 압연한후, 2차 압연을 750~890℃에서 종료하는 2차 압연단계; 및
2차 압연 후, 700 ~ 800℃의 가속냉각 개시 온도에서 10~50℃/s의 속도로 냉각하고 400~500℃에서 종료하는 2차 냉각단계를 포함하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재의 제조방법.
- 제4항에 있어서, 상기 강재의 두께는 20 ~ 40mm인 것을 특징으로 하는 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재의 제조방법.
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