KR20180071684A - 길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관 - Google Patents

길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관 Download PDF

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Abstract

본 발명은 원유나 천연가스를 수송하는 라인파이프 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 파이프의 길이방향 균일 연신율이 우수하고, 동시에 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관에 관한 것이다.

Description

길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관 {STEEL PLATE FOR WELDED STEEL PIPE HAVING EXCELLENT ELOGATION OF THE LONGITUDINAL DIRECTION AND TOUGHNESS AT LOW-TEMPERATURE, METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF AND WELDED STEEL PIPE USING SAME}
본 발명은 원유나 천연가스를 수송하는 라인파이프 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 파이프의 길이방향 균일 연신율이 우수하고, 동시에 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관에 관한 것이다.
최근 극한지나 지진의 발생이 잦은 지역 등 지반의 움직임이 많은 지역에 건설되고 있는 라인파이프(line pipe)는 기존에 요구되어 온 강도와 인성뿐만 아니라 우수한 변형능이 요구된다. 즉, 지반의 움직임이나 구조물 자체의 하중, 지진 등에 의해 수반되는 점진적인 또는 급격한 변형에 의한 라인파이프의 안정성을 증가시키기 위하여 변형능에 대한 요구가 더욱 높아지고 있는 것이다.
특히, 극한지에서는 라인파이프의 사용환경 온도가 매우 낮고, 기온 변화에 따라 지반이 얼고 녹음이 반복됨에 따라 지반의 움직임이 심하므로 라인파이프의 변형능뿐만 아니라, 저온에서 취성균열 전파 저항성이 동시에 우수한 강재가 요구되고 있는 실정이다.
즉, 일반적으로 저온에서 취성균열 전파가 용이하므로, 극한지와 같이 저온에서 사용되는 라인파이프에서는 균열이 빠르게 취성으로 전파할 수 있어 라인파이프의 안정성 확보를 위해서는 취성균열이 발생하더라도 크게 전파되지 않고 정지할 수 있는 특성 또한 요구되고 있다.
변형능이 충분하지 않은 라인파이프는 길이방향으로 변형을 받게 되면 쉽게 국부적으로 찌그러짐 현상이 발생하는 반면, 변형능이 우수한 라인파이프는 국부적인 찌그러짐 없이 일정변형까지 견딜 수 있다.
라인파이프용 강재에서 변형능은 주로 균일 연신율로 평가하는데, 상기 균일 연신율은 인장시험시 불균일 변형이 일어나는 네킹(necking)이 발생하기 전까지의 변형률로서, 파이프에서 불균일 변형에 의한 찌그러짐과 관계가 있다.
한편, 라인파이프용 강재는 강관으로 조관한 후 부식 방지를 위하여 에폭시 코팅을 실시한다. 위 에폭시 코팅 공정시 180℃ 이상의 온도에서 일정시간 열처리하는 공정을 행하며, 이때 변형 시효(strain aging) 현상이 발생한다. 이러한 변형 시효 현상에 의해 상항복점이 생성되어 항복강도는 높아지고 균일 연신율은 감소하게 된다.
따라서, 우수한 변형능이 요구되는 라인파이프용 강재는 변형 시효에 의한 상항복점 발생 현상이 일어나지 않아야 하며, 높은 균일 연신율을 나타내어야 한다.
강재의 저온 인성을 평가할 수 있는 방법은 여러 가지가 있으나, 일반적으로 라인파이프의 취성균열 전파 저항성은 낙중파괴시험(Drop Weight Tear Test, DWTT)을 통해서 평가된다. DWTT 시험 후 파면의 연성파면율이 일정온도에서 높을수록 취성균열 전파 저항성이 우수하며, 이때 연성파면율이 85% 이상이 되는 온도를 사용 가능 환경 온도로 평가한다. 이러한 취성균열 전파 저항성은 주로 미세조직과 관련이 있으며, 특히 결정립이 미세할수록 취성균열 전파 저항성은 향상되는 것으로 알려져 있다.
강재의 균일 연신율과 DWTT 특성은 미세조직에 의해 변화되며, 우수한 균일 연신율과 저온 인성을 동시에 확보하기 위해서는 미세조직의 상분율과 결정립 크기를 제어하여야 한다.
상기 균일 연신율은 복합상(complex phase)으로 이루어진 조직에서 확보가 유리하나, 복합상에 포함된 저온 변태상의 분율에 따라 저온인성이 열위해 질 수 있으므로 저온 변태상들의 종류, 분율 등을 제어하여야 한다. 즉, 항복강도 450MPa 이하의 강재에서는 균일 연신율을 향상시키기 위하여 폴리고날 페라이트를 주상으로 이용하고, 소량의 베이나이트 등의 저온 변태상을 혼합할 수 있다. 그런데, 저강도강에서 이러한 상의 구성은 전위 밀도가 높은 저온 변태상 및 이차상(제2상)의 분율이 지나치게 낮아 인장시험시 불연속 항복 거동이 나타나는 문제가 있다. 반면, 베이나이트 등의 저온 변태상의 분율을 증가시키면 균일 연신율이 감소하고 인성 또한 열위하게 된다.
또한, 기본적으로 우수한 저온 인성을 확보하기 위해서는 주상으로 함유되는 페라이트의 결정립 크기 또한 제어되어야 한다.
이와 같이, 복합조직강의 상 구성에 따라 균일 연신율뿐만 아니라, 강도와 인성도 함께 변화하므로 강도, 인성 및 균일 연신율을 모두 만족시킬 수 있는 조직제어가 필요하다.
본 발명의 일 측면은, 라인파이프용으로 사용되는 강재를 제조함에 있어서 파이프 길이방향으로 균일 연신율이 우수하고, 동시에 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.02~0.07%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0005~0.005%를 포함하고, 상기 Ti과 N은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 면적분율 20~50%의 폴리고날 페라이트, 저온 변태상 및 잔부 제2상을 포함하고, 상기 저온 변태상은 침상 페라이트 및 베이나이트인 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재를 제공한다.
[관계식 1]
0 ≤ N-(Ti/3.4) ≤ 0.0025
(여기서, 상기 N과 Ti은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상기 용접강관용 강재를 조관 및 용접하여 얻은 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1160℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 조압연한 후 Ar3~850℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 Bs 이상까지 5~15℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 400~500℃까지 20~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 두께 15~30mm의 용접강관용 강재를 제공함에 있어서, 길이 방향 균일 연신율이 8% 이상이면서, -20℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상이고, 항복강도 600MPa 이하의 용접강관용 강재를 제공하는 효과가 있다.
이러한 본 발명의 용접강관용 강재는 변형능이 우수하여 고변형능이 요구되는 라인파이프 등에 유리하게 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명예 5과 비교예 8의 미세조직 관찰 사진을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 라인파이프의 변형능이 강재의 균일 연신율과 관련이 있음을 확인하고, 균일 연신율이 우수하면서 저온 인성이 우수한 라인파이프용 강재를 얻을 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강재의 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 균일 연신율과 저온 인성을 동시에 우수하게 확보하는데에 유리한 미세조직을 형성함으로써, 파이프 길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재는 중량%로, C: 0.02~0.07%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0005~0.005%를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 용접강관용 강재의 합금조성을 위와 같이 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.02~0.07%
탄소(C)는 고용강화 및 석출강화에 의해 강을 강화시키는데 효과적인 원소이지만, 그 함량이 과다하면 조관 후 코팅 열처리시 고용된 C에 의한 전위 고착에 의해 상항복점이 나타나게 되어 균일 연신율이 저하되는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.07% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.02% 미만이면 균일 연신율 확보를 위해 형성하는 저온 변태상을 충분한 분율로 확보할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.02~0.07%로 제어하는 것이 바람직하다.
Si: 0.05~0.3%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키는 역할뿐만 아니라, 고용강화 원소로서 강의 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 세멘타이트와 같은 제2상의 생성이 과도하게 억제되어 페라이트 단상으로 이루어지는 경우 변형능이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.05~0.3%로 제어하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.8~1.8%
망간(Mn)은 고용강화 원소로서 강의 강도를 향상시키는 역할을 하며, 강의 경화능을 높여 저온 변태상의 생성을 촉진하는 역할을 한다. 이러한 Mn의 함량이 0.8% 미만이면 목표로 하는 강도의 확보가 어려울 뿐만 아니라, 균일 연신율 향상을 위한 적정 분율의 저온 변태상을 형성하지 못할 우려가 있다. 반면, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 균일 연신율 확보를 위한 폴리고날 페라이트 상을 충분히 확보할 수 없게 되고, 슬라브 주조시 중심 편석을 조장하며, 강의 용접성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.8~1.8%로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005~0.05%
알루미늄(Al)은 상기 Si과 마찬가지로 용강을 탈산시키는 역할을 하는 원소이다. 이를 위해서는 0.005% 이상으로 Al을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 비금속 산화물인 Al2O3를 형성하여 모재와 용접부의 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.005~0.05%로 제어하는 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
질소(N)는 Al과 질화물을 형성하여 강도 향상에 도움을 주기는 하나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 고용 상태의 N이 존재하게 되고, 이러한 고용 상태의 N은 강의 인성에 악영향을 미치므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어려우므로 제조공정에서 그 부하를 허용할 수 있는 범위인 0.001%를 하한으로 제어한다.
P: 0.012% 이하
인(P)은 제강 중 불가피하게 함유되는 원소로서, 그 함량이 과다하면 강의 용접성을 저해할 뿐만 아니라, 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되어 저온 인성을 저해하는 문제가 있다.
본 발명에서 의도하는 저온 인성 즉, -20℃ 이하에서 85% 이상의 DWTT 연성파면율을 확보하기 위해서 상기 P의 함량을 0.012% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 P의 함량이 0.012%를 초과하게 되면 두께 중심부에서 취성파괴가 조장되어 저온 인성을 확보하기 어려워지는 문제가 있다.
S: 0.0015% 이하
황(S)은 강 제조 중 불가피하게 함유되는 원소로서, 두께 중심부에서 MnS를 형성하여 저온 인성을 저해한다. 이러한 S의 함량이 0.0015%를 초과하게 되면 두께 중심부에 다량의 MnS가 형성되어 취성파괴의 개시점으로 작용하고, 균열전파에 취약하므로 의도하는 저온 인성의 확보가 어려워진다.
따라서, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.0015% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.05~0.3%
니켈(Ni)은 고용강화 원소로서 강의 강도 및 인성 향상을 위해 첨가하는 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 상기 Ni은 고가의 원소로 원가상승의 요인이 되고 과다하게 첨가시 용접성을 저해하므로 그 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량을 0.05~0.3%로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.05~0.5%
크롬(Cr)은 냉각시 충분한 경화능을 확보하고, 세멘타이트와 같은 제2상과 저온 변태상을 형성하는데에 효과적인 원소이다. 또한, 강 중 C와의 반응에 의해 탄화물을 형성하여 페라이트 내부의 고용 C를 줄임으로써 조관 후 코팅 열처리시 변형 시효(strain aging)를 억제하는데 효과적이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리해진다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.05~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.01~0.1%
니오븀(Nb)은 C, N과 반응하여 슬라브에서 NbC나 NbCN의 형태로 석출한다. 이러한 석출물들은 재가열 공정에서 분해되어 Nb이 강재 내에 고용함으로써 압연시 재결정을 지연시키는 역할을 한다. 이러한 재결정의 지연은 높은 온도에서 압연을 행하더라도 오스테나이트 내 변형의 축적을 용이하게 만들어, 압연 후 페라이트 변태시 페라이트 핵생성을 촉진시키는 역할을 하므로 결정립 미세화에 효과적이다. 또한, 고용된 Nb은 사상압연시 미세한 Nb(C,N)으로 석출하여 강도를 향상시킬 뿐만 아니라, 페라이트 내부에 고용된 C를 석출시킴으로써 변형 시효에 의한 균일 연신율의 저하를 억제하는 역할을 한다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Nb을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 슬라브 상에서 조대한 석출물들이 형성하여 재가열시 충분히 고용되지 못할 우려가 있으며, 그로 인해 오히려 균열의 개시점으로 작용하여 저온 인성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.01~0.1%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 슬라브 내에서 TiN이나 (Nb,Ti)CN 형태의 석출물로 존재하므로 페라이트 내부에 고용 C량을 감소시키는 역할을 한다. 또한, 재가열시 Nb은 용해되어 재고용되는 반면, Ti은 재가열 공정에서 용해되지 않고 TiN 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 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다하여 0.02%를 초과하게 되면 강 중 N 함량 대비 Ti 함량이 너무 증가하여 조대한 석출물을 형성하고, 이 조대한 석출물은 오스테나이트 결정립 성장 억제에 기여하지 못하므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량을 0.005~0.02%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0005~0.005%
칼슘(Ca)은 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. 강 중에 첨가된 S와의 반응으로 CaS를 형성하여 Mn과 S의 반응을 억제함으로써, 압연시 연신 MnS의 생성을 억제하고, 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 0.0005% 이상으로 Ca을 첨가하는 것이 바람직하나, 상기 Ca은 휘발성이 커 수율이 낮은 원소이므로 제조공정 상에서 발생하는 부하를 고려하여 그 상한을 0.005%로 제어하는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에서는 Ca의 첨가시 그 함량을 0.0005~0.005%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상술한 범위로 Ti와 N를 함유함에 있어서, 상기 Ti와 N의 관계를 하기 관계식 1로 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
0 ≤ N-(Ti/3.4) ≤ 0.0025
(여기서, 상기 N과 Ti은 중량 함량을 의미한다.)
상술한 바와 같이, 상기 Ti은 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. 이때, 미세한 TiN 석출물은 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 수 있으나, 만일 상기 석출물의 크기가 조대하거나 그 양이 충분하지 않을 경우에는 오스테나이트 결정립 성장을 억제하지 못하게 된다. 따라서, 상기 Ti과 N의 함량을 위 관계식 1로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 관계식 1의 값이 0 미만인 경우 즉, N 양에 비해 Ti이 많이 첨가된 경우에는 조대한 TiN이 형성되고, 그 조대한 TiN이 파괴 개시점으로 작용하여 취성파괴를 조장할 우려가 있다. 반면, 그 값이 0.0025를 초과하게 되면 형성된 TiN 석출물의 양보다 고용 N의 양이 과다해져 인성을 해칠 우려가 있다.
본 발명의 강재는 상술한 합금조성을 만족함으로써 의도하는 물성을 확보할 수 있으나, 상기 물성을 더욱 향상시키기 위한 목적에서 다음과 같이 Mo, Cu 및 V 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Mo: 0.05~0.3%
몰리브덴(Mo)은 경화능이 매우 큰 원소로서, C 또는 Mn과 같은 경화능 원소가 충분하지 않은 경우 작은 양으로도 저온 변태상의 생성을 촉진할 수 있는 원소이다. 즉, 동일 제조조건에서 기지조직이 페라이트일 때 베이나이트나 마르텐사이트 상의 분율을 증가시켜 균일 연신율을 증가시킬 수 있다. 또한, C와 반응하여 탄화물을 형성할 수 있는 원소로서, 변형 시효에 의한 균일 연신율의 저하를 억제하는 효과도 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Mo을 첨가하는 것이 바람직하나, 고가의 원소로서 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 첨가시 그 함량을 0.05~0.3%로 제어하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.3% 이하
구리(Cu)는 고용강화 원소로 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 그런데, 이러한 Cu의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 슬라브 제조시 표면균열을 유발하여 국부부식 저항성을 저하시키고, 압연을 위한 슬라브 재가열시 융점이 낮은 Cu가 강의 입계에 침투하여 열간가공시 크랙을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cu의 첨가시 그 함량을 0.3% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
V: 0.01~0.07%
바나듐(V)은 강 중 N이 충분히 존재하는 경우 VN으로 석출하지만, 일반적으로는 VC 형태로 페라이트 영역에서 석출한다. 상기 VC는 오스테나이트에서 페라이트로의 변태시 공석 탄소 농도를 낮추고, 세멘타이트 형성을 위한 핵생성 장소를 제공한다. 따라서, V은 페라이트 내부 고용 C의 양을 줄일 뿐만 아니라, 미세한 세멘타이트의 분포를 조장하여 균일 연신율을 향상시키는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 V을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.07%를 초과하게 되면 조대한 V 석출물이 형성되어 인성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 그 함량을 0.01~0.07%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 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 합금조성을 만족하는 본 발명의 용접강관용 강재는 미세조직으로 폴리고날 페라이트, 저온 변태상 및 잔부 제2상을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 폴리고날 페라이트는 면적분율 20~50%로 포함하는 것이 바람직한데, 만일 20% 미만이면 강의 강도는 높아지지만 균일 연신율이 저하할 우려가 있다. 반면, 50%를 초과하게 되면 페라이트 조직 내부에 탄소 함량이 높아져, 조관 후 코팅 열처리 후 상기 페라이트 조직 내부의 탄소 원자에 전위가 고착되어 균일 연신율이 저하하는 문제가 있다.
상기 폴리고날 페라이트는 평균 결정립 크기(원 상당 직경을 기준으로 함)가 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 만일, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 결정립 크기가 20㎛를 초과하게 되면 저온 인성의 확보가 곤란해지는 문제가 있다.
상기 저온 변태상은 침상 페라이트 및 베이나이트로 이루어지며, 상기 베이나이트는 C 함량이 낮은 형태인 그래뉼라 베이나이트(Granular Bainite)와 베이니틱 페라이트(Bainitic Ferrite)를 포함할 수 있다.
이와 같은 저온 변태상을 포함함에 있어서, 상기 침상 페라이트는 저온 변태상 전체 분율 중 60% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 만일, 저온 변태상 전체 분율 중 침상 페라이트의 분율이 60% 미만이면 침상 페라이트 상에 비해 상대적으로 인성이 취약한 그래뉼라 베이나이트와 베이니틱 페라이트의 면적이 증가하여 목표 수준의 저온 인성을 확보할 수 없게 된다. 한편, 상기 침상 페라이트는 미세조직 전체 상 분율 중에는 30% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상술한 폴리고날 페라이트 및 저온 변태상 이외에 제2상을 포함할 수 있으며, 상기 제2상으로는 도상 마르텐사이트(Marteniste-Austenite constituent, MA), 변질 펄라이트(Degenerated Pearlite, DP) 및 세멘타이트(Cementite) 중 1종 이상인 것이 바람직하다.
상기 제2상은 5% 이하로 포함하는 것이 바람직한데, 만일 5%를 초과하게 되면 강의 인성이 저하되는 문제가 있다. 또한, 본 발명에서 상기 제2상은 0% 이어도 무방하다.
상술한 합금조성 및 미세조직을 모두 만족하는 본 발명의 용접강관용 강재는 항복강도가 600MPa 이하이면서, 균일 연신율이 8% 이상이고, -20℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상으로 길이방향 균일 연신율과 저온 인성을 동시에 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 용접강관용 강재는, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각] 공정을 거침으로써 제조할 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하는 것이 바람직하며, 상기 재가열시 슬라브 상에서 NbCN 석출물을 분해하여 Nb을 충분히 고용시커야 한다. 고용 Nb은 오스테나이트 압연 중 재결정을 지연시켜 오스테나이트 상의 변형 축적을 용이하게 하여 최종 미세조직의 결정립 미세화를 조장하는 효과가 있다.
보다 바람직하게, 상기 재가열은 1050~1160℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 만일, 재가열시 온도가 1050℃ 미만이면 Nb의 고용량이 급격히 감소하여 강도 향상과 결정립 미세화 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 재가열시 가열온도가 높으면 Nb의 고용은 용이하나, 동시에 오스테나이트의 결정립 성장이 일어나므로 최종 미세조직의 결정립 크기가 증가하여 저온 인성이 열위하는 문제가 있다.
[조압연]
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 것이 바람직하다. 상기 조압연시 재결정 현상에 의한 오스테나이트 결정립 미세화가 이루어진다.
상기 조압연시 종료온도가 1000℃ 미만이면 압하율이 충분하지 않을 경우 부분 재결정이 발생하여 강재 내부의 오스테나이트 결정립 크기가 불균일해지는 문제가 있다. 특히, 두께 중심부에서 오스테나이트 결정립 크기의 불균일 현상이 심화되어 최종 중심부 미세조직에서 조대한 베이나이트 상이 형성되므로 저온 인성이 열위하게 된다.
따라서, 상기 조압연은 1000℃ 이상에서 종료하는 것이 바람직하다.
[마무리 열간압연]
상기 조압연 후 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 980℃ 이하에서 마무리 열간압연을 개시하여 Ar3~850℃의 온도범위에서 상기 마무리 열간압연을 종료하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연시 패스당 가해지는 압연에너지를 오스테나이트 결정립에 페라이트 변태시 핵생성 자리로 작용할 수 있는 변형대나 전위 형성을 통해 축적하기 위해서는, 마무리 열간압연 개시온도가 제한되어야 하며, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연시 980℃ 이하에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 마무리 열간압연시 980℃를 초과하는 온도에서 개시하게 되면 압연에 의한 에너지가 축적되지 않고 풀림으로 인해 페라이트 결정립 미세화에 제대로 기여하지 못하게 된다.
상술한 온도에서 마무리 열간압연을 개시한 후 Ar3~850℃의 온도범위에서 마무리 압연을 종료하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이, 마무리 열간압연시 패스당 가해지는 압연에너지는 오스테나이트 결정립에 변형대나 전위 형성을 통해 축적되지만, 높은 온도에서는 전위 소멸 등이 용이해서 압연에너지가 축적되지 않고 쉽게 사라진다. 하지만, 마무리 열간압연 온도가 낮아질수록 변형대 생성이 촉진되므로 페라이트 핵생성 자리가 증가하여 최종 결정립이 미세화된다.
따라서, 본 발명에서 제한된 합금조성 및 마무리 열간압연시 압하율을 고려하고, 저온 인성을 확보하기 위하여 850℃ 이하에서 마무리 열간압연이 종료되는 것이 바람직하다. 다만, 마무리 열간압연 종료온도가 Ar3 변태점 미만으로 낮아지면 변태에 의해 생성된 페라이트와 펄라이트가 압연에 의해 변형을 받게 되므로, 균일 연신율의 확보를 위한 폴리고날 페라이트의 생성이 일어나지 않게 되어 균일 연신율과 저온 인성의 확보가 어려워진다.
그러므로, 마무리 압연시 Ar3~850℃의 온도범위에서 종료하는 것이 바람직하다. 여기서, Ar3은 [Ar3 = 910 - (310×C) - (80×Mn) - (20×Cu) - (15×Cr) - (55×Ni) - (80×Mo) + (0.35×(T-8))]로 나타낼 수 있으며, T는 강재 두께(mm)를 의미한다.)
한편, 상기와 같이 온도를 제어하여 마무리 열간압연을 행함에 있어서, 총 압하율 65% 이상으로 행하는 것이 바람직하다.
조압연 후 마무리 열간압연시 오스테나이트의 재결정이 거의 발생하지 않으므로 압연시 에너지는 페라이트 변태시 핵생성 자리로 작용할 수 있는 변형대를 생성시키거나 전위를 생성하여 유효 오스테나이트 결정립 크기를 작게 만든다. 이러한 페라이트 핵생성 자리가 많을수록 최종 페라이트 결정립은 미세하게 되므로 저온 인성 및 균일 연신율 확보에 유리하다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 마무리 열간압연시 총 압하율을 65% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 열간압연시 압하율이 충분하지 아니하면 페라이트 변태시 미세한 결정립을 생성하지 못할 뿐만 아니라, 유효 오스테나이트 결정립이 조대해져 소입성이 커지므로 베이나이트 분율이 과도하게 형성될 우려가 있으며, 그 경우 저온 인성 및 균일 연신율이 저하되는 문제가 있다.
[냉각]
상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각하여 의도하는 미세조직을 갖는 용접강관용 강재를 제조할 수 있다.
먼저, 상기 냉각을 행함에 있어서, Ar3-20℃ 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.
마무리 열간압연 후 오스테나이트에서 페라이트 변태를 제어함으로써 강재의 최종 미세조직이 결정되는데, 균일 연신율을 결정하는 미세조직적 요소는 페라이트를 제외한 제2상의 분율이고, 저온 인성을 결정하는 주요 요인은 결정립 크기이다. 마무리 열간압연 후 공냉시 생성되는 폴리고날 페라이트(공냉 페라이트)는 결정립이 커서 저온 인성 확보에 불리할 뿐만 아니라, 균일 연신율 확보도 어려워진다. 따라서, 냉각시 폴리고날 페라이트의 생성량을 제어하기 위해서는 Ar3-20℃ 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 냉각은 의도하는 미세조직의 확보를 위해 단계적으로 행하는 것이 바람직하며, 바람직하게는 Bs(베이나이트 변태개시온도) 이상까지 냉각하는 1차 냉각 및 400~500℃의 온도범위까지 냉각하는 2차 냉각으로 행하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 상술한 냉각 개시온도로부터 Bs 이상까지 5~15℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 것이 바람직하다.
우수한 균일 연신율을 확보하기 위해서는 미세한 페라이트와 저온 변태상들이 혼합된 미세조직을 형성하여야 하며, 각 상(phase)들의 비율에 따라 강도와 균일 연신율이 달라진다. 앞서 언급한 바와 같이, 공냉시 생성되는 공냉 페라이트는 결정립이 조대하여 저온 인성과 균일 연신율 향상에 불리하므로, 수냉 공정을 통해 미세한 페라이트를 형성하는 것이 바람직하다.
이에, 위 1차 냉각에서는 베이나이트의 형성은 억제하고 미세한 페라이트를 형성하고, 후속하는 2차 냉각 공정에서 베이나이트 등의 저온 변태상을 형성하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 1차 냉각은 Bs 이상까지 행하는 것이 바람직하다. 여기서 Bs는 [Bs = 830 - (270×C) - (90×Mn) - (37×Ni) - (70×Cr) - (83×Mo)]로 나타낼 수 있다.
상기 Bs 이상까지 냉각시 냉각 노즈(nose)를 벗어나 베이나이트 변태가 이루어지지 않고 폴리고날 페라이트를 생성하기 위해서는 5~15℃/s의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 5℃/s 미만이면 조대한 페라이트가 생성되므로 저온 인성의 확보가 어렵고, 반면 15℃/s를 초과하게 되면 폴리고날 페라이트의 생성량이 적고 저온 변태상들의 분율이 증가하므로 저온 인성과 균일 연신율의 확보가 어려워지므로 바람직하지 못하다.
상술한 1차 냉각을 완료한 후 400~500℃까지 20~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
상기 2차 냉각은 1차 냉각시 미변태된 오스테나이트가 베이나이트 등의 저온 변태상으로 충분히 변태될 수 있도록 베이나이트 변태종료온도(Bf) 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 베이나이트 변태종료온도는 베이나이트 변태개시온도보다 대략 120℃ 정도 낮으며, 본 발명에서 제안하는 합금조성 등을 고려할 때 500℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 냉각종료온도가 너무 낮으면 취성이 심한 마르텐사이트의 생성량이 증가하게 된다. 따라서, 마르텐사이트 상의 변태를 방지하기 위해서 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이상에서 냉각을 종료하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 400℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 400~500℃의 온도범위로 냉각을 행함에 있어서, 상기 1차 냉각시에 페라이트로 변태되지 않은 오스테나이트 상이 모두 베이나이트 상과 같은 저온 변태상으로 변태될 수 있도록 상기 1차 냉각 대비 빠른 냉각속도로 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 이에, 20~50℃/s의 냉각속도로 제어하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 1차 및 2차 수냉을 완료한 후, 상온까지 공냉할 수 있다.
한편, 상기한 바에 따라 제조된 용접강관용 강재를 이용하여 용접강관으로 제조할 수 있다. 일 예로, 제조된 용접강관용 강재를 조관 및 용접함으로써 용접강관을 얻을 수 있으며, 위 용접강관을 얻기 위한 용접방법으로는 특별히 한정하지 아니한다. 일 예로, 서브머지드 아크 용접(Surbmerged Arc Welding)을 이용할 수 있다.
또한, 상기 용접강관에 대해서 통상의 조건으로 코팅 열처리를 행할 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 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 [재가열 - 조압연 - 마무리 열간압연 - 냉각] 공정을 거쳐 강재를 제조하였다.
각각의 강재에 대해 미세조직을 관찰하고, 강재 길이방향 인장시편을 제작하여 인장시험을 실시함으로써 강도 및 균일 연신율을 평가하였다. 또한, -20℃에서 DWTT 시험을 실시하여 연성파면율을 평가하였다.
상기 미세조직에 대해서는 각 강재의 시편을 에칭한 후 폴리고날 페라이트와 침상 페라이트 분율을 측정하였으며, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 결정립 크기를 측정하고 그 결과를 표 3에 나타내었다. 위 인장시험 결과와 연성파면율도 표 3에 나타내었다.
강종 합금조성 (중량%) 관계식1
C Si Mn P S Al Ni Cr Nb Ti Ca N Cu Mo V
1 0.07 0.2 1.2 0.010 0.0014 0.03 0.2 0.1 0.03 0.01 0.0008 0.004 0 0 0 0.0011
2 0.035 0.3 1.6 0.011 0.0012 0.031 0.15 0.2 0.035 0.014 0.001 0.0048 0 0 0 0.0007
3 0.05 0.2 1.5 0.011 0.0011 0.024 0.2 0.15 0.03 0.012 0.0011 0.0047 0 0 0 0.0012
4 0.06 0.2 1.6 0.009 0.0012 0.031 0.1 0.15 0.045 0.01 0.0008 0.0051 0 0 0 0.0022
5 0.05 0.25 1.6 0.012 0.0009 0.024 0.2 0.2 0.04 0.008 0.0013 0.0042 0.15 0 0 0.0018
6 0.055 0.25 1.4 0.011 0.0008 0.028 0.25 0.25 0.043 0.012 0.001 0.0045 0 0.1 0 0.0010
7 0.04 0.2 1.35 0.009 0.0007 0.02 0.2 0.2 0.038 0.015 0.0017 0.0052 0 0.15 0.03 0.0008
8 0.06 0.2 1.45 0.011 0.0012 0.025 0.1 0.2 0.021 0.01 0.0012 0.0039 0.1 0.2 0 0.0010
9 0.045 0.25 1.55 0.012 0.001 0.036 0.25 0.15 0.045 0.012 0.0016 0.0045 0.1 0.1 0.03 0.0010
10 0.07 0.15 1.2 0.012 0.0012 0.035 0.3 0.5 0.03 0.013 0.003 0.0041 0 0.2 0.01 0.0003
11 0.05 0.25 1.65 0.018 0.0018 0.021 0.1 0 0.045 0 0.001 0.0045 0 0 0 0.0045
12 0.06 0.25 1.6 0.025 0.0022 0.025 0.1 0.1 0.04 0.01 0.0008 0.0042 0 0 0 0.0013
13 0.055 0.2 1.55 0.017 0.0015 0.019 0.2 0.2 0 0 0.0014 0.0045 0 0.1 0 0.0045
14 0.05 0.25 1.5 0.024 0.0015 0.025 0.2 0.2 0.025 0.015 0.0008 0.0035 0.2 0 0 -0.0009
15 0.05 0.2 1.7 0.015 0.0018 0.02 0 1.0 0.04 0.012 0.0012 0.0051 0 0.15 0.03 0.0016
16 0.045 0.15 1.3 0.017 0.0012 0.025 0.3 0.1 0.045 0.005 0.0008 0.0062 0.1 0.2 0 0.0047
17 0.06 0.2 1.5 0.025 0.0021 0.025 0 0 0.035 0.01 0.0015 0.0046 0.1 0.1 0.04 0.0017
강종 재가열
온도
(℃)		 조압연종료
온도
(℃)		 마무리 압연 1차 냉각 2차 냉각 Ar3
(℃)		 Bs
(℃)		 구분
압하율
(%)		 개시
온도
(℃)		 종료
온도
(℃)		 개시
온도
(℃)		 종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)
1 1160 1020 75 970 850 800 700 15 450 25 785.8 688.7 발명예1
1 1160 1020 70 950 850 780 700 10 400 28 785.8 688.7 발명예2
1 1160 1020 70 950 830 780 690 12 400 28 785.8 688.7 발명예3
2 1160 1050 80 970 850 780 720 8 400 28 765.9 657 발명예4
2 1120 1020 70 940 850 780 700 10 450 25 765.9 657 발명예5
3 1120 1020 70 930 840 770 680 10 400 28 767.2 663.6 발명예6
3 1120 1020 65 930 830 800 680 15 430 25 767.2 663.6 발명예7
3 1120 1000 70 930 830 770 700 5 480 25 767.2 663.6 발명예8
4 1140 1030 75 950 820 820 720 10 450 25 761.6 655.6 발명예9
4 1140 1030 80 950 850 810 710 10 400 35 761.6 655.6 발명예10
4 1140 1030 70 930 840 790 670 15 430 28 761.6 655.6 발명예11
5 1100 1000 70 930 840 810 690 15 480 25 755.5 651.1 발명예12
5 1100 1000 80 960 840 790 670 15 460 25 755.5 651.1 발명예13
6 1150 1050 70 940 820 780 700 15 500 25 761.4 654.1 발명예14
6 1100 1020 70 950 850 810 680 15 450 25 761.4 654.1 발명예15
6 1070 1000 70 920 840 780 660 15 400 25 761.4 654.1 발명예16
7 1120 1040 70 960 850 790 700 10 400 23 769.6 663.9 발명예17
7 1120 1040 70 960 840 770 690 10 400 23 769.6 663.9 발명예18
8 1100 1020 75 960 830 780 690 15 400 23 754.9 649 발명예19
8 1080 1100 75 950 820 770 680 10 450 25 754.9 649 발명예20
8 1080 1100 80 950 840 790 680 13 450 25 754.9 649 발명예21
9 1100 1020 75 970 850 830 720 15 480 28 752 650.3 발명예22
9 1100 1020 75 940 840 810 700 13 480 23 752 650.3 발명예23
10 1140 1030 70 930 850 790 650 15 400 25 750.8 605.4 발명예24
10 1140 1030 65 900 840 760 620 15 430 25 750.8 605.4 발명예25
1 1180 1050 70 980 880 830 - - 450 45 785.8 688.7 비교예1
1 1200 1020 60 890 820 770 690 10 500 10 785.8 688.7 비교예2
11 1160 1020 70 950 870 780 740 10 400 15 763 664.3 비교예3
2 1050 970 60 930 850 800 670 20 350 35 765.9 657 비교예4
12 1180 1050 80 970 850 780 720 8 400 40 762.4 659.4 비교예5
3 1140 1020 75 920 820 760 - - 550 15 767.2 663.6 비교예6
13 1120 1000 70 930 830 770 550 5 480 10 752.9 646 비교예7
4 1140 1030 50 890 840 790 600 5 400 25 761.6 655.6 비교예8
14 1140 1030 70 930 840 790 600 8 430 28 761.6 660.1 비교예9
5 1120 1020 85 870 730 750 - - 400 35 755.5 651.1 비교예10
15 1100 1000 70 930 840 810 730 20 480 10 737.5 581.1 비교예11
15 1100 1000 80 960 840 790 750 15 460 15 737.5 581.1 비교예12
6 1200 1080 80 980 840 790 750 10 500 15 761.4 654.1 비교예13
16 1100 1020 70 950 870 810 750 25 450 10 762 666.2 비교예14
7 1160 1040 80 980 850 800 550 5 400 5 769.6 663.9 비교예15
17 1120 1040 70 960 840 770 650 25 400 10 767.4 670.5 비교예16
(표 2에서 비교예 1, 6 및 10은 마무리 압연 후 2차 냉각 조건으로 단일 냉각을 행한 경우이다.)
구분 미세조직 기계적 물성
폴리고날 페라이트
(분율%)		 결정립
크기(㎛)		 침상
페라이트
(분율%)		 길이방향
항복강도
(MPa)		 길이방향
인장강도
(MPa)		 길이방향
균일 연신율
(%)		 DWTT
연성파면율
(%, -20℃)
발명예 1 30 20 45 470 551 11 90
발명예 2 27 18 45 478 550 12 90
발명예 3 30 18 40 469 552 11 95
발명예 4 25 20 40 498 583 10 90
발명예 5 27 15 45 495 579 9 99
발명예 6 30 16 45 475 564 11 99
발명예 7 35 17 40 455 554 11 97
발명예 8 24 15 50 485 574 10 100
발명예 9 22 16 45 497 598 9 100
발명예 10 20 15 45 505 598 10 100
발명예 11 25 16 50 504 587 10 95
발명예 12 25 14 40 489 574 10 100
발명예 13 30 13 40 472 545 11 100
발명예 14 27 16 45 498 590 12 90
발명예 15 35 14 40 475 558 11 100
발명예 16 35 12 45 471 560 11 100
발명예 17 28 14 45 503 589 10 95
발명예 18 35 13 40 476 574 10 100
발명예 19 30 13 40 476 581 10 99
발명예 20 25 12 50 503 594 9 99
발명예 21 28 13 45 501 587 11 99
발명예 22 20 14 45 515 607 9 95
발명예 23 22 14 40 487 581 9 90
발명예 24 35 16 40 457 538 11 90
발명예 25 40 16 40 455 535 10 90
비교예 1 2 22 30 528 605 5 70
비교예 2 5 23 20 537 610 5 70
비교예 3 10 18 5 530 621 5 90
비교예 4 15 13 35 520 610 7 95
비교예 5 15 15 25 515 611 7 95
비교예 6 3 16 30 548 649 7 90
비교예 7 1 22 10 534 654 5 75
비교예 8 55 16 15 440 494 7 90
비교예 9 55 18 30 432 507 7 85
비교예 10 2 19 35 530 615 7 80
비교예 11 5 16 15 525 603 7 95
비교예 12 7 21 15 527 607 6 80
비교예 13 2 22 15 554 638 6 80
비교예 14 5 17 15 550 640 6 90
비교예 15 50 21 15 427 489 7 75
비교예 16 45 16 5 431 476 7 95
(표 3에서 침상 페라이트의 분율은 전체 상 분율 중 침상 페라이트가 차지하는 분율을 나타낸 것이다.
또한, 상기 발명예 1 내지 25에서 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트를 제외한 나머지는 베이나이트 상이며, 제2상에 대해서는 5% 미만으로 함유한다.
상기 비교예 1 내지 16의 조직 분율에서도 나머지는 베이나이트와 제2상이다.)
표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 강 1 내지 10은 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 경우로서, 이를 이용한 발명예 1 내지 25는 제조조건도 본 발명을 만족하는 경우이다. 반면, 비교예 1 내지 16은 강 합금조성이 본 발명을 벗어나는 강을 이용하거나, 제조조건이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 아니한 경우이다.
상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 25는 강 중 폴리고날 페라이트 상이 미세하게 형성되고, 저온 변태상이 적절하게 형성됨으로써 균일 연신율이 8% 이상으로 우수하고, -20℃에서 DWTT 연성파면율이 90% 이상인 것을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 16은 균일 연신율이 모두 8% 미만으로 열위하였으며, 일부 비교예에서는 -20℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 미만으로 나타난 것을 확인할 수있다.
도 1은 발명예 5와 비교예 8의 미세조직 관찰 사진을 나타낸 것으로서, 발명예의 경우 전체적으로 결정립이 미세한 폴리고날 페라이트와 베이니틱 페라이트 등의 저온 변태상이 다양하게 형성된 것을 확인할 수 있다. 반면, 비교예의 경우에는 복합상으로 형성되긴 하였으나, 폴리고날 페라이트가 과다하게 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.07%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0005~0.005%를 포함하고, 상기 Ti과 N은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 면적분율 20~50%의 폴리고날 페라이트, 저온 변태상 및 잔부 제2상을 포함하고, 상기 저온 변태상은 침상 페라이트 및 베이나이트인 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.

    [관계식 1]
    0 ≤ N-(Ti/3.4) ≤ 0.0025
    (여기서, 상기 N과 Ti은 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 중량%로, Mo: 0.05~0.3%, Cu: 0.3% 이하 및 V: 0.01~0.07%에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 폴리고날 페라이트는 평균 결정립 크기가 20㎛ 이하인 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 상기 침상 페라이트를 상기 저온 변태상 전체 분율 중 60% 이상으로 포함하는 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 상기 제2상을 면적분율 5% 이하(0% 포함)로 포함하는 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 균일 연신율이 8% 이상이고, -20℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상이며, 항복강도가 600MPa 이하인 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  7. 제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항의 용접강관용 강재를 조관 및 용접하여 얻은 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관.
  8. 중량%로, C: 0.02~0.07%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.005~0.05%, N: 0.001~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0005~0.005%를 포함하고, 상기 Ti과 N은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1160℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 조압연한 후 Ar3~850℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 Bs 이상까지 5~15℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 400~500℃까지 20~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계
    를 포함하는 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.

    [관계식 1]
    0 ≤ N-(Ti/3.4) ≤ 0.0025
    (여기서, 상기 N과 Ti은 중량 함량을 의미한다.)
  9. 제 8에 있어서,
    상기 강재는 중량%로, Mo: 0.05~0.3%, Cu: 0.3% 이하 및 V: 0.01~0.07%에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 조압연은 1000℃ 이상에서 종료하는 것인 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
  11. 제 8항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연은 총 압하율 65% 이상으로 행하는 것인 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
  12. 제 8항에 있어서,
    상기 1차 냉각은 Ar3-20℃ 이상의 온도에서 개시하는 것인 길이방향 균일 연신율 및 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
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