KR20190076787A - 유정용 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 바람직한 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.23~0.27%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 1.2~1.6%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.001% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 칼슘(Ca): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.003~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ca 및 S은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Ti, S 및 N은 하기 관계식 2를 만족하고,
[관계식 1]
1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
[관계식 2]
2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
(상기 관계식 1 및 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 평균 결정립 크기가 15㎛이하인 유정용 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

유정용 열연강판 및 그 제조방법 {HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR USE IN OIL WELL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 유정용 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 수소유기균열(HIC) 및 황화물 응력 균열(SSC) 저항성과 저온 충격인성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 유정(油井)은 채굴환경이 양호했던 과거와는 달리 대부분 황화수소(H2S) 가스를 포함하고 있으며, 시베리아나 알래스카 등과 같이 저온인성이 요구되는 한랭지역으로 채굴지역이 확대됨에 따라 채굴 환경이 점점 열악해지고 있다.
그런데, 황화수소(H2S) 가스는 강 내 수소유기균열(Hydrogen Induced Crack, HIC)이나 황화물 응력 균열(Sulfide Stress Crack, SSC)과 같은 수소취화현상을 일으키는 주요 원인으로 알려져 있어, 이러한 H2S 가스를 포함하는 환경에서 파손 저항성이 우수한 강을 적용하고자 하는 요구가 증가하고 있다.
또한, 외부충격에 견딜 수 있고, 사고발생시 경제적, 환경적 손실을 최소화하기 위해 충격인성을 우수하게 확보해야 하는 필요성이 증가하고 있다.
일반적으로, 오일 및 가스 등의 채굴용으로 사용되는 유정용 강재는 저항복비를 요구하는데, 이를 위해서는 탄소(C)와 망간(Mn)을 다량 함유하여야 하기 때문에 편석 제어에 불리하고, 파이프 조관 후 켄칭(quencing) 및 템퍼링(tempering) 열처리를 통해 항복강도 110ksi급의 초고강도 강관을 제조하는 경우 H2S가 함유된 환경에서 수소유기균열(HIC)과 황화물 응력 균열(SSC)에 매우 민감한 단점이 있다.
한편, 수소유기균열(HIC)과 황화물 응력 균열(SSC)을 효과적으로 제어하는 방법으로는, 비금속 개재물의 길이와 편석부의 경도를 제어하는 수단, 또는 비금속 개재물의 조성을 제어함으로써 균열의 발생 위치(site)를 최소화하는 방법 등이 제안되고 있으며, 강관 제조시의 인성 확보를 위해서는 2 단계(two step) 열처리 등을 통해 균일 미세조직을 확보하는 방법이 제안되고 있다 (예를들어, 비특허문헌 1 및 2).
하지만, 상술한 기술들은 성분계 및 제조방법이 서로 상이하고, HIC 및 SSC에 대한 저항성과 더불어 충격인성을 동시에 확보할 수 있는 방안을 제시하고 있지 못하다.
이에 따라, HIC 및 SSC에 대한 저항성이 우수하고, 동시에 저온 충격인성이 우수한 유정용 강판의 개발이 요구된다.
C,-M. Liao and J,-L. Lee, Corrosion, Vol.50, 1994, p.695 K. Ravi, et al, Steel Research, Vol.65, 1994, p71
본 발명의 바람직한 일 측면은 HIC 및 SSC에 대한 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 유정용 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 HIC 및 SSC에 대한 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 유정용 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.23~0.27%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 1.2~1.6%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.001% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 칼슘(Ca): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.003~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ca 및 S은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Ti, S 및 N은 하기 관계식 2를 만족하고,
[관계식 1]
1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
[관계식 2]
2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
(상기 관계식 1 및 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 평균 결정립 크기가 15㎛이하인 유정용 열연강판이 제공된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.23~0.27%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 1.2~1.6%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.001% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 칼슘(Ca): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.003~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ca 및 S은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Ti, S 및 N은 하기 관계식 2를 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃에서 가열하는 단계;
[관계식 1]
1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
[관계식 2]
2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
(상기 관계식 1 및 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ 미재결정온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각한 후 550~700℃에서 종료한 후 권취하는 단계를 포함하는 유정용 열연강판의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 바람직한 측면에 의하면, HIC 및 SSC에 대한 저항성이 우수할 뿐만 아니라, 우수한 저온 충격인성의 확보가 가능한 유정용 열연강판을 제공할 수 있다.
따라서, 본 발명의 열연강판은 H2S가스가 포함된 부식 환경 및 저온 지역에서 유리하게 적용될 수 있는 효과가 있다.
도 1은 실시예의 발명예 1과 비교예 2의 0.1bar의 H2S 분압 환경에서 수소유기균열 실험 후 초음파 탐상기를 통한 균열발생 정도를 관찰한 사진을 나타낸 것이며, 도 1에서 (a)는 발명예 1를 나타내고, (b)는 비교예 2를 나타낸다.
도 2는 실시예의 발명예 1, 2, 3의 열처리 후 충격천이온도를 측정한 결과를 나타낸 것이며, 이때, 두 번 실시하였으며, 그 결과를 모두 나타내었다.
도 3 및 도 4는 실시예의 발명예 1과 비교예8의 미세조직 사진을 각각 나타낸 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명자들은 오일, 가스 등의 채굴을 위한 환경이 황화수소(H2S) 가스를 다량 함유한 환경 및 저온 지역으로 확대됨에 따라, 이러한 환경에 적합한 강판을 개발하기 위하여 연구하였다.
그 결과, 황화수소(H2S) 가스에 의해 발생할 수 있는 수소유기균열(Hydrogen Induced Crack, HIC)이나 황화물 응력 균열(Sulfide Stress Crack, SSC)과 같은 수소취화현상에 대한 저항성뿐만 아니라, 저온에서 충격 등에 대한 저항성이 우수하여 유정용에 유리하게 사용할 수 있는 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 유정용 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 유정용 열연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.23~0.27%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 1.2~1.6%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.001% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 칼슘(Ca): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.003~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ca 및 S은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Ti, S 및 N은 하기 관계식 2를 만족한다.
[관계식 1]
1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
[관계식 2]
2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
(상기 관계식 1 및 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
C: 0.23~0.27중량%(이하, "%"라고도 함)
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이면서 효과적인 원소이다. 이러한 C의 함량이 0.23% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어려우며, 반면 0.27%를 초과하게 되면 내수소유기균열성을 저하시키는 중심 편석이 증대되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.23~0.27%로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.1~0.3%
실리콘(Si)은 탈산 및 고용강화에 유효한 원소로서, 이러한 Si의 함량이 0.1% 미만이면, 탈산 효과가 적어 산소에 의한 용강 내 개재물이 증가하여 내수소유기균열성을 확보하기 어려워진다. 반면, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 용접성 및 취성을 저하시키므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.1~0.3%로 제한함이 바람직하다.
Mn: 1.2~1.6%,
망간(Mn)은 강의 강도 및 인성 확보에 필수적인 원소로서, 그 함량이 1.2% 미만이면 열처리 이후라도 충분한 강도와 인성을 확보하기 어렵고, 반면 그 함량이 1.6%를 초과하게 되면 연주 시 중심 편석을 조장하여 충격인성 및 내수소유기균열성을 저하시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.2~1.6%로 제한함이 바람직하다.
P: 0.01% 이하(0%는 제외)
인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 연주시 Mn과 함께 중심 편석을 조장하여 인성확보뿐만 아니라, 황화물 응력 균열(SSC) 저항성을 저하시키는 문제가 있으며, 용접성도 저해한다.
따라서, P의 함량은 0.01% 이하로 제한함이 바람직하다.
S: 0.001% 이하(0%는 제외)
황(S)은 상기 P과 마찬가지로 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 강 중 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 원소이다. 본 발명에서는 S의 함량이 0.001%를 초과하게 되면 내수소유기균열성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 S의 함량은 0.001% 이하로 제한함이 바람직하다.
Al: 0.02~0.05%
알루미늄(Al)은 상기 Si와 함께 탈산 작용을 하는 원소로서, 그 함량이 0.02% 미만이면 탈산 효과를 충분히 확보하기 어렵고, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 알루미나 집합체를 증가시켜 내수소유기균열성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Al의 함량은 0.02~0.05%로 제한함이 바람직하다.
Nb: 0.02% 이하(0%는 제외)
니오븀(Nb)은 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 원소이다. 본 발명에서는 상기 탄소의 함량 범위에 따라 그 함량을 제한함이 바람직하며, 만일 0.02%를 초과하게 되면 석출강화에 의한 강도 증가폭이 너무 커져 내수소유기균열성을 확보하기 어려워진다.
따라서, 본 발명에서는 Nb의 함량을 0.02% 이하로 제한함이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 강 중에서 TiN으로 석출하여 강의 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 충격인성을 우수하게 확보하는데 유리하며, 또한 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 하는 원소이다.
이러한 Ti 역시 본 발명에서 첨가되는 C의 함량 범위에 따라 제한함이 바람직하며, 0.005% 이상 첨가될 때 상술한 효과를 충분히 얻을 수 있다. 다만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 형성되어 내수소유기균열성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.005~0.02%로 제한함이 바람직하다.
Ca: 0.001~0.003%
칼슘(Ca)은 유화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써 수소유기균열의 발생 기점을 억제하는 역할을 하는 원소이다. 이러한 Ca의 함량이 0.001% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 비금속 개재물의 양이 과다하게 증가하여 오히려 수소유기균열 저항성을 저해시킬 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Ca의 함량을 0.001~0.003%로 제한함이 바람직하다.
N: 0.003~0.006%
질소 (N)은 소량 첨가에 의해 고용강화 효과를 나타냄과 동시에 Ti와 결합하여 TiN을 형성함으로써 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는데 효과가 있다. 다만, 그 함량이 0.003% 미만이면 상기 효과를 얻기 어려워지며, 반면 그 함량이 0.006%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 형성되어 내수소유기균열성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.003~0.006%로 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.
한편, 상술한 합금 성분조성을 만족하는 본 발명의 유정용 열연강판은 상기 성분조성 중 Ca 및 S의 성분관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
(상기 관계식 1에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
상기 Ca와 S의 성분관계가 1.0 미만이면 강 내 MnS 형성이 용이해져 수소유기균열에 대한 저항성이 저하되는 문제가 있으며, 반면 4.0을 초과하게 되면 Ca계 비금속 개재물의 양이 증가하여 수소유기균열 저항성뿐만 아니라 인성이 저하하는 문제가 있다.
또한, 본 발명의 유정용 열연강판은 Mn, Ti, S 및 N의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
(상기 관계식 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
상기 원소들은 강의 강도, 인성과 더불어 수소취화현상에 대한 저항성을 확보하는데에 영향을 미치는 원소들로서, 상기 관계식 2의 값이 제한된 범위를 만족하지 않는다면, 두께방향 중심부에서 조대 TiN이나 MnS 등 편석성 개재물이 많아져, 수소유기균열 및 황화물 응력 균열에 대한 저항성과 더불어 저온인성을 우수하게 확보할 수 없게 된다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 유정용 열연강판은 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 평균 결정립 크기가 15㎛이하인 미세조직을 갖는다.
본 발명의 열연강판은 기본적으로 유정용에서 요구되는 저 항복비 특성이 구현될 수 있도록 하기 위해 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트 복합조직을 포함한다.
상기 펄라이트 분율은 면적분율로, 20~60%로 한정되는 것이 바람직하다. 펄라이트 분율이 20%미만일 경우에는 저항복비를 구현할 수 없으며, 60%를 초과하는 경우에는 코일의 재질편차가 심해져 형상이 나빠지는 문제점이 있다.
상기 평균 결정립 크기를 15㎛이하로 제한 이유는 우수한 수소유기균열 특성과 저온 충격인성을 확보하기 위함이다.
상기 유정용 열연강판은 수소에 의해 강판에 발생한 크랙의 면적 총합을 상기 강판 전체 면적으로 나눈 값인 CAR(crack area ratio)이 3%이하(0 포함)일 수 있다. 즉, 수소유기균열성 및 황화물 응력 균열에 대한 저항성이 우수하다.
상기 유정용 열연강판은 350~600MPa의 항복강도를 가질 수 있다.
상기 유정용 열연강판은 350~600MPa의 항복강도 범위 안에서 황화물 응력 균열 미파단 임계하중이 API 규격에서 규정하는 기준 항복강도의 80% 이상을 만족시킬 수 있으며, 충격천이온도가 -10℃ 이하일 수 있다. 즉, 저온인성이 우수하다.
상기 열연강판은 5~11 mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 유정용 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 유정용 열연강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.23~0.27%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 1.2~1.6%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.001% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 칼슘(Ca): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.003~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ca 및 S은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Ti, S 및 N은 하기 관계식 2를 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃에서 가열하는 단계;
[관계식 1]
1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
[관계식 2]
2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
(상기 관계식 1 및 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ 미재결정온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각한 후 550~700℃에서 종료한 후 권취하는 단계를 포함한다.
간략히, 본 발명의 열연강판은 [재가열 - 열간압연 - 냉각 및 권취] 공정을 통해 제조한다.
슬라브 가열 단계
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1150~1300℃에서 가열한다.
상기 슬리브 가열온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 경우 1150℃ 이상에서 고용이 가능하다. 다만, 상기 가열온도가 1300℃를 초과하게 되면 강판의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 슬라브 가열온도는 1150~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 강 슬라브는 정련 과정을 거친 용강을 주조하여 제조된다. 본 발명에 따른 비금속 개재물의 제어를 위해서는 2차 정련 과정에서의 공정조건 제어를 통해 얻어질 수 있는데, 일 예로, 2차 정련 공정시 전로(LF)에서 Ar 버블링을 하거나, VTD(Vacuum Tank Degasser) 또는 RH 등과 같은 탈가스 공정에서 Ar 버블링에 의해 개재물을 제어할 수 있다. 본 발명은 이러한 공정조건에 반드시 제한되는 것이 아니며, 비금속 개재물을 제어할 수 있는 어떠한 방법이어도 무방하다.
열연강판을 얻는 단계
상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ 미재결정온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 얻는다.
상기와 같이, 미재결정온도 이하에서 마무리 열간압연을 행함에 있어서, 열간 압하량은 열연강판 미세조직의 결정입도 및 균일성에 매우 큰 영향을 미치며, 상기 미세조직의 결정입도와 균일성은 열처리 후 수소유기균열에 대한 저항성 및 저온인성에 영향을 미친다. 따라서, 내수소유기균열성 및 저온인성을 우수하게 확보하기 위해서는 미세조직의 결정입도 및 균일성에 영향을 미치는 열간 압하율을 70% 이상으로 제어함이 바람직하다. 상기 열간 압하율의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 강 두께에 따른 최대 압하율을 상한으로 설정함이 바람직하다.
상기의 열간 압하율로 열간압연시 마무리 열간압연온도가 Ar3 미만이면 이상역 압연으로 인해 강 내로 수소가 다량 유입될 수 있는 (100)집합조직이 발달되어 수소유기균열에 대한 저항성이 매우 낮아질 우려가 있으며, 반면 미재결정온도를 초과하게 되면 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 가능성이 커, 열처리 후에도 인성 및 내수소유기균열성을 저하시킬 우려가 있다.
따라서, 열간압연시 마무리 열간압연온도는 Ar3 ~ 미재결정온도 범위로 제한함이 바람직하다.
본 발명에서는 열간압연시 열간 압하율을 70% 이상으로 제한하면서, 마무리 열간압연온도는 Ar3 ~ 미재결정온도 범위로 제한함이 보다 바람직하다.
열연강판의 냉각 및 권취단계
상기와 같이 열간압연을 통하여 얻어진 열연강판을 냉각한 후 550~700℃에서 종료한 후 권취한다.
상기 열연강판의 냉각은 Ar3 이상에서 개시함이 바람직한데, 만일 Ar3 미만의 온도에서 냉각이 개시되면 냉각 전 수소유기균열에 대한 저항성을 저하시켜 취성파괴 집합조직을 불균일하게 발달시킬 수 있다. 따라서, 상기 냉각시 Ar3 이상에서 개시함이 바람직하며, 보다 유리하게는 Ar3 ~ 미재결정온도에서 개시함이 바람직하다.
한편, 상기 냉각 시 냉각속도는 10~30℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 조대한 펄라이트 조직을 형성됨으로써, 인성을 떨어뜨리고 수소유기균열 저항성을 감소시킬 우려가 있고, 30℃/sec를 초과하는 경우에는 본 발명의 성분범위에서 많은 양의 저온변태조직이 형성되어 강도는 엄청 높아지지만, 인성과 수소유기균열 저항성을 감소시키고, 불균일 냉각 등으로 인해 권취 형상 불량 발생의 우려가 있다.
상기 열연강판의 냉각은 550~700℃에서 종료한 후 상기 온도범위에서 권취하는 것이 바람직하다. 만일, 권취온도가 550℃ 미만이면 강판의 강성(rigidity)이 커져 정상적인 권취가 매우 어려우며, 반면 700℃를 초과하게 되면 변태가 불안정하여 조대한 페라이트 펄라이트 조직이 형성될 수 있어 균일한 미세조직을 확보하기 어려워 수소유기균열에 대한 저항성이 저하되는 문제가 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 유정용 열연강판의 제조방법에 의하면, 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 평균 결정립 크기가 15㎛이하인 미세조직을 갖는 유정용 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 펄라이트 분율은 면적분율로, 20~60%로 한정될 수 있다.
상기 유정용 열연강판은 수소에 의해 강판에 발생한 크랙의 면적 총합을 상기 강판 전체 면적으로 나눈 값인 CAR(crack area ratio)이 3%이하(0 포함)일 수 있다. 즉, 수소유기균열성 및 황화물 응력 균열에 대한 저항성이 우수하다.
상기 유정용 열연강판은 350~600MPa의 항복강도를 가질 수 있다.
상기 유정용 열연강판은 350~600MPa의 항복강도 범위 안에서 황화물 응력 균열 미파단 임계하중이 API 규격에서 규정하는 기준 항복강도의 80% 이상을 만족시킬 수 있으며, 충격천이온도가 -10℃ 이하일 수 있다. 즉, 저온인성이 우수하다.
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 1의 합금 성분조성을 갖는 용강을 정련하여 비금속 개재물을 제어한 후, 하기 표 2와 같은 조건을 통해 두께가 6.5~11.0mm인 열연강판을 제조하였다. 이때, 열간압하율은 70%이상이었고, 열간압연 후, 열연강판의 냉각속도는 13~21℃/sec이었다.
상기와 같이 제조된 각각의 열연강판에 대해 항복강도, 평균 결정립 크기, 수소유기균열 CAR 및 충격천이온도를 측정한 다음, 항복강도 80%에서 황화물 응력 균열 파단여부를 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 항복강도는 상온 인장시험으로 실시하였으며, 평균 결정립 크기는 EBSD를 사용하여 측정하였다. 수소유기균열에 대한 저항성은 NACE TM0284 규정에 따라 0.1bar의 H2S 가스로 포화된 pH 2.7용액에 시편을 96시간 동안 침지한 후, 초음파 탐상법에 의해 균열정도를 관찰하고, 수소에 의해 발생한 강판 시편 크랙의 면적 총합을 시편 전체 면적으로 나눈값(CAR)으로 평가하였다. 또한, 황화물 응력 균열에 대한 저항성은 NACE TM0177 규정에 따라 상기 수소유기균열에 대한 저항성 측정에 사용된 용액 내에서 시편에 항복강도 80%의 인가응력을 가한 후 720시간 내에 파단 여부를 관찰하였다. 충격천이온도는 액체질소와 알콜을 사용하여 온도를 조절한 다음, 자동충격시험기를 이용하여 각 온도별 에너지 변화를 관찰함으로써 천이온도를 측정하였다.
한편, 발명예 1과 비교예 2의 0.1bar의 H2S 분압 환경에서 수소유기균열 실험 후 초음파 탐상기를 통한 균열발생 정도를 관찰한 사진을 도 1에 나타내었다. 도 1에서 (a)는 발명예 1를 나타내고, (b)는 비교예 2를 나타낸다.
또한, 발명예 1, 2, 3의 열처리 후 충격천이온도를 측정한 결과를 도 2에 나타내었으며, 이때, 두 번 실시하였으며, 그 결과를 모두 나타내었다.
또한, 발명예 1과 비교예 8의 미세조직 사진을 각각 도 3 및 도 4에 나타내었다
구분 C Si Mn P S Al Ti Nb Ca N 관계식1 관계식2
발명강1 0.24 0.22 1.42 0.006 0.0009 0.033 0.011 0.01 0.0014 0.0045 1.56 3.86
발명강2 0.25 0.21 1.57 0.005 0.0007 0.03 0.018 0.013 0.002 0.0032 2.86 12.61
발명강3 0.26 0.24 1.38 0.004 0.0008 0.029 0.006 0.009 0.0019 0.0043 2.38 2.41
비교강1 0.29 0.19 1.56 0.008 0.0009 0.028 0.012 0.010 0.0021 0.0043 2.33 4.84
비교강2 0.25 0.19 1.7 0.008 0.0009 0.027 0.011 0.010 0.0022 0.0054 2.44 3.85
비교강3 0.25 0.23 1.42 0.007 0.0018 0.028 0.013 0.010 0.0025 0.0048 1.39 2.14
비교강4 0.26 0.21 1.51 0.007 0.0006 0.031 0.03 0.008 0.0022 0.0052 3.67 14.52
비교강5 0.24 0.22 1.42 0.006 0.0010 0.029 0.012 0.010 0.0008 0.0046 0.8 3.7
비교강 6 0.25 0.23 1.46 0.005 0.0005 0.027 0.011 0.009 0.0028 0.0039 5.6 8.24
비교강7 0.26 0.24 1.26 0.009 0.0009 0.030 0.006 0.015 0.0022 0.0056 2.44 1.5
비교강 8 0.24 0.21 1.58 0.008 0.0006 0.026 0.019 0.011 0.002 0.0031 3.33 16.14
강종 가열 온도(℃) 마무리 열간압연온도(℃) 권취온도(℃) 구분
발명강 1 1290 834 605 발명예 1
발명강 2 1278 846 623 발명예 2
발명강 3 1287 838 614 발명예 3
비교강 1 1268 844 611 비교예 1
비교강 2 1273 849 621 비교예 2
비교강 3 1284 843 591 비교예 3
비교강 4 1275 857 633 비교예 4
비교강 5 1267 847 587 비교예 5
비교강 6 1284 884 621 비교예 6
비교강 7 1282 854 596 비교예 7
비교강 8 1276 874 584 비교예 8
발명강 1 1284 882 732 비교예 9
구분 항복강도
(MPa)		 펄라이트
분율 (%)		 평균 결정립 크기 (㎛) CAR(%) 항복강도 80% 하중에서 SSC 파단 여부 충격천이온도
(℃)		 -10℃충격
에너지
(J)
발명예 1 421 39 12 0 미파단 -10 이하 112
발명예 2 521 41 9 0 미파단 -10 이하 108
발명예 3 476 38 11 0 미파단 -10 이하 126
비교예 1 556 41 10 5.3 파단 -10 86
비교예 2 595 44 11 12.6 파단 0 66
비교예 3 482 29 13 8.7 파단 -10 78
비교예 4 496 31 9 11.3 미파단 -10이하 101
비교예 5 456 28 12 14.2 파단 -10 72
비교예 6 396 38 11 4.5 미파단 -10 이하 98
비교예 7 456 28 16 6.9 파단 -10 77
비교예 8 479 32 13 22.4 파단 -10 85
비교예 9 401 48 18 3.5 미파단 0 56
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성, 성분관계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1, 2 및 3의 경우 HIC 및 SSC에 대한 저항성이 우수하면서 동시에 높은 충격인성을 보여준다. 더불어 충격천이온도가 -10℃ 이하로 저온인성도 확보할 수 있다.
도 1에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 경우에는 CAR이 0%로 균열이 발생하지 아니하나, 비교예 2의 경우에서는 여러 위치에서 균열이 발생하였으며, CAR이 12.6%로 매우 높았다.
또한, 도 2에 나타난 바와 같이, 발명예(1-3)의 경우, -10℃까지의 충격인성이 상온수준과 유사한 수준임을 확인할 수 있다.
또한, 도 3 및 도 4에 나타난 바와 같이, 같은 페라이트 펄라이트 복합조직이라고 하더라도 발명예 1의 결정립 크기가 비교예 8의 것 보다 매우 작음을 알 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.23~0.27%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 1.2~1.6%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.001% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 칼슘(Ca): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.003~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ca 및 S은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Ti, S 및 N은 하기 관계식 2를 만족하고,
    [관계식 1]
    1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
    [관계식 2]
    2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
    (상기 관계식 1 및 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
    미세조직은 페라이트와 펄라이트를 포함하고, 평균 결정립 크기가 15㎛이하인 유정용 열연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 펄라이트 분율이 면적분율로, 20~60%인 것을 특징으로 하는 유정용 열연강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 CAR(crack area ratio)이 3%이하(0 포함) 인 것임을 특징으로 하는 유정용 열연강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 -10℃ 이하의 충격천이온도를 갖는 것임을 특징으로 하는 유정용 열연강판.
  5. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 350~600MPa의 항복강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 유정용 열연강판.
  6. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 350~600MPa의 항복강도 범위 안에서 황화물 응력 균열 미파단 임계하중이 API 규격에서 규정하는 기준 항복강도의 80% 이상을 만족시키는 것임을 특징으로 하는 유정용 열연강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.23~0.27%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 1.2~1.6%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.001% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 칼슘(Ca): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.003~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ca 및 S은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Ti, S 및 N은 하기 관계식 2를 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃에서 가열하는 단계;
    [관계식 1]
    1.0 ≤ Ca/S ≤ 4.0
    [관계식 2]
    2< (Ti/N)*(Mn/1000S) <15
    (상기 관계식 1 및 2에서 각 성분의 값은 중량%를 의미한다.)
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3~미재결정온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 냉각한 후 550~700℃에서 종료한 후 권취하는 단계를 포함하는 유정용 열연강판의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 열간 압연 시 압하율이 70% 이상인 것을 특징으로 하는 유정용 열연강판의 제조방법.
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