KR20220065020A - 파이프라인 강철 및 이의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

파이프라인 강철 및 이의 제조 방법. 파이프라인 강철은 다음의 중량 백분율의 조성을 갖는다: C: 0.03-0.10%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 1.51-1.85%, P≤0.015%, S≤0.002%, Cr: 0.05-0.3%, Mo: 0.05-0.20%, Cu: 0.06-0.3%, Ni: 0.17-0.50%, Nb: 0.05-0.10%, Ti: 0.005-0.02%, Ca: 0.001-0.005%, Al: 0.02-0.045%, N≤0.006%, B≤0.0002%, O≤0.005%, 및 나머지 Fe 및 불가피한 불순물. 또한, 0.06≤JC×Mn≤0.14, 및 탄소와 망간의 곱의 파라미터 JC×Mn = C*Mn*104. 파이프라인 강철은 항복 강도 450-635 MPa, 인장 강도 520-780 MPa, -20℃에서 실물 크기 샤르피 충격 가공 AKv 275 J 초과, -20℃에서 전벽 두께 DWTT 전단 파단 면적 백분율 SA 85% 초과 및 길이방향 균일 연신율 Uel≥8%을 가지며, 해저 파이프 라인, 크로싱 파이프라인 및 극지 파이프라인 건설에 사용될 수 있으며, 주로 천연 가스의 장거리 운송에 사용된다.

Description

파이프라인 강철 및 이의 제조 방법
기술 분야
본 발명은 파이프라인 강철, 특히 파이프라인 강철 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
배경
세계 소비자 시장에서 오일 및 가스에 대한 수요가 증가함에 따라 오일 및 가스를 운반하는 파이프라인은 육지에서 바다로 및 작은 부피에서 큰 부피로 발전하는 경향이 있어 파이프라인 안전에 대한 높은 요구가 발생하고 있다. 해저 파이프라인 건설은 일반적으로 J-형 또는 S-형 부설 방법을 채택하고 있으며, 파이프라인은 서비스 동안 협곡을 건너고, 유체 이동 및 기타 가혹한 환경을 극복해야하므로 해저 파이프라인은 고강도 및 고인성을 필요로 하며, 또한 구조적 안정성을 향상시키기 위해 두꺼운 벽을 필요로 한다. 동시에 해저 파이프라인은 서비스 안전을 보장하기 위해 높은 소성 변형 능력이 필요하다.
기존 문헌의 연구 결과에 따르면 독일의 Europipe, 러시아의 VSW, 일본의 JFE와 같은 회사는 이미 해저 파이프라인 강철 및 파이프라인 파이프 제품의 개발에 대한 다년간의 역사를 가지고 있다. 조성 설계, 압연 공정 제어, 미세구조 제어 및 최적 설계의 기타 양태의 개발 연구 외에도 개발의 핵심은 장비를 업그레이드하여 강철의 강도와 인성을 향상시키는 것이다. 예를 들어, Dillinger는 두께가 500 mm를 초과하는 매우 두꺼운 연속 주조 슬래브를 만들 수 있어, 내부 품질이 높고 압하율이 큰 헤비 게이지 파이프라인 강판(heavy gague pipeline steel plate) 제조의 기반을 마련하였다. 또한, 파이프라인 강판의 내부 품질이 높은데, 이는 편석 및 개재물의 함량을 제어한 결과이다. 따라서, 강철의 순도, 강도 및 거칠기를 향상시킬 수 있으며, Dillinger는 Europipe, VSW 및 다른 회사에 미가공 강판을 제공할 수 있다. 이러한 원시 강판은 최대 41 mm 두께의 용접 파이프를 제조하는데 사용될 수 있다. 일본의 JFE는 인-라인 열 처리 장치를 사용하고, 강판의 두께 방향으로 조직 균일성을 개선하기 위해 HOP 공정을 채택하며, 이는 인성을 개선하고, 헤비 게이지 파이프라인 강철의 균일한 기계적 특성을 얻는데 도움이 되며, 동시에 강철 파이프의 타원도를 향상시킬 수 있다. 현재, 해저 파이프라인 강철에 대한 국내외 연구는 주로 이들의 고강도 및 고인성에 중점을 두고 있다. 그러나, 파이프라인 강철의 높은 가소성에 대한 연구는 거의 없다.
파이프라인 강철의 가소성을 향상시키는 점에 있어서, 현재 높은 균일 연신율이 변형 설계 랜드 파이프라인에 필요하다. 연질 및 경질 상의 조합은 아치형 응력-변형 곡선 및 우수한 가공 경화율을 갖는 파이프라인 강철을 유도하여, 강철의 균일한 변형 능력이 향상될 수 있으며, 이중-상 미세구조를 갖는 강철이 수득될 수 있다. 대표적인 기술은 일부 중국 기업에서 채택한 이완 및 제어 냉각 복합 미세구조 공정을 사용하여 수득된 페라이트 및 하부 베이나이트 2상의 미세구조, 및 JFE에 의해 채택된 온라인 열 처리 HOP 공정을 사용하여 수득된 마르텐사이트-오스테나이트 아일랜드 및 바이나이트 2상의 미세구조를 포함한다. 상기 언급된 미세구조 둘 모두는 높은 균일 연신율을 갖는 강철을 수득할 수 있다. 그러나, 2상 계면의 존재로 인해 강철의 저온 충격 인성이 현저하게 감소하며, 이는 강철의 균열 방지 안전에 도움이 되지 않는다.
유럽 특허 EP2105513B1은 저온 가열 공정 및 제어된 압연 및 냉각 공정과 조합된 낮은 C, 낮은 Mn 및 비교적 낮은 Nb의 미세합금 설계를 이용하여 항복 강도 450 MPa 등급의 헤비 게이지 고인성 파이프라인 강철을 제조하는 방법을 개시하며, 정제된 폴리고날 페라이트가 우세하는 미세구조가 수득되며, 체적 분율 오페라이트는 40~90%이고, 페라이트의 입자 크기는 ≤ 10μm이다. 그 발명에 의해 제조된 파이프라인 강철은 우수한 인성을 갖는다.
중국 특허 CN101611163A는 항복 강도 ≥ 400 MPa, 인장 강도 ≥ 500 MPa 및 항복비 ≤ 0.90인 노화 방지 이중-상 파이프라인 강철을 개시한다. C-Mn을 기반으로 하는 합금 조성 설계를 채택하고, 압연 후 2-단계 냉각 속도 제어를 이용하여 강철을 얻을 수 있는데, 이는 페라이트의 제1 상 및 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 입상 베이나이트 및 마르텐사이트를 포함하는 하나 이상의 미세구조의 제2 상을 갖는다. 또한, 강철의 균일 연신율은 8% 이상에 도달할 수 있다.
미국 특허 US20120247606A1은 80 ksi, 6~16 mm 박형 파이프라인 강철의 조성 및 제조 방법을 개시하고 있다. 낮은 C, 높은 Nb 및 Mo 합금의 조성 설계를 이용하고 675~715℃에서 저온 최종 압연 및 1~2℃의 공랭 속도를 채택하여 최대 80 ksi의 강도 등급 및 우수한 용접성을 갖는 파이프라인 강철을 얻을 수 있다.
호주 특허 AU2006305841A1은 인장 강도 900 MPa 등급 및 길이방향 항복비 ≤ 0.85인 이중 강철의 제조 방법을 개시하고 있다. 저탄소, 고 Mn 및 Nb-Mo 합금의 조성 설계를 이용하고 합리적인 공정 제어를 채택함으로써 입자 크기가 ≤ 5 μm인 10~60% 정제된 페라이트를 갖는 강철을 얻을 수 있다. 강철의 나머지 조직은 정제된 마르텐사이트, 하부 베이나이트, 어닐링된 상부 베이나이트, 입상 베이나이트 등 중 하나 이상의 혼합 조직이다.
중국 특허 CN109023069A는 NbC 나노-석출 강화 X80 고가소성 파이프라인 강판의 제조 방법을 개시하고 있으며, 이는 중간 C, 낮은 Mn 및 높은 Nb의 미세합금의 조성 설계를 채택한다. 파이프라인 강판의 제조 방법에는 제어 압연, 제어 냉각, 1180~1220℃에서 후속 고용 처리 및 670~710℃에서 등온 처리가 포함된다. 상기 언급된 조성 설계 및 제조 방법을 채택하여 NbC 석출물의 체적 분율을 0.05~0.20%로 조절되고, 고가소성과 고인성을 갖는 X80 파이프라인 강철을 얻을 수 있다.
중국 특허 CN101343715B는 중간 C, 낮은 Mn 및 높은 B 합금의 조성 설계를 채택하는 650 MPa 등급의 항복 강도를 갖는 대형 변형 파이프라인 강철 파이프의 제조 방법을 개시한다. 제어 압연, 제어 냉각 및 온라인 템퍼링 공정의 제조 방법과 결합하여 페라이트, 니들 페라이트 및 마르텐사이트-오스테나이트 아일랜드의 복합 미세구조를 갖는 강철을 얻을 수 있으며, 항복 강도 650~680 MPa 및 균일 연실율 12~15%을 갖는 강철 파이프를 제조하는데 사용될 수 있다.
개요
본 발명의 목적은 고가소성 헤비 게이지 파이프라인 강철 및 이의 제조 방법을 제공하는 것이다. 파이프라인 강철은 항복 강도 Rt0.5 450~635 MPa, 인장강도 Rm 520~780 MPa, 특히 -20℃에서 실물 크기 샤르피 충격 가공 AKv 275 J 초과, -20℃에서 전벽 두께 DWTT 전단 파단 면적 백분율 SA 85% 초과 및 길이방향 균일 연신율 Uel ≥ 8%을 갖는다. 파이프라인 강철은 해저 파이프 라인, 크로싱 파이프라인 및 극지 파이프라인 건설에 사용될 수 있으며, 주로 천연 가스의 장거리 운송에 사용된다.
상기 언급한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 기술적 해결책은 다음과 같다:
C: 0.03~0.10%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.51~1.85%, P≤0.015%, S≤0.002%, Cr: 0.05~0.3%, Mo: 0.05~0.20%, Cu: 0.06~0.3%, Ni: 0.17~0.50%, Nb: 0.05~0.10%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.001~0.005%, Al: 0.02~0.045%, N≤0.006%, B≤0.0002%, O≤0.005% 및 나머지 Fe 및 불가피한 불순물과 같은 중량 백분율 조성을 가지며;
0.06≤JC×Mn≤0.14 (여기서 탄소와 망간의 곱의 파라미터 JC×Mn = C*Mn*104임)을 만족시키는, 높은 가소성 및 헤비 게이지의 파이프라인 강철.
본 발명의 파이프라인 강철은 폴리고날 페라이트와 침상 페라이트의 미세구조를 가지며, 여기서 폴리고날 페라이트 상의 비율이 15~39%이다.
본 발명의 상기 파이프라인 강철은 항복 강도 Rt0.5 450~635 MPa, 인장강도 Rm 520~780 MPa, -20℃에서 실물 크기 샤르피 충격 가공 AKv 275 J 초과, -20℃에서 전벽 두께 DWTT 전단 파단 면적 백분율 SA 85% 초과 및 길이방향 균일 연신율 Uel≥8%을 갖는다.
본 발명의 상기 파이프라인 강철의 조성 설계에서:
탄소: C는 가장 기본적인 강화 원소로 강철에 용해되어 격자간 고용체를 형성할 수 있으며, 고용 강화 효과를 나타낸다. 또한 탄소는 강한 탄화물 형성 원소와 함께 탄화물 석출을 형성할 수 있어 석출 강화 효과를 발생시킨다. 그러나 C가 너무 많으면 강철의 인성 및 용접 성능이 저하되고, 동시에 강철의 가소성 감소로 이어진다. 그러나, C 함량이 너무 낮으면 강철의 강도가 감소할 것이다. 따라서, C 함량은 0.03~0.10%로 조절된다.
규소: Si는 고용 강화 원소이며, 또한 강철의 탈산화 원소이다. 그러나 강철에 Si가 너무 많으면 강철의 용접 성능이 저하되고, 가소성이 저하되는 한편 압연 공정에서 열간 압연 산화철 제거에 도움이 되지 않으며, 따라서 Si의 함량은 0.1~0.5%로 조절한다.
망간: Mn 원소는 고용 강화를 통해 강철의 강도를 향상시킬 수 있으며, 강철의 C 함량 감소로 인한 강철의 강도 손실을 보상하는 가장 중요하고 경제적인 강화 원소이다. Mn은 또한 γ 상 영역을 확장하는 원소이며, 강철의 γ→α 상변태 온도를 낮출 수 있으며, 이는 미세한 상변태 제품을 얻는 데 도움이 되어 강철 인성을 높일 수 있다. 그러나, Mn 원소는 강철에서 쉽게 편석된다. Mn 함량이 높으면, Mn은 주조 공정 중 판 중앙에서 편석되기 쉬워 압연 완료 후 경질상 마르텐사이트가 형성되어 물질의 가소성 및 저온 인성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 Mn 함량을 1.51~1.85%로 제한한다. 또한, C와 Mn 둘 모두는 고용 강화 원소이고, 편석 경향이 크기 때문에, 탄소 및 망간 생성물 매개변수(JC×Mn= C*Mn*104)는 0.06≤JC×Mn≤0.14의 요건을 충족해야 한다. JC×Mn이 0.6미만인 경우, C 및 Mn 함량이 충분하지 않아 고용 강화 효과가 크지 않고 강철의 강도는 낮다. JC×Mn이 0.14보다 크면, δ 오스테나이트 간격 범위가 좁아져 C와 Mn의 확산에 도움이 되지 않아 편석 경향을 증가시킨다.
크롬: Cr은 강철의 경화성을 향상시키는 중요한 원소로 헤비 게이지 전체 두께 강판의 조직 및 성능 균일성을 보장하고, 강철의 내식성을 효과적으로 향상시킬 수 있다. 그러나, 강철의 Cr 함량이 너무 높으면 강철의 강도와 경도가 증가하는 반면, 연신율 및 단면 수축률은 감소할 것이다. Mn 함량이 높은 강철에 Cr을 첨가하면 이들의 화합물이 쉽게 형성되어, 균열이 발생하여 강철의 용접 성능을 심각하게 저하시킬 것이다. 따라서, 본 발명에서 Cr 함량은 0.05~0.3%로 제한되어야한다.
몰리브덴: Mo는 γ 상 영역을 확장하고 강철의 γ→α 상변태 온도를 낮출 수 있는 원소이며, 더 미세한 상변태 구조를 얻을 수 있어 강철의 인성을 향상시킬 수 있다. 동시에, 소량의 Mo는 강철의 담금질성을 높이고 두께 방향의 조직 균일성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Mo 함량이 증가함에 따라 저온 상변태 생성물의 비율이 증가하여 강철의 저온 인성에 불리하고 강철의 가소성에 불리하다. 따라서, 본 발명에서 Mo 함량은 0.05~0.20%로 제어된다.
구리: Cu는 고용 강화를 통해 강철의 강도를 향상시키고, 대기 중 강철의 내식성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 너무 많은 Cu는 구리 취성을 유발하고 강철의 고온 성형성에 해로운 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 본 발명에서 Cu 함량은 0.06~0.3%로 제어된다.
니켈: Ni는 고용 강화를 통해 강철의 강도를 향상시킬 수 있다. Ni를 첨가하면 강철에서 Cu로 인한 열 취성을 개선할 수 있다. 또한, Ni는 오스테나이트 영역을 확장할 수 있어 오스테나이트의 안정성을 증가시키며, 이는 강철의 가소성 및 인성에 유리하다. 따라서, 본 발명에서 Ni 함량은 0.17~0.50%로 제어된다.
니오븀: Nb는 탄소 함량이 낮은 미세합금 강철의 중요한 원소 중 하나이다. Nb의 고용체는 고온 압연 과정에서 변형에 의한 석출에 의해 Nb(N,C) 입자를 형성할 수 있으며, 또한 결정립계를 고정하여 변형 오스테나이트의 성장 및 오스테나이트 재결정화의 발생을 억제할 수 있다. 변형 오스테나이트 상은 제어된 압연 및 제어된 냉각 공정을 통해 전위 밀도가 높은 미세 제품으로 변경된다. 코일링 후, 고체 용해된 Nb는 NbC의 제2 상으로서 매트릭스에 확산 석출되고, 이는 석출 강화 효과로 이어진다. 헤비 게이지 파이프라인 강철의 경우, Nb 함량이 너무 낮으면 확산 석출 효과가 명확하지 않고 Nb가 결정립을 미세화하거나 매트릭스를 강화하는 역할을 할 수 없다. 그러나, 강판 코어의 재결정화 억제로 인해 높은 Nb 함량은 결정립 미세화에 도움이 되지 않는다. 또한, Nb의 고용체는 C 함량과 관련이 있다. C 함량이 너무 높으면 Nb 고용체 양이 적고 석출 강화 및 결정립 미세화 효과가 없다. 낮은 C 함량은 결정립계를 약화시킬 것이다. Nb 함량이 너무 낮으면 석출 강화 효과가 명확하지 않다. 따라서, 본 발명에서 Nb 함량은 0.05~0.10%로 제한되어야한다.
티타늄: Ti는 강력한 탄질화물 형성 원소이며, Ti의 불용성 탄질화물은 강철이 가열될 때 오스테나이트 결정립의 성장을 방지할 수 있다. 그리고 고온 오스테나이트 영역에서 조압연 공정 중에 석출된 TiN은 오스테나이트 결정립의 성장을 효과적으로 억제할 수 있다. 또한, 용접 과정에서 강철의 TiN 입자는 열-영향부에서 결정립 성장을 크게 방지하여 강판의 용접 성능을 향상시키는 동시에 용접된 영-영향부의 충격 인성 향상에 명백한 효과를 갖는다. 따라서, 본 발명에서 Ti 함량은 0.005~0.02%로 제어된다.
질소: 미세합금 강철에서 적절한 N 함량은 용융점이 높은 TiN 입자를 형성하여 강철의 강도와 인성을 향상시킬 수 있으며, 이는 재가열 과정에서 슬래브의 결정립 조대화를 억제하는 역할을 할 수 있다. 그러나, N 함량이 너무 높으면 노화 후 자유 N 원자의 높은 농도가 전위를 고정할 수 있어 항복 강도가 크게 증가하고 가소성 및 인성이 크게 감소한다. 따라서, 본 발명에서 N 함량은 ≤ 0.006%로 제어된다.
산소: 저합금 순강 제련의 경우 주조 공정에서 발생하는 기포 및 산화물 개재물을 줄이기 위해 제련 공정 종료 시 탈산화 처리가 필요하며, 이는 강철의 내부 품질 및 완성된 강판의 저온 충격 인성 및 동적 인열 저항을 개선할 수 있다. 산소 함량이 50 ppm보다 높으면 개재물, 다공성 및 기타 내부 결함이 크게 증가하여 강철의 가소성 및 인성이 감소한다. 따라서, 본 발명에서 O 함량은 ≤ 0.005%로 제어된다.
황 및 인: 이들은 강철에서 불가피한 불순물 원소이며, 그 함량은 가능한 한 낮을 수 있기를 희망한다. 황화물의 개재 형태는 초저황(20p pm 미만) 및 Ca 처리에 의해 제어된다. 동시에, 본 발명의 강철이 양호한 저온 충격 인성을 가질 수 있도록 보장하기 위해 P 함량은 150ppm 미만으로 제어되어야한다.
칼슘: Ca 처리는 황화물의 형태를 제어하고 강판의 이방성 및 저온 인성을 향상시킬 수 있다. Ca 함량은 0.0010~0.0050%로 제어하여 최상의 결과를 얻을 수 있다.
알루미늄: Al은 탈산화를 위해 강철에 첨가되는 원소이다. Al을 적당량 첨가함으로써 강철의 인성을 향상시키고 결정립을 미세화할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 Ai 함량은 0.02~0.045%로 제어된다.
붕소: B는 강한 경화 원소로 결정립계에 쉽게 석출되어 물질의 가소성과 인성이 감소한다. 따라서, 본 발명에 있어서의 B 함량은 B≤0.0002%가 되도록 제어한다.
따라서 두께 28~40 mm 및 항복 강도 Rt0.5 450~635 MPa 등급의 헤비 게이지 파이프라인 강철은 결정립 미세화 및 상변태 제어를 포함하는 물질 이론을 기반으로 하여 낮은 C 및 높은 Nb 미세합금의 조성 설계를 채택한다. 저온 조압연 및 마무리 압연과 같은 제조 공정과 결합하여 변형 유발 상변태 메커니즘이 최대한 발휘되어 페라이트 상변태를 촉진한다. 냉각 속도 및 정지 냉각 온도의 적절한 제어를 통해, 정제된 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트의 미세구조를 얻을 수 있다. 따라서, 고강도, 고인성 및 고가소성과 우수한 변형 능력의 포괄적인 기계적 특성을 갖는 파이프라인 강철이 얻어진다.
1) 제련하고 주조하는 단계로서,
상기 기술된 조성에 따라 제련하고 슬래브로 연속 주조하는 단계;
2) 슬래브를 1100~1200℃의 가열 온도로 재가열하는 단계;
3) 고온 압연하는 단계로서,
조압연의 시작 온도는 940~1000℃이며, 조압연의 최종 패스에서 단일 패스 감소율은 ≥12%이며;
중간 슬래브의 두께는 3t~5t이며, 여기서 t는 mm 단위의 파이프라인 강철 두께이며;
마무리 압연의 시작 온도는 750~810℃이며; 마무리 압연의 최종 온도는 740~800℃인, 단계;
4) 제어 냉각을 수행하는 단계로서,
수냉 시작 온도 T시작이 620~720℃이며; 수냉 정지 온도 T정지는 150~530℃이며;
수냉 속도 Vc=72-T시작/10+T정지/20 ℃/s 단위인, 단계; 및
5) 수냉 후 자연적으로 공랭하는 단계를 포함한다.
바람직하게는, 단계 2)의 슬래브 재가열의 가열 온도는 1110~1150℃이다.
바람직하게는, 단계 3)에서, 조압연의 시작 압연 온도는 960~990℃이다. 조압연의 최종 패스에서의 단일 패스 감소율은 14% 이상이다. 중간 슬래브의 두께는 4t~4.5t이다. 마무리 압연의 시작 온도는 770~800℃이며, 마무리 압연의 최종 온도는 750~780℃이다.
바람직하게는, 단계 4) 제어 냉각에서, 수냉 시작 온도(T시작)는 660~700℃이고, 수냉 정지 온도(T정지)는 200~350℃이다.
상기에서 설명한 기술 해결책에 따르면 최종적으로 28~40 mm 두께의 헤비 게이지 고가소성 파이프라인 강철을 얻을 수 있다.
본 발명의 제조 방법 설계:
제어 냉각 단계에서: 수냉 시작 온도 T시작은 620~720℃로 제어되며; 수냉 정지 온도 T정지는 150~530℃로 제어되며; 수냉율 Vc=72-T시작/10+T정지/20 ℃/s 단위이다.
압연 후 냉각은 상 변태 구조를 결정하는 핵심 공정이다. 표적의 정제된 폴리고날 페라이트 및 니들 페라이트 상변태 미세구조는 수냉 시작 온도 T시작, 수냉 정지 온도 T시작 및 수냉 속도 Vc를 제어하여 얻을 수 있다. 이러한 모든 냉각 매개변수는 상기 언급한 조건을 충족해야 한다. 여기서, 수냉 시작 온도 T시작이 720℃보다 높으면, 연질 상 폴리고날 페라이트 석출의 형성력이 작아서 강철의 고강도화로 이어질 것이다. T시작이 620℃보다 낮으면 연질 상 폴리고날 페라이트가 조대하고 그 비율이 매우 높아 강철의 강도가 현저히 낮아질 것이다. 수냉 정지 온도 T정지는 주로 경질 상 침상 페라이트의 경도를 결정하기 위한 것이다. T정지는 530℃보다 높으면 전위 밀도가 작고 경도 및 강도가 낮다. T정지가 150℃보다 낮으면 마르텐사이트가 생성되기 쉬워 매우 높은 전위 밀도, 높은 경도 및 감소된 가소성을 발생시킨다. 수냉율 Vc는 상변태 조직의 종류와 이들의 상 비율을 제어하기 위해 수냉 시작 및 정지 온도를 일치시키는 핵심 매개변수이다. Vc는 수냉 정지 온도 T정지와 양의 관계가 있고, 수냉 시작 온도 T시작과 음의 관계가 있다.
다음은 본 발명을 선행 기술과 비교한 것이다.
유럽 특허 EP2105513B1에 개시된 것과 달리, 본 발명은 주로 450 MPa 등급의 항복 강도를 갖는 고가소성 파이프라인 강철 제품으로 설계되었다. 낮은 C, 높은 Mn 및 Nb 미세합금의 조성 설계와 재결정 압연 단계에서 저온 제어 압연의 제조 공정을 채택하여 미가공 오스테나이트의 결정립 크기를 억제할 수 있다. 비교적 낮은 수준에서 수냉각 속도를 제어함으로써 정제된 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트 상변태 결정립을 얻을 수 있다. 강철 중 폴리고날 페라이트 상의 비율은 40% 미만으로 제어되며, 강철은 우수한 가소성 및 인성을 가질 수 있다.
중국 특허 CN101611163A에 개시된 것과 달리, 본 발명은 결정립 미세화 효과를 충분히 활용하고 저온 변태 구조를 억제하기 위해 높은 Nb 및 낮은 B의 조성 설계를 채택한다. 저온 압연 공정과 저냉각 공정을 조합하여 정제된 폴리고날 페라이트 및 니들 페라이트의 최종 미세구조를 얻을 수 있다. 강철은 낮은 굽힘 강도 비율, 높은 균일한 변형 능력 및 우수한 저온 인성을 가지고 있다.
미국 특허 US20120247606A1에 개시된 것과 달리, 본 발명은 주로 항복 강도 Rt0.5 450~635 MPa, 인장강도 Rm 520~780 MPa 및 두께 28 mm 초과인 파이프라인 강철 제품에 대한 것이다. 낮은 C, 높은 Mn 및 Nb 미세합금의 조성 설계와 재결정 압연 단계에서 저온 제어 압연 공정을 채택하여 미가공 오스테나이트의 결정립 크기가 억제될 수 있다. 비교적 낮은 수준에서 수냉각 속도를 제어함으로써 정제된 폴리고날 페라이트 및 침상 페라이트 상변태 결정립을 얻을 수 있으며, 강철은 우수한 가소성 및 인성을 가질 수 있다.
호주 특허 AU2006305841A1에 개시된 것과 달리, 본 발명은 주로 길이방향 균일 연신율 Uel≥8% 및 450 MPa 등급의 항복 강도를 갖는 고가소성 파이프라인 강철 제품을 위해 설계되었다. 낮은 C 및 비교적 낮은 Nb의 조성 설계와 재결정 압연 단계에서 저온 제어 압연 공정을 채택함으로써 미가공 오스테나이트의 결정립 크기가 억제될 수 있다. 비교적 낮은 수준에서 수냉각 속도를 제어함으로써 정제된 폴리고날 페라이트 + 침상 페라이트 상변태 결정립을 얻을 수 있으며, 강철은 우수한 변형성을 가질 수 있다.
중국 특허 CN109023069A에 개시된 것과 달리, 본 발명은 주로 낮은 C 및 높은 Mn 및 Nb 미세합금의 조성 설계를 채택한다. 낮은 재결정 압연 온도, 저온 비-재결정화 압연 및 합리적인 냉각 속도 제어를 포함하는 상기 언급된 조성 및 제조 방법을 채택함으로써, 정제된 폴리고날 페라이트 + 침상 페라이트의 미세구조을 얻을 수 있고, 이는 강철의 고강도, 높은 가소성 및 인성을 보장할 수 있다. 고용체 및 등온 열처리가 필요 없으므로 총 비용이 낮아진다.
중국 특허 CN101343715B에 개시된 것과 달리, 본 발명은 주로 낮은 C 및 높은 Mn 및 Nb 미세합금의 조성 설계를 채택한다. 낮은 재결정 압연 온도, 저온 비-재결정화 압연 및 합리적인 냉각 속도 제어를 포함하는 상기 언급된 조성 및 제조 방법을 채택함으로써, 정제된 폴리고날 페라이트 + 침상 페라이트의 미세구조을 얻을 수 있고, 이는 강철의 고강도, 높은 가소성 및 인성을 보장할 수 있다. 합금 첨가량이 적고, 인-라인 열처리가 필요 없어 총 비용이 낮아진다.
본 발명의 장점은 하기를 포함한다:
본 발명은 저온 가열 공정을 채택하여 소스에서 결정립 크기를 제어할 수 있는 재가열 공정 동안 오스테나이트 결정립의 성장을 억제한다. 가열 온도가 너무 높으면 미세합금 원소 Ti의 고온 석출 단계가 고용체가 되어 결정립계 고정 효과가 약해지고, 이러한 결정립계가 이동 및 병합되어 결정립이 크게 조대화되어 강철의 저온 인성에 도움이 되지 않는다.
본 발명은 재결정립의 성장을 억제하기 위해 재결정화 단계에서 저온 압연 공정을 채택한다. 재결정화 온도가 높으면 결정립계에서의 깁스 자유 에너지가 높아 결정립의 재결정립계의 이동 추진력이 높아지며, 이는 결정립의 합착을 촉진하여 결정립계에서의 깁스 자유에너지를 감소시킬 수 있으며, 따라서 재결정화 결정립이 조대화된다.
본 발명은 재결정화 결정립을 미세화하기 위해 저온에서 재결정화 압연과 결합된 적절한 양의 Nb 합금 설계를 채택한다. 강철의 Nb 함량이 높으면 재결정화 온도가 높아질 것이며, 이는 재결정화 발생에 도움이 되지 않는다. 그러나 강철의 Nb 함량이 낮으면 재결정화 온도가 낮아지고, 저온에서 재결정화 압연의 변형 저항이 증가할 것이며, 이는 장비 용량이 많이 요구된다.
본 발명의 파이프라인 강철은 정제된 폴리고날 페라이트 + 침상 페라이트의 미세구조 설계를 갖는다. 파이프라인 강철의 소성 변형 능력은 연질-상 폴리고날 페라이트 조직의 미세구조 설계를 통해 향상될 수 있으며, 이는 파이프라인 강철이 길이방향 균일 연신율 Uel≥8%를 갖도록 한다. 균열 확장의 저항을 증가시키기 위해 고밀도 대각 결정립계를 사용함으로써, 강철의 동적 인열 저항은 효과적으로 개선될 수 있다.
도 1은 본 발명의 구현예의 강철의 미세구조(판두께 1/2 위치)를 보여주며;
도 2는 본 발명의 구현예의 강철의 미세구조(판두께 1/4위치)를 보여준다.
발명의 상세한 설명
본 발명은 하기 구현예 및 도면을 참조하여 추가로 예시된다.
구현예의 화학 조성은 표 1에 나타낸 바와 같이 본 발명의 강철의 화학 조성 요건에 따라 설계되었다. 구현예의 제조 공정을 표 2에 나타내었다. 각 구현예에서 얻어진 기계적 특성의 값은 표 3에 열거된다. 이러한 기계적 특성은 상기에서 언급한 화학 조성 및 제조 공정을 기반으로 하여 수득된다. 특히, 본 발명의 강철의 인장 특성은 ASTM A370의 시험 규격에 따라 인장 시험기 Zwick Z330에서 시험하였다. 강철의 충격 인성은 ASTM A370의 테스트 표준에 따라 충격 시험기 Zwick PSW750에서 시험하였다. -20℃에서 전벽 두께 DWTT 전단 파괴 면적 백분율 SA는 API RP 5L3의 시험 표준에 따라 40,000J 충격 시험기 ZBC2404에서 시험하였다.
본 발명에서 설계된 화학 조성 및 제조 공정에 따라 얻어진 강철은 목표 성능 요건을 충족할 수 있음을 알 수 있다. 특히, 강철은 전반적인 기계적 특성이 양호하고 탄소 당량이 낮아 강철 파이프 형성 용접 및 현장 거스 용접 성능을 향상시키는데 도움이 된다. 또한, 본 발명의 강철의 화학 조성은 단순하고, 공정 창이 넓어서 강철은 강한 제조성을 가질 수 있다.
본 발명의 고가소성 헤비 게이지 파이프라인 강철은 주로 해저 파이프라인, 크로싱 지진대 파이프라인 및 특수한 요구사항을 갖는 가혹한 환경에서 사용되는 기타 유형의 파이프라인에 사용된다. 파이프라인의 소성 변형 능력은 충분한 강철 강도와 인성을 보장하는 기반의 미세구조 제어를 통해 향상될 수 있으며, 한편 파이프라인의 자중 운반 및 이동 저항 능력은 향상되어 서비스 안전성을 보장할 수 있다. 내륙으로부터 바다, 극지 영구 동토층 및 지질학적 움직임이 빈번한 지역과 같은 다른 지역으로의 석유 및 가스 자원 개발로 인해 고가소성 헤비 게이지 파이프라인 강철은 좋은 응용 전망을 가질 것이다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003

Claims (9)

  1. C: 0.03~0.10%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.51~1.85%, P≤0.015%, S≤0.002%, Cr: 0.05~0.3%, Mo: 0.05~0.20%, Cu: 0.06~0.3%, Ni: 0.17~0.50%, Nb: 0.05~0.10%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.001~0.005%, Al: 0.02~0.045%, N≤0.006%, B≤0.0002%, O≤0.005%, 및 나머지 Fe 및 불가피한 불순물의 중량 백분율 조성을 가지며; 0.06≤JC×Mn≤0.14 (여기서 탄소와 망간의 곱의 파라미터 JC×Mn = C*Mn*104임)을 만족시키는, 파이프라인 강철.
  2. 제1항에 있어서, 폴리고날 페라이트와 침상 페라이트의 미세구조를 가지며, 폴리고날 페라이트 상의 비율이 15~39%인, 파이프라인 강철.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 항복 강도 Rt0.5 450~635 MPa, 인장강도 Rm 520~780 MPa, -20℃에서 실물 크기 샤르피 충격 가공 AKv 275 J 초과, -20℃에서 전벽 두께 DWTT 전단 파단 면적 백분율 SA 85% 초과 및 길이방향 균일 연신율 Uel≥8%을 갖는, 파이프라인 강철.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 두께가 28~40 mm인, 파이프라인 강철.
  5. 파이프라인 강철을 제조하는 방법으로서,
    1) 제련하고 주조하는 단계로서,
    제1항 내지 제4항 중 어느 한 항의 조성에 따라 제련하고 슬래브로 연속 주조하는 단계;
    2) 슬래브를 1100~1200℃의 가열 온도에서 재가열하는 단계;
    3) 고온 압연하는 단계로서,
    조압연의 시작 온도는 940~1000℃이며; 조압연의 최종 패스에서 단일 패스 감소율은 ≥12%이며;
    중간 슬래브의 두께는 3t~5t이며, 여기서 t는 mm 단위의 파이프라인 강철 두께이며;
    마무리 압연의 시작 온도는 750~810℃이며; 마무리 압연의 최종 온도는 740~800℃인, 단계;
    4) 제어 냉각을 수행하는 단계로서,
    수냉 시작 온도 T시작이 620~720℃이며; 수냉 정지 온도 T정지는 150~530℃이며;
    수냉 속도 Vc=72-T시작/10+T정지/20 ℃/s 단위인, 단계; 및
    5) 수냉 후 자연적으로 공랭하는 단계를 포함하는, 방법.
  6. 제5항에 있어서, 단계 2)에서 슬래브를 재가열하기 위한 가열 온도가 1110~1150℃인, 방법.
  7. 제5항에 있어서, 단계 3)의 조압연의 시작 압연 온도가 960~990℃이고, 상기 조압연의 최종 패스에서의 단일 패스 감소율은 ≥14%이고; 상기 중간 슬래브의 두께는 4t~4.5t이고; 상기 마무리 압연의 시작 온도는 770~800℃이고, 상기 마무리 압연의 최종 온도는 750~780℃인, 방법.
  8. 제5항에 있어서, 4) 제어 냉각을 수행하는 단계에서, 상기 수냉 시작 온도 T시작이 660~700℃이고, 상기 수냉 정지 온도 T정지는 200~350℃인, 방법.
  9. 제5항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 파이프라인 강철의 두께가 28~40 mm인, 방법.
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