KR100833045B1 - High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe having less decrease in yield strength after pipemaking, formed pipe using the same - Google Patents
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Abstract
Description
일본 공개특허공보 평9-49050호Japanese Patent Laid-Open No. 9-49050
본 발명은 건축, 파이프라인 및 해양구조물 등의 용도로 사용되는 항복강도 500~600MPa의 라인파이프용 열연강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는, Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 Ti/N 및 열연공정을 적절히 제어함으로써 강도 증가와 더불어 파이프 조관 후 항복강도 저하가 적은 고강도 라인파이프용 열연강판과 이를 이용하여 성형된 파이프에 관한 것이다.The present invention relates to a hot-rolled steel sheet for line pipe of yield strength 500 ~ 600MPa used in the construction, pipelines and offshore structures. More specifically, by adding Mo, Nb, Ti complex and appropriately controlling the Ti / N and hot rolling process, the hot rolled steel sheet for high-strength line pipe with a high strength and a low drop in yield strength after pipe piping, and a pipe formed using the same It is about.
북극해 또는 시베리아 등의 지역에서 사용되는 원유 또는 가스 수송용 강관이나 해양구조물에 사용되는 철강 소재는 그 환경의 가혹화로 말미암아 우수한 성 질이 요구되고 있으며, 특히 저온에서의 파괴방지를 위하여 저온인성이 각별히 요구되고 있다.Steel materials used for crude oil or gas transportation steel pipes and marine structures used in the Arctic Ocean or Siberia, etc., are required to have excellent quality due to the harsh environment, and especially low temperature toughness to prevent destruction at low temperatures. It is required.
이에 따라, 우수한 저온 인성을 지닌 고강도 열연강판을 제조하기 위해서 전 세계에 걸쳐 많은 시도가 이루어지고 있으며, 이러한 연구의 대부분은 열간압연을 낮은 온도에서 실시하여 저온인성 등을 향상시키고자 하는 것이다. Accordingly, many attempts have been made all over the world to manufacture high strength hot rolled steel sheets having excellent low temperature toughness. Most of these studies are to improve the low temperature toughness by performing hot rolling at low temperatures.
그러나 이러한 제어 압연에 의하여 제조되는 종래의 열연 강판은 파이프 조관 후 항복강도가 강판 대비 최대 100MPa 이상 저하하여 API 규격에서 정한 항복강도 기준을 만족하지 못하는 문제가 발생하기도 한다. However, in the conventional hot rolled steel sheet manufactured by such control rolling, the yield strength after pipe piping decreases up to 100 MPa or more compared to the steel sheet, which may cause a problem in that the yield strength criteria set by the API standard may not be satisfied.
이러한 문제를 해결하기 위하여 종래기술로는 일본 공개특허공보 평9-49050호가 있으며, 상기 특허에서는 페라이트상의 면적분율 50%이상, 페라이트 상 이외의 제2상의 평균 입경이 9㎛이하이고, 또한 페라이트상과 제2상의 평균 입경의 비가 0.15 이하인 강재를 제시하고 있다.In order to solve such a problem, there is a conventional Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-49050, in which the average particle diameter of the second phase other than the ferrite phase is 50 µm or more, and the ferrite phase Steels having a ratio of the average particle diameter of the second phase and the second phase are 0.15 or less.
그러나, 상기 종래기술은 열간압연 종료 직후의 1,2단계 냉각속도를 조절하여 페라이트 분율 및 제2상의 입경을 조절하고 있으나, 실시예에서 2단계 냉각속도는 실제 최소 20℃/sec 이상으로 15mm 이상의 후물재에서 구현하기 어려운 냉각속도이며, 실제 시험 압연된 강재의 최대 두께도 13mm 이다. However, the prior art adjusts the ferrite fraction and the particle size of the second phase by adjusting the cooling rate of the first and second stages immediately after the end of hot rolling, but in the embodiment, the second stage cooling rate is actually at least 20 ° C / sec or more and 15 mm or more. It is a cooling rate that is difficult to realize in thick materials, and the maximum thickness of actual test rolled steel is 13mm.
본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 Ti/N 및 열연공정을 적절히 제어함으로써 석출 및 조직 미세화에 의한 강도 증가와 더불어 제2상의 분율 제어에 의한 파이프 조관 후 항복강도 저하가 적은 고강도 라인파이프용 열연강판과 이를 이용하여 성형된 파이프를 제공하는데, 그 목적이 있다.The present invention is to improve the above-described problems, by adding a combination of Mo, Nb, Ti, and properly control the Ti / N and hot rolling process by increasing the intensity by precipitation and structure refinement and by the fractional phase control of the second phase It is an object of the present invention to provide a hot rolled steel sheet for high-strength line pipe having a low yield strength decrease after pipe formation and a pipe formed using the same.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.2-2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Ti: 0.01-0.1%, N: 0.01% 이하, Nb: 0.01-0.1%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti 및 N는 7≤Ti/N≤15를 만족하며, 페라이트상 이외의 제2상의 평균 부피 분율이 4% 이하인 파이프 조관 후 항복강도 저하가 적은 고강도 라인파이프용 열연강판에 관한 것이다.The present invention for achieving the above object, in weight%, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.2-2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Ti: 0.01 -0.1%, N: 0.01% or less, Nb: 0.01-0.1%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%, including the remaining Fe and other unavoidable impurities, wherein Ti and N are 7≤ The present invention relates to a hot-rolled steel sheet for high-strength line pipe that satisfies Ti / N ≦ 15 and has a low yield strength decrease after pipe piping in which the average volume fraction of the second phase other than the ferrite phase is 4% or less.
또한, 본 발명은 상기 기재된 열연강판의 항복강도와 이 열연강판의 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하세 설명한다.The present invention also relates to a pipe having a difference in yield strength of the above-described hot rolled steel sheet and a yield strength after the piping of the hot rolled steel sheet is 40 MPa or less.
EMBODIMENT OF THE INVENTION Hereinafter, this invention is demonstrated in detail.
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본 발명자는 파이프 조관 후 항복강도의 저하 원인을 분석한 결과, 열연 코일이 파이프 조관 및 인장 평가까지 열연코일 펴짐->파이프 굽힙->파이프 펴짐->인장 등의 단계를 거치면서 인장과 압축의 반복적인 변형을 받는 것을 확인하였다. 이에 따라, 반복 변형시 제2상 주변에는 전위의 집적 및 새로운 전위가 생성되어 최종 파이프 물성 평가시 항복강도를 저하시키는 것으로 생각되었다.As a result of analyzing the cause of lowering the yield strength after pipe piping, the inventors have repeatedly repeated tension and compression as the hot rolled coil undergoes hot rolled coil unfolding-> pipe bending-> pipe unfolding-> tensioning until pipe piping and tensile evaluation. It was confirmed that the phosphorus strain was received. Accordingly, it was thought that the accumulation of dislocations and new dislocations are generated around the second phase upon repeated deformation, thereby lowering the yield strength when evaluating the final pipe properties.
이러한 관점에서 본 발명자들은 강재의 항복강도를 확보하면서 파이프 조관 후 항복강도 저하를 감소하기 위한 다음 방안을 도출할 수 있었다.In view of this, the present inventors have been able to derive the following method for reducing the yield strength drop after pipe piping while securing the yield strength of the steel.
[1] 제어 압연에 의한 강재의 페라이트 세립화 및 석출물의 이용으로 후물재에서의 강도 확보.[1] Strengthening of ferrite in steel materials by controlling rolling and securing of precipitates.
[2] Ti/N 비율을 증가시켜 제2상 분율 억제.[2] Inhibiting second phase fraction by increasing Ti / N ratio.
이하, 상기 [1]과 [2]를 구체적으로 설명한다.[1] and [2] will be described below in detail.
본 발명자는 전위의 집적 및 새로운 가동 전위의 생성 등을 결정하는 여러 가지 조직을 상정하고 이러한 조직과 조관 후 항복강도 저하와의 상관관계를 조사해 본 결과, 제2상의 평균 부피 분율 4.0% 이하 및 Ti/N를 7 이상으로 한 경우, 항복강도 감소량이 40MPa 이하가 되는 것을 확인하였다. The present inventors assumed various tissues that determined the accumulation of potentials and the generation of new movable potentials, and investigated the correlation between these tissues and the lowering of yield strength after tubing, and the average volume fraction of the second phase was 4.0% or less and Ti. When / N was set to 7 or more, it was confirmed that the yield strength reduction amount was 40 MPa or less.
즉, Ti/N이 커질수록 석출량이 많아져, 페라이트로 최종 상변태시 생성되는 제2상(펄라이트+베이나이트)의 분율은 작아지게 된다. 제2상의 분율이 감소한 결과, 파이프 조관 후 인장 실험시 반복 변형에 의해서 제2상 주위에 집적되는 전위밀도가 감소하게 되어 인장 실험시 인장 방향으로 작용하는 평균 역응력(mean back stress)은 줄어들게 된다. That is, as Ti / N increases, the amount of precipitation increases, and the fraction of the second phase (pearlite + bainite) generated during the final phase transformation into ferrite becomes small. As a result of the decrease in the fraction of the second phase, the dislocation density accumulated around the second phase is reduced by repeated deformation in the tensile test after pipe piping, and the mean back stress acting in the tensile direction during the tensile test is reduced. .
따라서, 파이프 조관 후 항복강도 감소량은 제2상의 부피 분율에 비례하게 되며, 4%를 넘어가게 되면 제2상에 의한 전위 집적이 과다하게 되어 파이프의 항복강도가 API 규격 이하가 되게 된다.Therefore, the decrease in yield strength after pipe piping is proportional to the volume fraction of the second phase. When the amount exceeds 4%, the potential accumulation by the second phase is excessive, and the yield strength of the pipe becomes less than the API standard.
또한, 본 발명의 열연강재와 같이 두께가 13mm 이상인 경우 항복강도를 확보하기 위하여 최종적으로 페라이트를 세립화하고 석출물을 이용하여 강도를 확보하는 것이 필요하다. Ashby-Orowan는 Hall-Petch 식을 수정하여 강재의 항복강도(σy)를 아래 (1)식과 같이 나타내었다.In addition, when the thickness is 13mm or more like the hot rolled steel of the present invention, in order to secure the yield strength, it is necessary to finally refine the ferrite and secure the strength using the precipitate. Ashby-Orowan modified the Hall-Petch equation and expressed the yield strength (σy) of the steel as shown in the following equation (1).
σy = σi + KD-1/2 + (10.8f1 /2/X)(ln(X/6.125*10-4)) - (1) σy = σi + KD -1/2 + ( 10.8f 1/2 /X)(ln(X/6.125*10 -4)) - (1)
여기서, σi는 마찰응력(friction stress), K는 강화계수(strengthening coefficient), D는 결정립 크기, f는 석출물 분율, X는 석출물 크기이다. Where σ i is friction stress, K is strength factor, D is grain size, f is precipitate fraction, and X is precipitate size.
상기 (1)식에 따르면 강재의 항복강도는 결정립 크기가 작을수록, 석출물의 양이 많고, 석출물의 크기가 작을수록 증가함을 알 수 있다. 강재의 최종 두께가 두꺼워 질수록 총 압하량이 감소하기 때문에 페라이트 조직을 미세화하기 위해서는 일정량 이상의 미재결정역 압하량을 확보하여야 하며, 본 연구 결과에서는 60% 이상일 경우 항복강도가 안정적으로 확보되었다. According to Equation (1), the yield strength of the steel increases as the grain size decreases, the amount of precipitates increases and the size of precipitates decreases. As the final thickness of the steel becomes thicker, the total rolling reduction decreases. Therefore, in order to refine the ferrite structure, more than a certain amount of unrecrystallized reverse rolling reduction must be secured. In this study, the yield strength was more stable at 60% or more.
또한, 압하량 감소에 따른 페라이트 조대화 효과를 상쇄하기 위하여 적절한 석출물을 이용하는 것이 중요하며, 본 발명에서와 같이 미재결정역 압하량이 60% 이상이고, Ti/N이 7 이상인 경우 항복강도 500MPa 이상을 확보할 수 있다.In addition, it is important to use an appropriate precipitate in order to offset the ferrite coarsening effect according to the reduction of the reduction of the reduction, and as in the present invention, when the unrecrystallized zone rolling reduction is 60% or more and the Ti / N is 7 or more, the yield strength is 500 MPa or more It can be secured.
이하, 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.Hereinafter, the composition range of the steel component of the present invention will be described.
탄소(C)의 함량은 0.03-0.1%가 바람직하다.The content of carbon (C) is preferably 0.03-0.1%.
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나 다량 첨가할 경우 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 원소로, 본 발명에서는 이를 고려하여 0.03-0.1%로 한정한다. 그 함량이 0.03% 미만인 경우 동일한 강도를 발휘시키기 위 하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하며 0.1% 초과하는 경우 용접성, 성형성 및 인성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.03-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.The C is the most economical and effective element for reinforcing steel, but when added in a large amount, the weldability, formability and toughness are reduced, and the present invention is limited to 0.03-0.1% in consideration of this. If the content is less than 0.03%, it is not economical because it is necessary to add a relatively large amount of other alloy elements to exhibit the same strength, and if it is more than 0.1% it is not preferable because the weldability, formability and toughness is lowered. Therefore, the content of C is preferably limited to 0.03-0.1%.
실리콘(Si)의 함량은 0.01~0.5%가 바람직하다.The content of silicon (Si) is preferably 0.01 to 0.5%.
상기 Si는 용강을 탈산시키기 위해서 필요하고, 고용강화원소로도 효과를 나타내므로 0.01-0.5% 범위의 첨가가 필요하다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 용강의 탈산역할을 충분히 하지 못하기 때문에 청정한 강을 얻기 어려우며, 0.5%를 초과하여 첨가하면 열간압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 연성도 저하되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.The Si is required to deoxidize molten steel, and since it also has an effect as a solid solution strengthening element, an addition in the range of 0.01-0.5% is required. If the content is less than 0.01%, the deoxidation role of the molten steel is insufficient, so it is difficult to obtain clean steel. If it is added more than 0.5%, the red scale is formed by Si during hot rolling, and the surface of the steel sheet becomes very bad and ductile. It is also unpreferable because it also falls. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.01 to 0.5%.
망간(Mn)의 함량은 1.2~2.0%가 바람직하다.The content of manganese (Mn) is preferably 1.2 to 2.0%.
상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 1.2%이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 2.0%을 초과하여 첨가하면 제강공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해치기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.2~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.The Mn is an effective element for solidifying the solid solution of the steel, 1.2% or more may be added to exhibit high strength with an increase in the hardenability. However, the addition of more than 2.0% is not preferable because segregation in the center of the thickness during the slab casting in the steelmaking process greatly develops and damages the weldability of the final product. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 1.2 to 2.0%.
인(P)의 함량은 0.03% 이하가 바람직하다.The content of phosphorus (P) is preferably 0.03% or less.
상기 P는 강 중에 존재하는 불순물 원소로서, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.03%로 한다. P is an impurity element present in the steel, and combines with Mn and the like to form a non-metallic inclusion. Therefore, P is preferably reduced as much as possible because it greatly impairs the toughness and strength of the steel. Therefore, the upper limit thereof is 0.03%.
황(S)의 함량은 0.01% 이하가 바람직하다.The content of sulfur (S) is preferably 0.01% or less.
상기 S도 역시 강 중에 존재하는 불순물 원소로서, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.01%로 한다.S is also an impurity element present in the steel, and combines with Mn and the like to form a non-metallic inclusion. Therefore, it is desirable to reduce the toughness and strength of the steel as much as possible, so that the upper limit thereof is 0.01%.
티타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.1%가 바람직하다.The content of titanium (Ti) is preferably 0.01 to 0.1%.
상기 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. Ti is a very useful element for refining crystal grains. It exists as TiN in steel and has the effect of inhibiting the growth of crystal grains during the heating process for hot rolling. Also, Ti remaining after being reacted with nitrogen is dissolved in carbon to form TiC. Precipitates are formed and the formation of TiC is very fine, greatly improving the strength of the steel.
따라서, TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.01% 이상의 Ti이 첨가되어야 하며, 0.1%를 초과하여 첨가되면 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.Therefore, in order to obtain the effect of inhibiting austenite grain growth due to TiN precipitation and increasing the strength due to TiC formation, at least 0.01% or more of Ti should be added. As the TiN is re-used, the toughness of the weld heat affected zone may deteriorate. Therefore, the content of Ti is preferably limited to 0.01 ~ 0.1%.
질소(N)의 함량은 0.01% 이하가 바람직하다.The content of nitrogen (N) is preferably 0.01% or less.
상기 N의 함량은 상기 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 할수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. The content of N is due to the Ti addition. In general, N is dissolved in steel and precipitated to increase the strength of the steel, which is much larger than carbon. On the other hand, however, it is known that toughness decreases as more nitrogen exists in steel, and it is a general trend to reduce nitrogen content as much as possible.
그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN를 형성, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하였다. 그러나, Ti의 일부는 N와 반응하지 않고 남아 이후의 공정에서 탄소와 반응하여야 하기 때문에 그 상한을 0.01%이하로 한다. However, in the present invention, a proper amount of nitrogen is present to react with Ti to form TiN, thereby imparting a role of inhibiting grain growth during reheating. However, part of Ti does not react with N and must remain with carbon in subsequent processes, so the upper limit thereof is made 0.01% or less.
니오붐(Nb)의 함량은 0.01~0.1%가 바람직하다.The content of niobium (Nb) is preferably 0.01 to 0.1%.
상기 Nb은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 강의 강도도 크게 향상시키는 역학을 하기 때문에 적어도 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, 0.1%를 초과하는 경우에는 과도한 Nb 탄질화물을 석출하여 강재의 인성에 유해할 수 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.The Nb is a very useful element for refining grains and at the same time, at least 0.01% or more should be added since it has a dynamic effect of greatly improving the strength of the steel. However, if Nb is exceeded, excessive Nb carbonitride is precipitated, which is harmful to the toughness of the steel. can do. Therefore, the content of Nb is preferably limited to 0.01 ~ 0.1%.
니켈(Ni)의 함량은 0.1~0.5%가 바람직하다.The content of nickel (Ni) is preferably 0.1 to 0.5%.
상기 Ni은 오스테나이트 안정화 원소로서 펄라이트 형성을 억제하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 형성을 용이하게 하는 원소로 0.1%이상 첨가 하며 고가의 원소이고 용접부 인성을 저해하므로 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. Ni is an austenite stabilizing element that inhibits the formation of pearlite, and is an element that facilitates the formation of acicular ferrite, which is a low temperature metamorphic structure, is added at least 0.1%, and is an expensive element and inhibits the toughness of the weld, so it is limited to 0.5% or less. It is preferable.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.1~0.5%가 바람직하다.The content of molybdenum (Mo) is preferably 0.1 to 0.5%.
상기 Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 생성을 조장함에 의해 항복비를 낮추는 역할을 한다. 또한 시멘타이트와 탄화물이 집적되어 있어 열화한 충격특성을 보이며 조관 후 항복강도 저하에 기여하는 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성 및 조관 후 항복강도 저하를 감소시킬 수 있다. 이를 위해 상기 Mo은 0.1% 이상 첨가하여야 하나 고가의 원소이며 용접시 저온 균열을 억제하기 위해 그 함량을 0.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.The Mo is very effective in increasing the strength of the material, and serves to lower the yield ratio by promoting the formation of acicular ferrite, which is a low temperature metamorphic tissue. In addition, cementite and carbide are integrated to exhibit deteriorated impact characteristics and to suppress formation of pearlite tissues that contribute to lowering the yield strength after piping, thereby reducing good impact toughness and lowering yield strength after piping. To this end, Mo should be added at least 0.1%, but is an expensive element, it is preferable to limit the content to 0.5% or less in order to suppress cold cracking during welding.
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.The present invention is composed of Fe and other unavoidable impurities in addition to the above components.
본 발명에서는 항복강도 확보와 제2상의 부피 분율을 제어하기 위한 관점에서 Ti 및 N의 성분비를 제어하는데 특징이 있다.The present invention is characterized in controlling the component ratios of Ti and N in terms of securing yield strength and controlling the volume fraction of the second phase.
7≤Ti/N≤15가 바람직하다.7≤Ti / N≤15 is preferred.
상기 관계식 값을 7 이상으로 하는데 이는 2가지 장점이 있다. 첫째, Ti석출 물의 개수를 증가시켜 후물재의 항복강도를 확보할 수 있다. 둘째, Ti는 N뿐만 아니라 C와도 결합하여 석출물을 형성하여 제2상의 형성을 억제하는 효과가 있다. 그러나 상기 관계식 값이 15보다 높게 되면 강재 및 용접 열영향부의 인성에 나쁜 영향을 미치게 된다. 따라서, 상기 Ti 및 N의 관계식은 7-15로 제한하는 것이 바람직하다.The relational value is 7 or more, which has two advantages. First, the yield strength of the thick material can be secured by increasing the number of Ti precipitates. Secondly, Ti combines with C as well as N to form a precipitate to inhibit the formation of the second phase. However, when the relational value is higher than 15, the toughness of the steel and the welded heat affected zone is adversely affected. Therefore, the relation of Ti and N is preferably limited to 7-15.
또한, 본 발명에서는 페라이트상 이외의 제2상의 평균 부피 분율을 4% 이하로 제어하는데 특징이 있다.Further, the present invention is characterized by controlling the average volume fraction of the second phase other than the ferrite phase to 4% or less.
파이프 조관 후 항복강도 감소량은 제2상의 부피 분율에 비례하게 되며, 4%를 넘어가게 되면 제2상에 의한 전위 집적이 과다하게 되어 파이프의 항복강도가 API 규격 이하가 되므로, 페라이트상 이외의 제2상의 평균 부피 분율은 4% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.After pipe piping, the yield strength decrease is proportional to the volume fraction of the second phase, and if it exceeds 4%, the potential accumulation by the second phase becomes excessive and the yield strength of the pipe becomes less than the API standard. The average volume fraction of the two phases is preferably limited to 4% or less.
이하, 본 발명의 파이프(pipe)에 대하여 설명한다.Hereinafter, the pipe of this invention is demonstrated.
본 발명에서는 상기에 기재된 열연강판의 항복강도와 이 열연강판의 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프를 제공한다. 상기 파이프는 상기 Ti/N의 성분비를 제어함에 의해 석출물의 개수를 증가시켜 페라이트상 이외의 제2상의 평균 부피 분율이 4% 이하로 억제된 열연강판을 조관함으로써 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하를 확보할 수 있는 것이다.The present invention provides a pipe having a difference between the yield strength of the hot rolled steel sheet described above and the yield strength after the piping of the hot rolled steel sheet is 40 MPa or less. The pipe is made by increasing the number of precipitates by controlling the content ratio of Ti / N to pipe the hot-rolled steel sheet in which the average volume fraction of the second phase other than the ferrite phase is suppressed to 4% or less, the difference in yield strength after the pipe is less than 40MPa Will be able to secure.
이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 열연강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.Hereinafter, the manufacturing method of the hot rolled steel sheet which has the steel comprised as mentioned above is demonstrated in detail.
먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100~1350℃에서 재가열한다. 본 발명에서 슬라브를 재가열하는 온도는 중요하다. 만약, 재가열온도를 1100℃와 같이 석출물이 충분히 재고용되는 온도 미만으로 설정하면 열간압연 이후의 공정에서 NbC 등의 석출물이 감소하게 된다. 따라서, 재가열 온도를 1100℃ 이상으로 유지함으로써 석출물의 재고용을 조장하고 적당한 크기의 오스테나이트 결정립도를 유지함으로써 소재의 강도 수준도 향상시키는 동시에 코일의 길이 방향으로 균일한 미세조직을 확보할 수 있다. 이때, 재가열 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하될 수 있으므로, 상기 재가열 온도는 1100~1350℃으로 제한하는 것이 바람직하다.First, the steel slab formed as described above is reheated at 1100 ~ 1350 ℃. The temperature for reheating the slab is important in the present invention. If the reheating temperature is set below a temperature at which the precipitate is sufficiently reusable, such as 1100 ° C., precipitates such as NbC are reduced in the process after hot rolling. Therefore, by maintaining the reheating temperature of 1100 ℃ or more to facilitate the re-use of the precipitate and to maintain the austenite grain size of the appropriate size to improve the strength level of the material and ensure a uniform microstructure in the longitudinal direction of the coil. In this case, when the reheating temperature exceeds 1350 ° C., the strength may decrease due to the abnormal grain growth of the austenite grains. Thus, the reheating temperature is preferably limited to 1100˜1350 ° C.
상기 가열된 슬라브를 미재결정역 온도 이하에서 60% 이상의 압하율로 열간압연한다. 상기 압하율이 60% 미만인 경우에는 재결정된 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 오스테나이트 결정립계에서 형성되는 페라이트 결정립이 커져 강도 및 인성이 저하될 수 있다. 또한, 미재결정역 온도를 초과하여 압연할 경우 압연된 오스테나이트 결정립이 재결정을 거쳐 조대화될 수 있으므로, 상기 열간압연은 미재결정역 온도 이하에서 60% 이상의 압하율로 제한하는 것이 바람직하다.The heated slabs are hot rolled at a reduction ratio of at least 60% below the unrecrystallized zone temperature. When the reduction ratio is less than 60%, the recrystallized austenite grains become coarse, so that the ferrite grains formed at the austenite grain boundary become large, which may lower strength and toughness. In addition, since the rolled austenite grains may be coarsened through recrystallization when rolling over the unrecrystallized zone temperature, the hot rolling is preferably limited to a reduction ratio of 60% or more below the unrecrystallized zone temperature.
이후, Ar3+(50~200)℃에서 마무리 열간압연을 행한다. 상기 마무리 압연온도는 강도 이외에도 저온인성에 밀접한 연관이 있으므로 특히 엄격하게 관리하여야 할 지표이며, 종래의 페라이트+펄라이트 강의 경우에는 Ar3를 기준으로 ±30℃에서 압연을 종료하였다. 이는 압연 마무리 온도가 너무 높으면 최종 조직이 조대하여 인성이 저하되고, 너무 낮으면 이상역 압연이 발생하여 가공 페라이트가 형성되는 문제가 있으므로 Ar3를 기준으로 ±30℃에서 압연을 마무리하는 것이 종래의 기술이었다.Then, the finish hot rolling is carried out in Ar 3 + (50 ~ 200) ℃. The finishing rolling temperature is an index to be strictly controlled because it is closely related to low temperature toughness in addition to the strength, and in the case of the conventional ferritic + pearlitic steel, the rolling was finished at ± 30 ° C based on Ar 3 . If the rolling finish temperature is too high, the final structure is coarse and the toughness is lowered. If the rolling finish temperature is too low, abnormal reverse rolling occurs to form a processed ferrite, so the rolling finish at ± 30 ° C based on Ar 3 is conventional. It was a skill.
그러나, 본 발명에서는 상대적으로 고온에서 압연을 종료함으로써 페라이트역 냉각시 과냉도를 증가시켜 제2상의 형성을 억제함으로써 파이프 조관 후 항복강도의 저하를 감소시키는 효과를 확보할 수 있는 것이다. 따라서, 상기 마무리 열간압연 온도는 Ar3+(50~200)℃로 제한하는 것이 바람직하다.However, in the present invention, by completing the rolling at a relatively high temperature, it is possible to secure the effect of reducing the decrease in the yield strength after pipe piping by suppressing the formation of the second phase by increasing the supercooling during ferrite reverse cooling. Therefore, the finishing hot rolling temperature is preferably limited to Ar 3 + (50 ~ 200) ℃.
상기 열간압연을 마무리한 후, 런-아웃 테이블 상에서 10~25℃/sec의 속도로 수냉각을 실시함으로써 제2상의 생성을 억제하는 동시에 미세한 페라이트를 얻음으로써 강도와 인성을 동시에 확보할 수 있다. 상기 냉각 속도가 10℃/sec 미만인 경우 상기의 효과를 확보할 수 없는 반면, 25℃/sec를 초과하는 경우에는 조업상의 문제가 발생할 수 있으므로 상기 냉각 속도는 10~25℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.After finishing the hot rolling, by performing water cooling at a rate of 10-25 ° C./sec on the run-out table, the formation of the second phase can be suppressed and fine ferrite can be obtained simultaneously to secure strength and toughness. If the cooling rate is less than 10 ℃ / sec, the above effects can not be secured, whereas if the cooling rate exceeds 25 ℃ / sec may cause operational problems, the cooling rate is limited to 10 ~ 25 ℃ / sec desirable.
상기 냉각 후, 500-600℃ 온도에서 권취한다. 상기 권취온도가 600℃보다 높으면 미세조직이 조대한 페라이트와 펄라이트로 형성되고 석출물이 증가하여 인성이 나빠지고 파이프 조관 후 항복강도 감소량이 많아지게 되며, 500℃보다 낮으면 베이나이트 변태가 일어나 강도는 증가하나 소재의 인성이 크게 저하하고 DP(Dual Phase)강에서 잘 알려진 바와 같이 파이프 조관 후 항복강도 감소량이 많아지게 된다. 따라서, 상기 권취온도는 500-600℃로 제한하는 것이 바람직하다.After the cooling, it is wound up at a temperature of 500-600 ° C. If the coiling temperature is higher than 600 ℃, the microstructure is formed of coarse ferrite and pearlite, the precipitate increases, the toughness is worsened, the yield strength decreases after pipe piping, the lower than 500 ℃ bainite transformation occurs, the strength is However, the toughness of the material is greatly reduced and the yield strength decrease after pipe piping increases as is well known in DP (Dual Phase) steel. Therefore, the winding temperature is preferably limited to 500-600 ° C.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples.
[실시예]EXAMPLE
하기 표 1과 같이 조성되는 발명강(A,B) 및 비교강C를 연속주조법에 의해 슬라브로 제조한 후, 하기 표 2와 같은 조건으로 열간압연하여 판재를 제조하였다.Inventive steels (A, B) and comparative steels C as shown in Table 1 were prepared as slabs by the continuous casting method, and then hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to prepare a plate.
상기와 같이 열간 압연된 판재들로부터 강재의 기계적 성질을 파악하기 위해 인장 시험편은 압연 방향에 대하여 시계 방향으로 30도 방향에서 채취하였으며, 이 방향은 스파이럴 파이프 조관시 파이프의 원주 방향에 대응하는 방향이다. 열간압연된 각 강재에 대하여 두께(t)와 스파이럴 파이프 직경(D)의 비가 하기 표 3에서 보는 바와 같이 0.0129, 0.0139, 0.0147인 파이프를 조관하여 원주방향에 대하여 인장시험편을 채취하였다.In order to grasp the mechanical properties of the steel from the hot-rolled sheet as described above, the tensile test piece was taken at 30 degrees clockwise with respect to the rolling direction, this direction corresponds to the circumferential direction of the pipe when spiral pipe piping . For each hot rolled steel, as shown in Table 3, the ratio of the thickness (t) and the spiral pipe diameter (D) was piped to 0.0129, 0.0139, and 0.0147 to obtain tensile test pieces in the circumferential direction.
인장 시험편은 API 5L 규격 시험편을 이용하였으며, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/min에서 시험하였다. 또한, 냉각 후 미세조직의 분석 및 제2상의 분율은 화상 분석기(image analyzer)를 이용하여 측정하였다.Tensile test pieces were used for API 5L standard test pieces, and the tensile test was conducted at a cross head speed of 10 mm / min. In addition, the analysis of the microstructure after cooling and the fraction of the second phase were measured using an image analyzer.
하기 표 3은 발명재와 비교재의 항복강도, 인장강도 및 조관 후 항복강도 변화량(코일 항복강도-파이프 항복강도)이다. Table 3 below shows the yield strength, tensile strength, and yield strength change amount (coil yield strength-pipe yield strength) of the inventive and comparative materials.
상기 표 3에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(A,B)를 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 발명재(1~6)의 경우, 제2상의 분율이 2.1% 이하를 만족하여 항복강도 500MPa 이상, 파이프 조관 후 항복강도 감소량이 40MPa 이하를 확보할 수 있었다.As shown in Table 3, in the case of the inventive materials (1 to 6) manufactured according to the manufacturing method of the present invention using the inventive steels (A, B) satisfying the component range of the present invention, the fraction of the second phase is With less than 2.1%, yield strength over 500MPa and yield reduction after pipe piping could secure 40MPa or less.
그러나, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교재C를 이용하여 제조된 비교재(1~8)의 경우, 제2상의 분율이 5% 이상으로 본 발명에서 목표로 하는 제2상의 평균 부피분율을 만족하지 않아 파이프 조관 후 항복강도 감소량이 50MPa 이상으로 열위한 특성을 나타내었다. However, in the case of the comparative materials (1 to 8) manufactured by using the comparative material C which does not satisfy the component range of the present invention, the average volume fraction of the second phase targeted by the present invention is 5% or more. The yield strength reduction after pipe piping was not satisfied, and the thermal degradation property was over 50MPa.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 Ti/N 및 열연공정을 적절히 제어함으로써 항복강도 500~600MPa 및 파이프 조관 후 항복강도 저하가 40MPa 이하인 고강도 라인파이프용 열연강판을 제공할 수 있다. 또한, 상기 열연강판을 이용함으로써 조관 후 항복강도의 차이가 40MPa 이하인 파이프를 제공할 수 있는 효과도 있다.As described above, according to the present invention, by adding a combination of Mo, Nb, Ti and appropriately control the Ti / N and hot rolling process, yield strength 500 ~ 600MPa and yield strength reduction after pipe piping is 40MPa or less hot rolled steel sheet for high strength line pipe Can be provided. In addition, by using the hot-rolled steel sheet there is an effect that can provide a pipe with a difference in yield strength after the pipe is less than 40MPa.
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| KR20060018255A (en) * | 2003-06-12 | 2006-02-28 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness and method for production thereof |
| KR20060028967A (en) * | 2004-09-30 | 2006-04-04 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing a high-strength hot rolled steel sheet for linepipe with superior dwtt characteristics at low temperature |
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2006
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