KR101899689B1

KR101899689B1 - 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관

Info

Publication number: KR101899689B1
Application number: KR1020160177645A
Authority: KR
Inventors: 정환교
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-23
Filing date: 2016-12-23
Publication date: 2018-09-17
Also published as: WO2018117497A1; KR20180074011A; CA3047937A1; CN110088346B; CN110088346A; US11639535B2; US20190316218A1; CA3047937C

Abstract

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

Description

길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관 {STEEL PLATE FOR WELDED STEEL PIPE HAVING EXCELLENT ELOGATION OF THE LONGITUDINAL DIRECTION, METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF AND WELDED STEEL PIPE USING SAME}

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.

이와 같이, 지반의 움직임에 따른 라인파이프의 변형은 파이프 길이방향으로 주로 발생하므로 파이프 제조용 강재의 길이방향에 대한 변형 특성을 일정수준 이상으로 제한하고 이는 실정이다.

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 공정은 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.

한편, 라인파이프의 변형능은 찌그러짐이 나타나지 않는 임계변형율로 평가되는데, 파이프의 임계변형율과 관계있는 강재의 물성은 가공경화지수와 균일 연신율이다. 즉, 가공경화지수와 균일 연신율이 증가할수록 파이프의 변형능은 향상된다.

강재의 균일 연신율은 미세조직에 의해 변화되며, 균일 연신율을 우수하게 얻기 위해서는 단상(single phase)으로 이루어진 조직보다는 복합상(complex phase)으로 이루어지는 조직이 유리하다.

이때, 복합상의 구성은 강도에 따라 달라지는데, 일반적으로 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.

이와 같이, 복합조직강의 상 구성에 따라 균일 연신율뿐만 아니라, 강도와 같은 기계적 특성이 함께 변화하므로 강도 등과 균일 연신율을 모두 만족시킬 수 있는 조직제어가 필요하다.

본 발명의 일 측면은, 라인파이프용으로 사용되는 강재를 제조함에 있어서 파이프 길이방향으로 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이것을 제조하는 방법과 상기 강재를 이용한 용접강관을 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: 0.020% 이하, S: 0.003% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직으로 면적분율 20~50%의 폴리고날 페라이트, 저온변태상 및 제2상을 포함하며, 상기 저온 변태상은 침상 페라이트 및 베이나이트인 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상기 용접강관용 강재를 조관 및 용접하여 얻은 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~900℃의 온도범위에서 마무리 압연을 종료하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 Bs 이상까지 2~15℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 350~500℃까지 20~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 두께 15~30mm의 용접강관용 강재를 제공함에 있어서, 길이방향 균일 연신율이 8% 이상이면서, 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 12 및 13, 비교예 6 및 12의 미세조직 관찰 사진을 나타낸 것이다.

본 발명자들은 라인파이프의 변형능이 강재의 균일 연신율과 관련이 있음을 확인하고, 균일 연신율이 우수한 라인파이프용 강재를 얻을 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강재의 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 균일 연신율을 우수하게 확보하는데에 유리한 미세조직을 형성함으로써, 파이프 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 다른 길이방향 균일 연신율이 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: 0.020% 이하, S: 0.003% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%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 저온변태상을 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 저온변태상의 생성을 촉진하는 역할을 한다. 이러한 Mn의 함량이 0.8% 미만이면 목표로 하는 강도의 확보가 어려울 뿐만 아니라, 균일 연신율 향상을 위한 적정 분율의 저온변태상을 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 N가 존재하게 되고, 이러한 고용 상태의 N는 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: 0.020% 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 인성을 저해하는 문제가 있다.

따라서, 상기 P의 함량을 가능한 낮추는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 제강공정상 발생되는 부하를 고려하여 0.020% 이하로 제어한다.

S: 0.003% 이하

황(S)은 강 제조 중 불가피하게 함유되는 원소이며, 일반적으로 구리(Cu)와 반응하여 CuS를 형성함으로써 부식반응에 영향을 미치는 Cu양을 감소시켜 내식성을 저해하는 문제가 있다. 또한, 강재 중심부에서 MnS를 형성하여 저온 인성을 열화시키는 문제가 있다.

따라서, 상기 S의 함량을 가능한 낮추는 것이 바람직하나, 상기 S의 제거를 위한 공정제약 등을 고려하여 그 함량을 0.003% 이하로 제어한다.

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 저온변태상을 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, N와 반응하여 슬라브에서 NbC나 NbCN의 형태로 석출하며, 재가열 공정에서 상기 석출물들이 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.

본 발명의 강재는 상술한 합금조성을 만족함으로써 의도하는 물성을 확보할 수 있으나, 상기 물성을 더욱 향상시키기 위한 목적에서 다음과 같이 Mo, Ti, Cu, V 및 Ca 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 적은 양으로도 저온변태상의 생성을 촉진할 수 있는 원소이다. 즉, 동일 제조조건에서 기지조직이 페라이트일 때 베이나이트나 마르텐사이트 상의 분율을 증가시켜 균일 연신율을 향상시킬 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.

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 성장억제에 기여하지 못하므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 첨가시 0.005~0.02%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 N가 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.

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 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, 저온변태상 및 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 저온변태상은 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 저온변태상을 포함함에 있어서, 상기 침상 페라이트는 면적분율 20~40%로 포함하는 것이 바람직한데, 만일 20% 미만이거나 40%를 초과하게 되면 변형 시효 후 균일 연신율이 급격히 저하되는 문제가 있다.

한편, 본 발명은 상술한 폴리고날 페라이트 및 저온변태상 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% 이상으로 길이방향 균일 연신율을 우수하게 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 길이방향 균일 연신율이 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 슬라브 내 Nb을 60% 이상 고용시키기 위하여 1100~1200℃의 온도범위에서 재가열을 행하는 것이 바람직하다. 만일, 재가열시 온도가 1100℃ 미만이면 Nb의 고용량이 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 소입성이 커지고, 저온변태상 생성이 용이하여 페라이트-저온변태상 복합조직의 형성이 어려워 균일 연신율이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 재가열시 가열온도 상한을 1200℃로 제한하는 것이 바람직하다.

[열간압연]

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 980℃ 이하에서 마무리 압연을 개시하여 Ar3~900℃의 온도범위에서 마무리 압연을 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 압연 개시온도가 제한되어야 하며, 본 발명에서는 상기 마무리 압연시 980℃ 이하에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 마무리 압연시 980℃를 초과하는 온도에서 개시하게 되면 압연에 의한 에너지가 축적되지 않고 풀림으로 인해 페라이트 결정립 미세화에 제대로 기여하지 못하게 된다.

상술한 온도에서 마무리 압연을 개시한 후 Ar3~900℃의 온도범위에서 마무리 압연을 종료하는 것이 바람직하다.

상술한 바와 같이, 마무리 압연시 패스당 가해지는 압연에너지는 오스테나이트 결정립에 변형대나 전위 형성을 통해 축적되지만, 높은 온도에서는 전위 소멸 등이 용이해서 압연에너지가 축적되지 않고 쉽게 사라진다. 따라서, 압하율이 동일할 시 고온에서 마무리 압연된 경우 오스테나이트 결정립에 축적된 에너지는 높지 않아 최종 페라이트 결정립 미세화를 충분히 얻을 수 없게 된다.

따라서, 본 발명에서 제한된 합금조성 및 마무리 압연시 압하율을 고려하여 900℃ 이하에서 마무리 압연이 종료되는 것이 바람직하다. 다만, 마무리 압연 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 연신율의 확보가 어려워진다.

그러므로, 마무리 압연시 Ar3~900℃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 압연을 행함에 있어서, 총 압하율 60% 이상으로 행하는 것이 바람직하다.

조압연 후 마무리 압연시 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 강도 및 균일 연신율 확보에 유리하다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 마무리 압연시 총 압하율을 60% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 압연시 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 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 압연 후 오스테나이트에서 페라이트 변태를 제어함으로써 강재의 최종 미세조직이 결정되는데, 균일 연신율을 결정하는 미세조직적 요소는 페라이트를 제외한 제2상의 분율과 결정립 크기이다. 마무리 압연 후 공냉시 생성되는 폴리고날 페라이트(공냉 페라이트)는 결정립이 커서 강도 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 350~500℃의 온도범위까지 냉각하는 2차 냉각으로 행하는 것이 바람직하다.

보다 구체적으로, 상술한 냉각 개시온도로부터 Bs 이상까지 2~15℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 것이 바람직하다.

우수한 균일 연신율을 확보하기 위해서는 미세한 페라이트와 저온변태상들이 혼합된 미세조직을 형성하여야 하며, 각 상(phase)들의 비율에 따라 강도와 균일 연신율이 달라진다. 앞서 언급한 바와 같이 공냉시 생성되는 공냉 페라이트는 결정립이 조대하여 강도나 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 저온변태상을 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 2~15℃/s의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 2℃/s 미만이면 조대한 페라이트가 생성되므로 강도가 낮아지고, 반면 15℃/s를 초과하게 되면 폴리고날 페라이트의 생성량이 적고 저온변태상들의 분율이 증가하므로 바람직하지 못하다.

상술한 1차 냉각을 완료한 후 350~500℃까지 20~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.

상기 2차 냉각은 1차 냉각시 미변태된 오스테나이트가 베이나이트 등의 저온변태상으로 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 350℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 350~500℃의 온도범위로 냉각을 행함에 있어서, 상기 1차 냉각시에 페라이트로 변태되지 않은 오스테나이트 상이 모두 베이나이트 상과 같은 저온변태상으로 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 - 마무리 압연 - 냉각] 공정을 거쳐 강재를 제조하였다.

각각의 강재에 대해 미세조직을 관찰하고, 강재 길이방향 인장시편을 제작하여 인장시험을 실시함으로써 강도 및 균일 연신율을 평가하였다.

상기 미세조직에 대해서는 각 강재의 시편을 에칭한 후 폴리고날 페라이트와 침상 페라이트 분율을 측정하였으며 그 결과를 표 3에 나타내었다. 위 인장시험 결과도 표 3에 나타내었다.

강종	합금조성 (중량%)
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Ni	Cr	Nb	N	Ti	Cu	Mo	V	Ca
1	0.032	0.25	1.35	0.012	0.0009	0.025	0.2	0.2	0.045	0.0040	0	0	0	0	0
2	0.045	0.25	1.60	0.008	0.0012	0.020	0.1	0.15	0.03	0.0039	0	0	0	0	0
3	0.061	0.15	1.20	0.020	0.0022	0.035	0.15	0.25	0.03	0.0042	0	0	0	0	0
4	0.050	0.20	1.65	0.015	0.0015	0.021	0.1	0.1	0.045	0.0048	0.011	0	0	0	0
5	0.059	0.25	1.70	0.009	0.0012	0.026	0.2	0.25	0.04	0.0043	0	0	0.1	0	0
6	0.070	0.15	1.40	0.012	0.0008	0.030	0.1	0.2	0.038	0.0049	0.012	0.1	0	0.03	0
7	0.050	0.25	1.50	0.010	0.0013	0.027	0.15	0.15	0.03	0.0048	0	0	0.1	0.01	0.0010
8	0.041	0.25	1.20	0.006	0.0007	0.025	0.1	0.3	0.045	0.0041	0	0.15	0	0	0.0012
9	0.055	0.20	1.45	0.014	0.0013	0.026	0.1	0.2	0.025	0.0052	0.01	0	0.15	0	0.0015
10	0.035	0.45	1.50	0.025	0.0024	0.035	0.2	0.25	0.02	0.0042	0	0.2	0	0	0
11	0.080	0.20	1.15	0.018	0.0012	0.035	0.15	0.25	0.03	0.0130	0	0	0	0	0
12	0.035	0.10	1.55	0.013	0.0011	0.034	0.05	0.55	0.014	0.0052	0	0	0.1	0	0
13	0.030	0.10	1.90	0.018	0.0010	0.018	0.1	0.3	0.04	0.0043	0	0.1	0	0	0.0012
14	0.050	0.25	1.60	0.012	0.0010	0.026	0.2	0.2	0	0.0047	0	0	0.15	0	0.0010
15	0.070	0.15	1.45	0.009	0.0008	0.023	0.3	0	0.045	0.0049	0.01	0	0	0	0.0010
16	0.055	0.25	1.55	0.010	0.0014	0.034	0	0.3	0.04	0.0042	0	0	0.1	0	0

강종	재가열 온도 (℃)	마무리 압연			1차 냉각			2차 냉각		Ar3 (℃)	Bs (℃)	구분
강종	재가열 온도 (℃)	압하율 (%)	개시 온도 (℃)	종료 온도 (℃)	개시 온도 (℃)	종료 온도 (℃)	냉각 속도 (℃/s)	종료 온도 (℃)	냉각 속도 (℃/s)	Ar3 (℃)	Bs (℃)	구분
1	1160	70	970	890	800	700	3	450	20	784.3	678.5	발명예1
1	1160	70	950	870	780	700	7	400	25	784.3	678.5	발명예2
1	1160	75	950	830	770	690	5	450	25	784.3	678.5	발명예3
2	1180	75	950	850	780	720	5	450	28	766.7	659.7	발명예4
2	1120	75	950	850	780	700	8	450	24	766.7	659.7	발명예5
3	1120	60	930	860	800	700	10	500	25	789.6	682.5	발명예6
3	1120	65	930	850	790	700	8	480	25	789.6	682.5	발명예7
3	1120	70	930	830	770	700	5	480	25	789.6	682.5	발명예8
4	1140	75	950	870	820	720	10	450	28	761.9	657.3	발명예9
4	1140	75	950	870	820	710	8	420	33	761.9	657.3	발명예10
4	1140	70	950	880	840	740	10	380	40	761.9	657.3	발명예11
5	1120	75	930	820	750	670	8	450	20	739.4	627.9	발명예12
5	1120	75	950	850	780	700	8	500	25	739.4	627.9	발명예13
6	1180	80	980	880	830	700	12	400	23	772.4	667.4	발명예14
6	1180	75	950	850	800	680	15	400	20	772.4	667.4	발명예15
6	1140	75	900	800	760	680	8	350	25	772.4	667.4	발명예16
7	1120	70	960	860	790	700	10	400	23	762.4	657.2	발명예17
7	1120	70	960	840	770	690	10	400	23	762.4	657.2	발명예18
8	1100	75	960	830	780	690	15	400	23	794.6	686.2	발명예19
8	1100	75	950	820	780	690	10	450	25	794.6	686.2	발명예20
8	1100	70	950	840	790	700	13	450	25	794.6	686.2	발명예21
9	1140	65	970	890	830	720	15	480	28	762.9	654.5	발명예22
9	1140	65	940	860	810	700	13	480	23	762.9	654.5	발명예23
1	1050	60	900	810	770	600	4	500	20	784.3	678.5	비교예1
1	1100	65	890	750	720	550	3	500	15	784.3	678.5	비교예2
10	1160	70	950	870	780	750	7	400	50	766.7	660.7	비교예3
2	1180	80	1020	880	800	750	20	300	10	766.7	659.7	비교예4
11	1180	75	950	850	780	750	5	450	28	787.9	681.9	비교예5
3	1140	75	920	820	760	600	8	550	15	789.6	682.5	비교예6
12	1120	70	930	830	770	580	5	480	25	762.4	632.5	비교예7
4	1140	50	890	840	790	550	8	400	25	761.9	657.3	비교예8
13	1140	75	950	870	820	750	8	420	33	742.9	626.2	비교예9
5	1120	75	880	780	700	600	10	350	25	739.4	627.9	비교예10
14	1120	75	950	850	780	-	-	500	25	746.9	638.7	비교예11
14	1120	75	930	820	750	-	-	450	20	746.9	638.7	비교예12
6	1220	80	980	840	790	740	10	500	18	772.4	667.4	비교예13
15	1180	80	980	880	830	750	12	400	23	762.4	669.5	비교예14
7	1160	80	1020	930	870	680	25	350	15	762.4	657.2	비교예15
16	1120	70	960	840	770	690	25	400	10	762.9	646.4	비교예16

(표 2에서 비교예 11 및 12는 마무리 압연 후 2차 냉각 조건으로 단일 냉각을 행한 경우이다.)

구분	미세조직 (분율%)		기계적 물성
구분	폴리고날 페라이트	침상 페라이트	길이방향 항복강도(MPa)	길이방향 인장강도(MPa)	길이방향 균일 연신율(%)
발명예 1	35	40	465	535	12
발명예 2	30	40	461	540	13
발명예 3	39	30	450	545	14
발명예 4	25	40	498	583	12
발명예 5	30	35	460	537	13
발명예 6	35	25	457	535	13
발명예 7	37	25	455	550	14
발명예 8	30	30	467	554	13
발명예 9	22	35	503	597	11
발명예 10	25	40	511	598	10
발명예 11	20	25	518	605	10
발명예 12	45	20	449	525	14
발명예 13	30	25	461	545	14
발명예 14	27	25	498	590	12
발명예 15	32	25	475	560	13
발명예 16	36	20	470	560	13
발명예 17	25	35	504	589	11
발명예 18	30	35	485	584	10
발명예 19	28	35	495	591	11
발명예 20	32	25	475	580	12
발명예 21	32	25	474	584	12
발명예 22	20	40	520	617	10
발명예 23	25	40	507	595	11
비교예 1	65	10	421	465	7
비교예 2	70	5	415	457	7
비교예 3	15	10	537	608	5
비교예 4	5	10	560	648	5
비교예 5	10	5	554	634	5
비교예 6	60	5	426	460	7
비교예 7	60	10	430	475	7
비교예 8	70	15	410	461	7
비교예 9	1	10	605	695	5
비교예 10	55	15	440	494	7
비교예 11	2	70	535	611	7
비교예 12	5	70	530	615	7
비교예 13	5	15	530	603	7
비교예 14	7	15	527	607	6
비교예 15	2	15	554	638	6
비교예 16	5	15	550	640	6

(표 3의 발명예 1 내지 23에서 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 9는 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 경우로서, 이를 이용한 발명예 1 내지 23은 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 23은 강 중 폴리고날 페라이트 상과 저온변태상이 적절하게 형성됨으로써 균일 연신율이 8% 이상으로 우수한 것을 확인할 수 있다.

반면, 비교예 1 내지 16을 균일 연신율이 모두 8% 미만으로 열위함을 확인할 수 있다.

도 1은 발명예 12 및 13과 비교예 6 및 12의 미세조직 관찰 사진을 나타낸 것으로서, 발명예들의 경우 폴리고날 페라이트와 베이니틱 페라이트 등의 저온변태상이 다양하게 형성된 것을 확인할 수 있다. 반면, 비교예 12는 주로 침상 페라이트 상으로 형성되고, 비교예 6은 주로 폴리고날 페라이트 상으로 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims

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: 0.020% 이하, S: 0.003% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 20~50%의 폴리고날 페라이트, 저온변태상 및 제2상을 포함하며, 상기 저온 변태상은 침상 페라이트 및 베이나이트이고, 상기 침상 페라이트를 면적분율 20~40%로 포함하는 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 중량%로, Mo: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.3% 이하, V: 0.01~0.07% 및 Ca: 0.0005~0.005% 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재.
삭제
제 1항에 있어서,
상기 제2상은 면적분율 5% 이하(0% 포함)로 포함하고, 상기 제2상은 도상 마르텐사이트, 변질 펄라이트 및 세멘타이트 중 1종 이상인 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 균일 연신율이 8% 이상이고, 항복강도가 600MPa 이하인 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재.
제 1항 내지 제 2항, 제 4항 내지 제 5항 중 어느 한 항의 용접강관용 강재를 조관 및 용접하여 얻은 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관.
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: 0.020% 이하, S: 0.003% 이하, Ni: 0.05~0.3%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~900℃의 온도범위에서 마무리 압연을 종료하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 Bs 이상까지 2~15℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 350~500℃까지 20~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계
를 포함하는 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, Mo: 0.05~0.3%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.3% 이하, V: 0.01~0.07% 및 Ca: 0.0005~0.005% 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 마무리 압연은 980℃ 이하에서 개시하고, 총 압하율 60% 이상으로 행하는 것인 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 1차 냉각은 Ar3-20℃ 이상의 온도에서 개시하는 것인 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.