KR20030081050A

KR20030081050A - 변형 성능이 우수한 고강도 강판, 고강도 강관 및 제조 방법

Info

Publication number: KR20030081050A
Application number: KR20030021470A
Authority: KR
Inventors: 아시히히토시; 시노하라야스히로; 하라다쿠야
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2002-04-09
Filing date: 2003-04-04
Publication date: 2003-10-17
Also published as: JP3869747B2; JP2003293089A; CA2424491A1; EP1354973A1; US20030217795A1; DE60301588D1; DE60301588T2; US8070887B2; CA2424491C; KR100558429B1; EP1354973B1

Abstract

본 발명은, 저온 인성과 높은 생산성을 겸비한 API 규격 X60∼X100급의 변형 성능이 우수한 라인 파이프, 라인 파이프의 소재로 사용되는 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.

특히, 본 발명은, 베이나이트상을 주체로 한 저온 변태 조직 중에 페라이트가 면적율로 5%∼40%를 차지하면서 미세하게 분산되어 있고, 또한 그 대부분의 페라이트상의 입경이 상기 베이나이트상의 평균 입경보다 작은 변형 성능이 우수한 고강도 강판과; 전술한 조직을 갖고, YS/TS가 0.95 이하이면서 YS×uEl이 5000 이상의 조건을 만족하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관, 특히 대경 강관과; 상기 강판과 상기 강관을 제조하는 방법을 제공한다.

Description

변형 성능이 우수한 고강도 강판, 고강도 강관 및 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND HIGH-STRENGTH STEEL PIPE EXCELLENT IN DEFORMABILITY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 천연 가스와 원유 수송용 라인 파이프로서 널리 사용할 수 있고, 지반 변동 등에 의한 파이프라인 변형에 대한 허용도가 큰 강관 및 그 소재로 사용되는 강판에 관한 것이다.

근년, 원유와 천연 가스의 장거리 운송 수단으로서 파이프라인의 중요성이 점점 증가되어 왔다. 그러나, 파이프라인이 부설되는 환경의 다양화로 인하여, 동토 지대에서의 지반의 계절적 변동에 의한 파이프라인의 변위와 만곡, 해저에서의 해류에 의한 파이프라인의 만곡, 지진에 의한 지층 변동에 의한 파이프라인의 변위 등이 문제가 되어 왔다. 따라서, 변형이 발생하는 경우에 변형 성능이 우수하고 좌굴 등이 생기기 어려운 강관이 요망되어 왔다. 큰 균일 연신율과 큰 가공 경화 지수는 일반적으로 양호한 변형 성능의 지표로서 인식되고 있다.

특개소 63-286517호 "저항복비 고장력강의 제조 방법", 특개평 11-279700호 "내좌굴 특성이 우수한 강관 및 그 제조 방법" 등에 개시되어 있는 바와 같이, 압연 후에 Ar₃변태점 이하로 공랭하여 페라이트를 생성시키고, 그 후 급랭하여 복상(dual-phase) 조직을 형성시킴으로써 항복비를 감소(가공 경화 지수를 증가)시키는 방법이 이미 제안되어 있다. 그러나, 이 제안된 방법은 양호한 저온 인성이 요구되는 파이프재에는 적합하지 않을 뿐만 아니라, 공랭 공정이 포함될 경우에 생산성이 저하하는 문제도 있다. 이러한 상황을 고려하여, 장거리 파이프라인에도 사용이 가능한 높은 생산성 및 한랭지에서도 사용이 가능한 우수한 저온 인성을 손상시키지 않으면서, 우수한 변형 특성(큰 균일 연신율)을 갖는 파이프라인이 요망되어 왔다.

본 발명은, 우수한 저온 인성과 높은 생산성을 겸비한 API 규격 X60∼X100급의 변형 성능이 우수한 라인 파이프와 그 소재로 사용되는 강판 및 이러한 강관과 강판을 제조하는 방법을 제공한다.

상기 과제를 해결하기 위하여 개시된 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 베이나이트상을 주체로 한 저온 변태 조직 내에 페라이트상이 5%∼40%의 면적율을 차지하면서 미세하게 분산되고, 또한 대부분의 페라이트상의 입경이 상기 베이나이트상의 평균 입경보다도 작은 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판.

(2) (1)에 있어서, 상기 강판은, 질량 %의 화학 성분으로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V : 0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판.

(3) 항복강도(YS)와 인장강도(TS)의 비(YS/TS)가 0.95 이하이고, 또한 항복강도(YS)와 균일 연신율(uEl)의 곱(YS×uEl)이 5000 이상인 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관.

(4) (3)에 있어서, 상기 강관의 모재가, 베이나이트상을 주체로 한 저온 변태 조직 내에 페라이트상이 5%∼40%의 면적율을 차지하면서 미세하게 분산되고, 또한 그 대부분의 페라이트상의 입경이 상기 베이나이트상의 평균 입경보다도 작은 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관.

(5) (3) 또는 (4)에 있어서, 상기 강관의 모재는, 질량 %의 화학성분으로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V : 0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관.

(6) 질량 %로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V : 0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를

오스테나이트 온도역으로 재가열하는 단계,

그 후 재결정 온도역에서 조압연하는 단계,

그 후 900℃ 이하의 미재결정 온도역에서 누적 압하율 50% 이상의 마무리 압연을 행하는 단계,

Ar₃변태점 이상의 온도부터 500℃∼600℃의 온도까지 5℃/초∼20℃/초의 냉각 속도로 약가속 냉각을 행하는 단계, 및

그 후에 즉시 냉각 속도가 15℃/초 이상이면서 제 1 단계 냉각의 냉각 속도보다도 빠른 강가속 냉각으로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(7) 질량 %로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

오스테나이트 온도역으로 재가열하는 단계,

그 후 재결정 온도역에서 조압연하는 단계,

Ar₃변태점 이상의 온도부터 500℃∼600℃의 온도까지 5℃/초∼20℃/초의 냉각 속도로 약가속 냉각을 행하는 단계,

그 후 30초 이내의 등온 유지 또는 공랭 후, 냉각 속도가 15℃/초 이상이면서 제 1 단계 냉각의 냉각 속도보다도 빠른 강가속 냉각으로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(8) (6) 또는 (7)에 기재된 방법으로 제조한 강판을 관상으로 성형하는 단계와,

맞닿은 부위를 용접하는 단계를 또한 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.

(9) (8)의 강관 제조 방법이 UOE 공정인 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.

(10) (8)의 강관 제조 방법이 벤딩 롤(bending roll) 방법인 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.

(11) 질량 %로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

오스테나이트 온도역으로 재가열하는 단계,

그 후 재결정 온도역에서 조압연하는 단계,

그 후 냉각 속도가 15℃/초 이상인 강가속 냉각으로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계, 및

그 후 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 열연 강대의 제조 방법.

(12) (11)에 기재된 방법으로 제조한 열연 강대를 연속적으로 롤 성형(roll forming) 방법을 이용하여 관상으로 성형하는 단계와,

맞닿은 부위를 고주파 저항 용접 또는 레이저 용접하는 단계를 또한 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.

도 1a는 실시예에 기재된 비교예 15번 강판의 현미경 사진.

도 1b는 발명예 2번 강판의 현미경 사진.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

변형 성능을 증가시키기 위해서는, 종래 기술과 관련하여 전술한 바와 같이, 강재 조직 중에 연질상이 존재하는 복상 조직을 얻는 것이 중요하고, 이러한 점이 기본 원리를 구성한다. 그러나, 본 발명자들은 종래 기술의 문제점을 상세히 검토한 결과, 압연후 Ar₃변태점 이하까지 공랭하는 경우에, 도 1a에 나타낸 바와 같이, 조대한 페라이트 또는 층상의 페라이트가 생성되고, 이로 인하여 샤피 시험의 파단면에 세퍼레이션(separation)이 발생하고, 결과적으로 흡수 에너지가 저하한다는 점이 판명되었다. (참고로, 도 1a에서, 검은 부분이 페라이트 조직을 나타내고, 회색 부분이 베이나이트 조직을 나타낸다. 후술할 실시예에 기재된 비교예와 같은 방법으로 제조된 강판의 경우에도 동일한 조직이 형성된다.) 또한, 종래 기술에서는 공랭으로 소정 온도에 도달하기까지 기다릴 필요가 있고, 따라서 라인 파이프와 같은 대량 생산품을 제조하는 경우에는 적용할 수 없다는 점이 판명되었다.

본 발명자들은, 페라이트상과 베이나이트상으로 구성된 복상 조직을 얻는 방법에 대하여 예의 검토한 결과, 특정 냉각 속도로 냉각할 경우에 입내와 입계에 비교적 미세한 페라이트가 생성되고; 그 후 급랭하여 베이나이트상이 주체인 저온 변태 조직을 형성시킬 경우에 얻어진 조직과 페라이트상의 경도 차이가 증가하고; 그 결과 높은 균일 연신율과 고강도가 실현될 수 있고, 또한 샤피 시험에서의 세퍼레이션이 억제되어 높은 흡수 에너지가 얻어질 수 있다는 사실을 알아내었다.

저온 인성의 저하를 방지하기 위해서는, 조대 페라이트나 층상으로 연결된형태의 페라이트가 아니라, 도 1b에 나타낸 바와 같이, 분산된 페라이트가 존재할 필요가 있다. 대부분의 페라이트립은 모상을 구성하는 베이나이트의 입경보다 미세할 필요가 있고, 그렇지 않으면 페라이트 생성으로 인한 인성 저하가 현저해진다. 여기서, 대부분의 페라이트립이 모상을 구성하는 베이나이트의 입경보다 미세하다는 표현은, 페라이트상 내에 베이나이트의 평균 입경보다도 큰 페라이트립의 비율이 10% 이하임을 의미한다.

대부분의 페라이트립의 크기는, 실제 수치적 크기로 나타내면, 대략 10㎛ 이하인 수 ㎛인 상태가 바람직하다. 참고로, 도 1b에서, 백선으로 둘러싸인 부분이 베이나이트 조직의 입경을 나타내고, 검은 부분이 페라이트립을 나타낸다. 이 조직은 후술할 실시예 내의 발명예에서 얻은 조직과 동일하다. 면적율로 표시한 페라이트상의 양이 5% 미만이면 균일 연신율 향상의 효과가 없고, 40%을 초과하여 다량으로 존재하면 고강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 페라이트상의 면적율을 5%∼40%로 한정하였다.

다음으로, 이하에 성분 원소의 한정 이유를 설명한다. 이하의 성분 원소의 양은 모두 질량%이다.

C 함량은 0.3%∼0.12%로 한정한다. 탄소는 강의 강도 향상에 극히 유효하고, 목표로 하는 강도를 얻기 위해서는, 최저 0.03%를 첨가하여야 한다. 그러나, C 함량이 너무 많은 경우에는, 모재와 HAZ의 저온 인성 및 용접성이 현저히 저하하므로, 상한을 0.12%로 설정하였다. C 함량이 많을수록 균일 연신율이 높아지고, C 함량이 적을수록 저온 인성과 용접성이 양호해진다. 따라서, 요구 특성의 균형을 고려하여 C 함량을 결정할 필요가 있다.

Si는 탈산과 강도 향상을 위하여 첨가하는 원소이다. 다량 첨가하면 HAZ 인성과 현지 용접성(field weldability)이 현저히 저하하므로, 상한을 0.8%로 설정하였다. Al이나 Ti을 사용하여 강을 충분히 탈산할 수 있으므로, Si를 반드시 첨가할 필요는 없으나, 안정한 탈산 효과를 얻기 위해서는, Al, Ti 및 Si의 첨가량 합계를 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn은, 본 발명강의 모상의 미세 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 만들고, 강도와 저온 인성의 양호한 균형을 확보하기 위한 필수 원소이고, 이러한 이유로 그 하한을 0.8%로 설정하였다. 그러나, Mn 함량이 너무 많으면, 분산된 페라이트를 생성시키는 것이 곤란하므로, 상한을 2.5%로 설정하였다.

또한, 본 발명에 의한 강은, 필수 원소로서 Nb : 0.01%∼0.10%, Ti : 0.005%∼0.03%를 함유한다.

Nb는, 제어 압연 중에 오스테나이트의 재결정을 억제하고 조직을 미세화할 뿐만 아니라, 담금질성 증대에도 기여하고, 따라서 강을 강인화한다. 그러나, Nb 첨가량이 너무 많은 경우에는, HAZ 인성과 현지 용접성에 악영향을 초래하므로, 상한을 0.10%로 설정하였다.

Ti는 미세한 TiN을 형성하고, 슬라브 재가열 중의 오스테나이트립의 조대화 및 HAZ에서의 오스테나이트립 조대화를 억제하고, 따라서 미세 조직을 미세화하고 모재와 HAZ의 저온 인성을 개선한다. 또한, 고용 N을 TiN의 형태로 고정하는 역할을 한다. 이러한 목적으로, Ti를 3.4N(질량%) 이상 첨가한다. 또한, Al양이 적을경우(예를 들면 0.005% 이하)에는, Ti는 산화물을 형성시키는 효과가 있으며, 산화물이 HAZ에서 입내 페라이트 생성핵으로 작용하도록 하여, HAZ 조직을 미세화한다. 이와 같은 TiN의 효과를 얻기 위해서는, 최저 0.005% Ti 첨가가 필요하다. 그러나, Ti 함량이 너무 많으면, TiN의 조대화 및/또는 TiC에 의한 석출 경화가 발생하여 저온 인성을 저하시키므로, 그 상한을 0.030%로 설정하였다.

Al은 통상 탈산제로서 강에 함유되는 원소이고, 조직의 미세화에도 유효하다. 그러나, Al양이 0.1%를 초과하면, Al계 비금속 개재물이 증가하여 강의 청정도를 저하시키므로, 상한을 0.1%로 설정하였다. 그러나, Ti 또는 Si를 사용하여 탈산할 수 있으므로, Al을 반드시 첨가할 필요가 있는 것은 아니지만, 안정한 탈산 효과를 얻기 위해서는, Si, Ti 및 Al의 첨가량 합계를 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

N은 TiN을 형성하고 슬라브 재가열 중의 오스테나이트 조대화 및 HAZ에서의 오스테나이트립 조대화를 억제하고, 따라서 모재와 HAZ의 저온 인성을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해 필요한 최소 N 함량은 0.001%가 바람직하다. 그러나, 고용 N이 존재하면, 성형 작업의 변형에 기인한 시효에 의하여 전위가 고착되고, 인장 시험에서 항복점과 항복점 연신이 명료하게 나타나게 되어 변형 성능을 현저히 저하시킨다. 따라서, TiN의 형태로 N을 고정할 필요가 있다. N 함량이 너무 많으면, TiN이 너무 증가하고, 표면 결함과 인성 저하와 같은 문제가 생기므로, 그 상한을 0.008%로 설정할 필요가 있다.

또한, 본 발명에서는, 불순물 원소인 P와 S의 함량을 각각 0.03% 이하와0.01% 이하로 제한한다. 그 주된 목적은 모재와 HAZ의 저온 인성을 더욱 향상시키기 위함이다. P 함량의 저감은 연속 주조 슬라브의 중심 편석을 경감시킴과 더불어, 입계 파괴를 방지하므로 저온 인성을 향상시킨다. 한편, S 함량의 저감은 열간 압연 중에 연신되는 MnS를 감소시켜 연성과 인성을 향상시키는 효과가 있다. P와 S의 함량 모두를 가능한 한 적게 하는 것이 바람직하다. 그러나, 제품의 필요 특성과 이 원소들의 저감으로 인한 비용의 균형을 고려하여, 상기 원소들의 함량을 결정할 필요가 있다.

다음으로, Ni, Mo, Cr, Cu, V, Ca, REM 및 Mg를 첨가하는 목적에 대하여 설명한다.

기본 성분에 이 원소들을 추가로 첨가하는 주된 목적은, 본 발명강의 우수한 특성을 손상시키지 않으면서, 강도와 인성을 더욱 향상시키고 제조할 수 있는 강재의 크기를 증가시키기 위함이다. 따라서, 이 원소들의 첨가량을 당연히 제한하여야 한다.

Ni를 첨가하는 목적은, 본 발명에 의한 저탄소 함량의 강의 저온 인성과 현지 용접성을 향상시키기 위함이다. Ni 첨가는 Mn이나 Cr, Mo 첨가에 비하여, 압연 조직(특히 연속 주조 슬라브의 중심 편석대) 내에 저온 인성에 유해한 경화 조직을 형성시키는 효과가 작다. 그러나, Ni의 첨가량이 너무 많으면, 경제성을 저하시킬 뿐만 아니라 HAZ 인성과 현지 용접성도 저하시키므로, 첨가량의 상한을 1.0%로 설정하였다. Ni 첨가는 연속 주조시와 열간 압연시에 Cu가 유발하는 균열의 방지에도 유효하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni를 Cu 함량의 1/3 이상 첨가할 필요가있다. Ni는 선택 원소로서 반드시 첨가할 필요는 없으나, 전술한 바와 같은 Ni 첨가 효과를 안정하게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.1%로 설정하는 것이 바람직하다.

Mo를 첨가하는 이유는 강의 담금질성을 향상시켜 고강도를 얻기 위함이다. Mo를 Nb와 함께 첨가하면, 제어 압연시의 오스테나이트 재결정의 억제 및 오스테나이트 조직의 미세화에 유효하다. 그러나, 과잉의 Mo 첨가는 HAZ 인성과 현지 용접성을 저하시키고, 분산된 페라이트를 생성시키는 것이 곤란하다. 이러한 이유로 인하여, 그 상한을 0.6%로 설정하였다. Mo는 선택 원소로서 반드시 첨가할 필요는 없으나, 전술한 바와 같은 Mo 첨가 효과를 안정하게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.06%로 설정하는 것이 바람직하다.

Cr은 모재와 용접부의 강도를 증가시키지만, 과잉으로 첨가하면 HAZ 인성과 현지 용접성을 현저히 저하시킨다. 이러한 이유로 Cr 함량의 상한을 1.0%로 설정하였다.

Cr은 선택 원소로서 반드시 첨가할 필요는 없으나, 전술한 바와 같은 Cr 첨가 효과를 안정하게 얻기 위해서는 그 함량의 하한을 0.1%로 설정하는 것이 바람직하다.

Cu는 모재와 용접부의 강도를 증가시키지만, 과잉으로 첨가하면 HAZ 인성과 현지 용접성을 현저히 저하시킨다. 이러한 이유로 Cu 함량의 상한을 1.0%로 설정하였다.

Cu는 선택 원소로서 반드시 첨가할 필요는 없으나, 전술한 바와 같은 Cu 첨가 효과를 안정하게 얻기 위해서는, 그 함량의 하한을 0.1%로 설정하는 것이 바람직하다.

V는 Nb와 거의 같은 효과를 갖지만, 그 효과는 Nb의 효과보다 약하다. V는 용접부의 연화를 억제하는 효과도 갖는다. V 함량의 상한은 HAZ 인성과 현지 용접성의 관점에서 0.10%까지 허용될 수 있으나, 특히 바람직한 첨가 범위는 0.03%∼0.08%이다.

Ca와 REM은 황화물(MnS)의 형태를 제어하고, 저온 인성을 향상(샤피 시험에서의 흡수 에너지 증가 등)시킨다. 0.006% 초과의 Ca를 첨가하거나 0.02% 초과의 REM을 첨가하였을 경우에, CaO-CaS 또는 REM-CaS가 생성되어 대형 클러스터나 대형 개재물이 되고, 강의 청정도를 저해할 뿐만 아니라 현지 용접성에도 악영향을 미친다. 이러한 이유로 Ca와 REM 첨가량의 상한을 각각 0.006%와 0.02%로 설정하였다. 또한, 초고강도 라인 파이프의 경우에, S와 O 양을 각각 0.001% 이하와 0.002% 이하로 저감시키고, 또한 ESSP=(Ca)[1-124(O)]/1.23S로 정의되는 ESSP 값이 0.5≤ESSP≤10.0를 만족하도록 제어하는 것이 특히 유효하다.

Ca와 REM은 선택 원소로서 반드시 첨가할 필요는 없으나, 전술한 바와 같은 Cr 첨가 효과를 안정하게 얻기 위해서는 Ca와 REM 함량의 하한을 각각 0.001%와 0.002%로 설정하는 것이 바람직하다.

Mg는 미세하게 분산된 산화물을 형성하고, HAZ 내의 결정 조대화를 억제하여 저온 인성을 향상시킨다. Mg를 0.006% 이상을 첨가하면, 조대 산화물을 생성하여 오히려 인성을 저하시킨다.

Mg는 선택 원소로서 반드시 첨가할 필요가 없으나, 전술한 바와 같은 Cr 첨가 효과를 안정하게 얻기 위해서는, 그 함량의 하한을 0.0006%로 설정하는 것이 바람직하다.

강이 전술한 바와 같은 화학 성분을 갖는다 하더라도, 적절한 제조 조건을 채용하지 않으면 원하는 조직을 얻을 수 없다. 이론적으로, 미세한 페라이트가 분산되어 있는 베이나이트 조직을 얻기 위한 방법은, 재결정립을 미재결정 온도역에서 가공하여 판 두께 방향으로 편평한 오스테나이트립을 형성시키고; 페라이트가 미세하게 생성될 수 있는 냉각 속도로 강을 냉각하고, 그 후 급랭하여 남은 조직을 저온 변태 조직으로 변태시키는 것이다. 이러한 종류의 강의 저온 변태에 의하여 얻어진 조직을 일반적으로 베이나이트, 베이니틱 페라이트 등으로 부르는데, 여기에서는 총칭하여 베이나이트로 부르기로 한다.

본 발명에서 규정하는 화학 성분을 갖는 강 슬라브를 약 1050℃∼1250℃의 오스테나이트 온도역으로 재가열하고, 그 후 재결정 온도역에서 조압연을 행하고, 그 후 900℃의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 50% 이상이 되도록 마무리 압연을 한다. 그 후, 제 1 단계의 냉각으로서, Ar₃변태점 이상의 온도부터 500℃∼600℃의 온도까지 5℃/초∼20℃/초 정도의 냉각 속도로 약가속 냉각(또는 적절한 가속 냉각)을 행하여, 분산된 상태의 미세한 페라이트를 생성시킨다. 강의 화학 조성에 의하여 미세하게 분산된 페라이트가 생성되는 냉각 속도는 변화하지만, 간단한 시험 압연으로 각 강종에 적용되는 냉각 속도를 미리 확인하여 결정할수 있다. 제 1 단계 냉각의 약가속 냉각에서 페라이트 생성은 500℃∼600℃에서 종료하므로, 그 후에 추가로 강판을 강가속(또는 급가속) 냉각하여 조직의 잔부를 저온에서 변태시킴으로써 베이나이트상을 주체로 한 저온 변태 조직을 얻는다. 페라이트상과 베이나이트상의 복상 조직을 얻기 위해서는, 제 2 단계 냉각의 냉각 속도가 제 1 단계의 냉각 속도보다 빠르게 할 필요가 있고, 제 2 단계 냉각의 냉각 속도가 15℃/초 미만일 경우에는 충분한 저온 변태가 발생하지 않는다. 따라서, 제 2 단계의 냉각 속도가 제 1 단계의 냉각 속도보다도 빠르면서 15℃/초 이상인 강가속 냉각이 되도록, 제 2 단계 냉각을 결정한다. 바람직한 냉각 속도는 약 30℃/초 이상이다. 여기에서 말하는 냉각 속도는 판 두께 중심에서의 평균 냉각 속도이다. 제 2 단계의 냉각을 300℃ 이상에서 중지하면, 충분히 저온 변태가 완료하지 않으므로, 300℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다.

열연 강대를 제조하는 경우에는, 제 2 단계 냉각 후에 300℃ 이하에서 권취할 필요가 있다.

제 1 단계 냉각과 제 2 단계 냉각을 연속적으로 행하는 것이 바람직하다. 그러나, 냉각 설비의 배치에 따라서는, 제 1 단계 냉각과 제 2 단계 냉각을 설비들 사이에서 불연속적으로 행할 수도 있다. 이 경우에도, 제 1 단계 냉각과 제 2 단계 냉각의 사이에서 강재를 약 30초 이하 동안 등온 유지하거나 공랭할 필요가 있다.

이렇게 제조한 강판을 관형으로 추가 성형하고, 맞닿은 부분을 용접하여 강관을 제조한다.

강판을 이용하는 강관 제조 방법에 있어서는, 강관 제조시에 일반적으로 이용되고 있는 UOE법이나 벤딩 롤법을 채용할 수 있고, 맞닿은 부분을 용접하는 방법으로는 아크 용접, 레이저 용접 등을 채용할 수 있다.

반면에, 강대를 이용하는 강관 제조 방법에 있어서는, 강대를 롤 성형한 후에 고주파 저항 용접이나 레이저 용접을 사용할 수 있다. 성형 작업에 의하여 강판의 균일 연신율은 감소하는 경향이 있으므로, 가능한 한 변형이 작도록 성형 작업을 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 성형된 강관은 다음과 같은 특성을 갖는다. 모재는, 베이나이트상을 주체로 한 저온 변태 조직 중에 페라이트상이 면적율로 5%∼40%를 차지하면서 미세하게 분산되어 있고, 그 대부분의 페라이트상의 입경이 상기 베이나이트상의 평균 입경보다도 작은 조직을 갖는다. 또한, 상기 강관은 항복 강도(YS)와 인장 강도(TS)의 비(YS/TS)가 0.95 이상이고, 항복 강도(YS)와 균일 연신율(uEl)의 곱(YS×uEl)이 5000 이상이다.

본 발명과 같은 용도에 사용되는 대경(大徑) 강관에 있어서는, 이러한 특성들이 중요하다. YS/TS가 0.95를 초과하면, 강도가 낮고 변형 저항이 낮기 때문에, 변형이 부가되는 경우에 좌굴 등이 발생한다. YS×uEl의 값이 5000 미만일 경우에는, 균일 연신율이 낮고 변형 성능이 저하된다. 따라서, 변형 성능과 균일 연신율이 우수한 본 발명에 의한 대경 강관은, YS/TS≤0.95 및 YS×uEl≥5000을 만족할 필요가 있다.

[실시예 1]

표 1에 나타낸 본 발명의 요건을 만족하는 화학 조성의 강을 용제하고, 표 2에 나타낸 조건으로 압연하고 냉각한 후에 강관으로 성형하였으며, 이와 같이 제조한 강관의 기계적 특성을 평가하였다. 강관의 모재 조직과 기계적 특성을 표 3에 나타내었다.

변형 특성의 지표로서, 강관 길이 방향의 균일 연신율(uEl)을 측정하였다. 여기서, 강도가 감소하면 균일 연신율이 증가하는 경향이 있다는 점을 고려하여, 항복강도(YS)와 균일 연신율(uEl)의 곱(YS×uEl)이 5000 이상일 경우에는, 강도가 작더라도 변형 특성은 양호한 것으로 평가하였다. 강관의 변형 특성의 또 다른 지표로서, 좌굴 시험 결과도 표 3에 나타내었다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 모든 발명예(1번∼14번)들은, 그 조직 중에 페라이트상이 5%∼40%이었고, 그 평균 입경이 베이나이트상보다도 큰 것은 거의 없었으며(10% 이하), 기계적 특성이 YS/TS≤0.95과 YS×uEl≥5000을 만족하였다. 따라서, 좌굴 변형율이 1% 이상이었고, 우수한 변형 성능을 얻을 수 있었다.

반면에, 비교예(15번∼17번)들은, 본 발명에서 규정한 페라이트 입경 조건 및 기계적 특성 조건(YS/TS≤0.95 및 YS×uEl≥5000)을 모두 만족하지 않았다. 따라서, 좌굴 변형율이 1% 이하이었다. 인장 시험의 결과에서는, 비교예들의 응력-변형율 곡선이 항복점 강하 현상을 명료하게 나타내었고, 항복점 연신의 존재는 소성 불안정을 발생시키므로 강관의 변형 특성은 크게 저하하였다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 15번은 Ar₃변태점 이상의 냉각 개시 온도부터 500℃∼600℃의 온도까지 약가속 냉각을 받지 않고, 직접 강가속 냉각되었다.그로 인하여, 비교예 15번은 베이나이트상 주체의 단일상 조직을 갖고 있었으며, 따라서 균일 연신율이 작았다. 비교예 16번에서는, 수냉 종료 온도가 높았고, 따라서 저온 변태로 생성된 조직이 충분히 발달하지 않았다. 그로 인하여, 페라이트 및 베이나이트의 복상 조직이 형성되지 않았고, 균일 연신율이 작았다. 비교예 17번에서는, 제 2 단계의 강가속 냉각에서의 냉각 속도가 느렸고, 따라서 저온 변태에 의해 생성된 베이나이트상 주체의 조직이 충분히 발달하지 않았다. 그로 인하여, 페라이트 및 베이나이트의 복상 조직이 형성되지 않았고, 균일 연신율이 작았다.

전술한 바와 같이, 본 발명은, 강판 또는 강관의 성분 조성을 특정하고, 또한 제조 조건을 특정함으로써, 복상 조직을 갖는 저온 인성이 우수한 API 규격 X60∼X100급의 균일 연신율이 우수하고, 또한 변형 성능이 우수한 라인 파이프 및 소재의 강판을 제조하는 것이 가능하다.

Claims

베이나이트상을 주체로 한 저온 변태 조직 내에 페라이트상이 5%∼40%의 면적율을 차지하면서 미세하게 분산되고, 또한 대부분의 페라이트상의 입경이 상기 베이나이트상의 평균 입경보다도 작은 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,

상기 강판은, 질량 %의 화학 성분으로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V : 0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판.
항복강도(YS)와 인장강도(TS)의 비(YS/TS)가 0.95 이하이고, 또한 항복강도(YS)와 균일 연신율(uEl)의 곱(YS×uEl)이 5000 이상인 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관.
제 3 항에 있어서,

상기 강관의 모재가, 베이나이트상을 주체로 한 저온 변태 조직 내에 페라이트상이 5%∼40%의 면적율을 차지하면서 미세하게 분산되고, 또한 그 대부분의 페라이트상의 입경이 상기 베이나이트상의 평균 입경보다도 작은 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관.
제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,

상기 강관의 모재는, 질량 %의 화학성분으로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V : 0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관.
질량 %로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V :0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를

오스테나이트 온도역으로 재가열하는 단계,

그 후 재결정 온도역에서 조압연하는 단계,

그 후 900℃ 이하의 미재결정 온도역에서 누적 압하율 50% 이상의 마무리 압연을 행하는 단계,

Ar₃변태점 이상의 온도부터 500℃∼600℃의 온도까지 5℃/초∼20℃/초의 냉각 속도로 약가속 냉각을 행하는 단계, 및

그 후에 즉시 냉각 속도가 15℃/초 이상이면서 제 1 단계 냉각의 냉각 속도보다도 빠른 강가속 냉각으로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
질량 %로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V : 0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를

오스테나이트 온도역으로 재가열하는 단계,

그 후 재결정 온도역에서 조압연하는 단계,

그 후 900℃ 이하의 미재결정 온도역에서 누적 압하율 50% 이상의 마무리 압연을 행하는 단계,

Ar₃변태점 이상의 온도부터 500℃∼600℃의 온도까지 5℃/초∼20℃/초의 냉각 속도로 약가속 냉각을 행하는 단계,

그 후 30초 이내의 등온 유지 또는 공랭 후, 냉각 속도가 15℃/초 이상이면서 제 1 단계 냉각의 냉각 속도보다도 빠른 강가속 냉각으로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 기재된 방법으로 제조한 강판을 관상으로 성형하는 단계와,

맞닿은 부위를 용접하는 단계를 또한 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
제 8 항의 강관 제조 방법이 UOE 공정인 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
제 8 항의 강관 제조 방법이 벤딩 롤 방법인 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
질량 %로,

C : 0.03% ∼ 0.12%,

Si : 0.8% 이하,

Mn : 0.8% ∼ 2.5%

P : 0.03% 이하,

S : 0.01% 이하,

Nb : 0.01% ∼ 0.1%,

Ti : 0.005% ∼ 0.03%,

Al : 0.1% 이하, 및

N : 0.008% 이하를 함유하되, Ti - 3.4N ≥ 0을 만족하고,

또한, Ni : 1% 이하, Mo : 0.6% 이하, Cr : 1% 이하, Cu : 1% 이하, V :0.1% 이하, Ca : 0.01% 이하, REM : 0.02% 이하 및 Mg : 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를

오스테나이트 온도역으로 재가열하는 단계,

그 후 재결정 온도역에서 조압연하는 단계,

그 후 900℃ 이하의 미재결정 온도역에서 누적 압하율 50% 이상의 마무리 압연을 행하는 단계,

Ar₃변태점 이상의 온도부터 500℃∼600℃의 온도까지 5℃/초∼20℃/초의 냉각 속도로 약가속 냉각을 행하는 단계,

그 후 냉각 속도가 15℃/초 이상인 강가속 냉각으로 300℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계, 및

그 후 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 열연 강대의 제조 방법.
제 11 항에 기재된 방법으로 제조한 열연 강대를 연속적으로 롤 성형 방법을 이용하여 관상으로 성형하는 단계와,

맞닿은 부위를 고주파 저항 용접 또는 레이저 용접하는 단계를 또한 포함하는 것을 특징으로 하는 변형 성능이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.