(19)대한민국특허청(KR)
(12) 등록특허공보(B1)

(51) 。Int. Cl.
C22C 38/00 (2006.01)
C21D 8/02 (2006.01)
(45) 공고일자
(11) 등록번호
(24) 등록일자
2007년05월29일
10-0723202
2007년05월22일
(21) 출원번호 10-2005-0129391 (65) 공개번호
(22) 출원일자 2005년12월26일 (43) 공개일자
심사청구일자 2005년12월26일
(73) 특허권자 주식회사 포스코
경북 포항시 남구 괴동동 1번지
(72) 발명자 정환교
경북 포항시 남구 괴동동 1번지 (주)포스코내
(74) 대리인 특허법인씨엔에스
(56) 선행기술조사문헌
KR1019970015761 A
심사관 : 김수성
전체 청구항 수 : 총 4 항
(54) 수소유기균열 저항성이 우수한 저항복비 라인파이프 강재및 그 제조방법
(57) 요약
본 발명은 H2S 가 포함된 원유 및 가스 수송용 라인파이프 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 고강도, 저항복비 및 우
수한 수소유기균열 저항성을 갖는 라인파이프용 강재를 제공하는데 그 목적이 있다.
본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Al:0.005~0.1%,
P: 0.015% 이하, S: 0.002%이하, Ca: 5~30ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 성분중 Ca 및 S
가 1.2 < Ca/S < 3.5의 관계식을 만족하고, 그 조직이 침상 페라이트와 제2상으로 이루어지고, 상기 제2상은 퍼얼라이트
와 저온변태상으로 이루어지고, 상기 제2상의 분율은 10%이하이고, 그리고 저온변태상의 분율은 1~5%인 것을 특징으로
하는 수소유기균열 저항성이 우수한 저항복비 라인파이프 강재 및 그 제조방법을 그 요지로 한다.
대표도
도 1
특허청구의 범위
청구항 1.
등록특허 10-0723202
- 1 -
중량%로, C: 0.02~0.06% , Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Al:0.005~0.1%, P:
0.015% 이하, S: 0.002%이하, Ca: 5~30ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 성분중 Ca 및 S 가
하기 관계식(1)을 만족하고; 그리고 그 조직이 침상 페라이트와 제2상으로 이루어지고, 상기 제2상은 퍼얼라이트와, 마르
텐사이트/오스테나이트(M/A), 마르텐사이트, 베이나이트 중 선택된 1종 이상의 저온변태상으로 이루어지고, 상기 제2상
의 분율은 10%이하이고, 그리고 저온변태상의 분율은 전체조직의 1~5%인 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이
우수한 저항복비 라인파이프 강재
[관계식 1]
1.2 < Ca/S < 3.5
청구항 2.
제1항에 있어서, 상기 강재는 Nb :0.01~0.08%, V: 0.06%이하 Ti: 0.03%이하, Cr: 0.3%이하 및 Mo: 0.3% 이하로 이루
어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 저
항복비 라인파이프 강재
청구항 3.
중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Al:0.005~0.1%, P:
0.015% 이하, S: 0.002%이하, Ca: 5~30ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 성분중 Ca 및 S 가
하기 관계식(1),
[관계식 1]
1.2 < Ca/S < 3.5
을 만족하는 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 가열하여 마무리 압연온도를 Ar3 (20~80)℃로 하는 조건으로
열간압연한 다음, Ar3온도 이상에서 냉각을 개시하여, 12~25℃/s의 냉각속도로 480~380℃의 온도범위까지 가속냉각하
고 상온까지 공냉하는 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 저항복비 라인파이프 강재의 제조방법
청구항 4.
제3항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Nb :0.01~0.08%, V: 0.06%이하 Ti: 0.03%이하, Cr: 0.3%이하 및 Mo: 0.3% 이하로
이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수
한 저항복비 라인파이프 강재의 제조방법
명세서
발명의 상세한 설명
발명의 목적
발명이 속하는 기술 및 그 분야의 종래기술
본 발명은 H2S 가 포함된 원유 및 가스 수송용 라인파이프 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 H2S 함량
이 높은 원유나 가스에서도 수소유기균열 저항성이 우수한 API X60급 이상의 저항복비 라인파이프 강재 및 그 제조방법
에 관한 것이다.
등록특허 10-0723202
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API(American Petroleum institute)강재는 송유관 및 원정시설에 사용되는 철강 재료를 통칭하여 부르는 말이다.
송유관 및 유전시설에 사용되는 재료는 사용 환경이 가혹하여, 우수한 기계적, 화학적 성질을 요구하고 있다.
특히, 최근 유전시설이 심해저 및 극한지로 바뀌고, 송유관 파이프의 구경이 대형화 됨으로써, 이러한 필요성은 더욱 더 높
아지고 있다.
일반적으로 이러한 강관 소재는 고강도 저합금 (High Strength Low Alloy)계열의 철강 재료가 많이 사용된다.
HSLA계열의 라인파이프강은 높은 항복강도를 필요로 하므로, 물리 야금학상 가능한 모든 강화 기구를 동원한다.
일반적인 HSLA의 경우 미세한 결정입에 의한 강화 효과, 미세한 이차상들에 의한 강화 효과, 전위들이 밀집한 구조, 고용
에 의한 강화 효과, 가공경화(work hardening)효과등을 이용할 수 있다.
이와 같은 효과는 미세한 탄화물(fine carbide)이나, 질화물(fine nitride)을 형성할 수 있는 합금 원소를 첨가하고, 압연 과
정 및 냉각 과정을 함으로써 가능하다.
수소유기균열은 H2S를 포함하고 있는 환경에서 부식에 의하여 발생된 수소원자가 외부에서 재료내부로 침입하여 수소 원
자가 임계농도 이상에 이르면 균열이 생성, 성장 파괴가 일어난다고 설명되고 있다.
재료 내부로 들어온 수소 원자는 재료내에서 확산하다가, 취약한 불순물, 특히, MnS 및 편석대, 개재물(inclusion)등에 포
획된다.
이러한 지역에 수소 원자가 집약되면, 수소취성에 의하여 재료의 기계적 성질이 저하되고, 국부적으로 가해지는 응력이 증
가하여, 재료가 견딜 수 있는 최대 응력이 낮아진다.
재료가 견딜 수 있는 응력보다 국부적으로 가해진 응력이 더욱 크다면, 균열은 성장하며 파괴가 진전된다.
이와 같은 수소유기균열은 불순물의 형상 및 조직에 민감하다.
따라서, MnS등에 의해서 이와 같은 경향이 두드러지는 것은 끝이 날카로운 곳에서 소성 변형을 일으키기 쉽고, 펄라이트
밴드와 같이 주위와 경도가 다른 띠 형상을 가진 조직에서 균열이 진행할 가능성이 높아지기 때문이다.
이러한 균열은 판 두께 방향에 평행하게 전파되거나(straight cracking), 혹은 평행하게 전파된 미세한 균열등이 연결되어
계단형(stepwise cracking)으로 전파된다.
고강도 강재에서는 강재를 얻기 위하여 C, Mn 및 미량 합금원소를 첨가시키는 것이 일반적인 방법이나, 수소유기균열 저
항성은 C, Mn함유량이 증가함에 따라 낮아지게 되고, Cr, Mo등의 강도향상에 도움이 되는 합금원소도 수소유기균열 저항
성을 저해하므로 그 함유량이 제한되어야 한다.
강도와 수소유기균열 저항성외에, 강관사용중 내압에 대한 안정성 및 우수한 조관성 확보를 위하여 요구되는 저항복비를
얻기 위해서는 소입성이 강한 Cr, Mo 첨가 및 낮은 온도까지의 냉각을 통하여 저온상 형성을 조장하여야 한다.
그러나, 이러한 저온상의 형성 또한 수소유기균열을 저하시키는 요인이 된다.
우수한 수소유기균열 저항성 및 저항복비를 갖는 고강도강의 제조방법에 대한 종래기술의 예로는 대한민국 공개특허공보
특2000-0040611호 및 일본 공개특허공보 평3-97809호 및 일본 공개특허공보 평 9-111338호가 있다.
상기 대한민국 공개특허공보 특2000-0040611호에서는 C을 0.03%이하, Mn을 1.6%이상으로 제한한 극저탄소형 베이나
이트 합금강을 제시하고 있으나, 이와 관련하여 본 발명자가 실험한 바에 의하면, Mn 1.6% 이상에서는 Mn 중심편석 및
등록특허 10-0723202
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저온변태조직인 베이나이트 조직에 의한 수소유기균열 저항성의 저하를 피할 수 없었다. 상기 일본 공개특허 공보 평 3-
97809호에서는 압연 후 열처리를 통하여 페라이트 상내에 고용탄소량을 증가시켜 저항복비 및 수소균열 저항성을 확보하
였다.
또한, 상기 평 9-111338호에서는 B, Cr, Mo 등과 같이 소입성이 높은 원소를 첨가시켜 0.2℃/s이하의 낮은 냉각속도에서
200℃까지 냉각시켜 페라이트 모재내부에 저온변태조직인 마르텐사이트를 석출시켜 저항복 및 우수한 수소유기균열 저
항성을 얻었다.
그러나, 상기 종래기술의 경우에는 저온변태상에 의하여 우수한 수소유기균열 저항성을 얻는 데는 한계가 있다.
발명이 이루고자 하는 기술적 과제
본 발명은 강 성분 및 압연 및 가속냉각 조건을 최적화하여 강의 미세조직중 제 2상분율 및 저온변태상 분율을 적절하게
제어함에 의하여 고강도, 저항복비 및 우수한 수소유기균열 저항성을 갖는 라인파이프용 강재를 제공하는데 그 목적이 있
다.
발명의 구성
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%, Al:0.005~0.1%,
P: 0.015% 이하, S: 0.002%이하, Ca: 5~30ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 성분중 Ca 및 S가
하기 관계식(1)을 만족하고; 그리고 그 조직이 침상 페라이트와 제2상으로 이루어지고, 상기 제2상은 퍼얼라이트와, 마르
텐사이트/오스테나이트(M/A), 마르텐사이트, 베이나이트 중 선택된 1종 이상의 저온변태상으로 이루어지고, 상기 제2상
의 분율은 10%이하이고, 그리고 저온변태상의 분율은 전체조직의 1~5%인 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이
우수한 저항복비 라인파이프 강재에 관한 것이다.
[관계식 1]
1.2 < Ca/S < 3.5
삭제
삭제
삭제
바람직하게는 상기 강재에 Nb :0.01~0.08%, V: 0.06%이하 Ti: 0.03%이하, Cr: 0.3%이하 및 Mo: 0.3% 이하로 이루어지
는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 첨가하는 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.0~1.5%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.3%,
Al:0.005~0.1%, P: 0.015% 이하, S: 0.002%이하, Ca: 5~30ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기
성분중 Ca 및 S가 하기 관계식(1),
[관계식 1]
1.2 < Ca/S < 3.5
을 만족하는 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 가열하여 마무리 압연온도를 Ar3 (20~80)℃로 하는 조건으로
열간압연한 다음, Ar3온도 이상에서 냉각을 개시하여, 12~25℃/s의 냉각속도로 480~380℃의 온도범위까지 가속냉각하
고 상온까지 공냉하는 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 저항복비 라인파이프 강재의 제조방법에 관한
것이다.
바람직하게는 상기 강 슬라브에 Nb :0.01~0.08%, V: 0.06%이하 Ti: 0.03%이하, Cr: 0.3%이하 및 Mo: 0.3% 이하로 이
루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 첨가하는 것이다.
등록특허 10-0723202
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이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
항복강도 42kgf/mm2급 이상을 요구하는 고강도 구조용 강재는 C, Mn 및 합금원소를 다량첨가하여 강도를 높이는 방법
과, 합금원소 첨가를 줄이고 압연 및 가속냉각을 제어하는 TMCP공정을 이용하여 강도를 높이는 두 가지 방법으로 제조가
가능하다.
상기 TMCP 공정을 이용할 경우 적은 량의 합금원소 첨가로 용접시 용접성을 개선할 수 있다.
항복강도 400Mpa급 이상을 요구하는 강재의 최종 미세조직은 일반적으로 페라이트 퍼얼라이트의 2상조직을 가진다.
이러한 이상조직을 가진 강재의 경우, 수소유기균열 저항성이 떨어지는데 이는 수소유기균열이 페라이트와 퍼얼라이트 밴
드의 경계를 따라 쉽게 전파하기 때문이다.
또한, 페라이트 퍼얼라이트 2상조직에서는 항복비를 90% 이하로 낮추기 힘들다는 단점이 있다.
수소유기균열 저항성을 향상시키기 위해서는 퍼얼라이트와 같은 제 2상의 생성을 억제하고 페라이트 단상으로 미세조직
을 제어하여야 한다.
물론, 페라이트외에 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온변태상 단상으로 조직을 제어할 수 있으나 이들 저온 상은 경
도가 높아 수소유기균열 저항성이 떨어진다.
페라이트 단상의 조직이 우수한 수소유기균열 저항성을 나타내지만 항복비를 90% 이하로 낮추기가 어렵다.
또한, 페라이트 단상을 얻기위해서는 압연온도, 냉각개시온도, 냉각종료온도 및 냉각속도등을 엄격하게 관리하여야 하므
로 생산성의 저하를 수반하고 최종제품의 불량율이 비교적 크므로 용이한 생산을 위하여 수소유기균열 저항성에 영향을
미치지 않는 퍼얼라이트의 분율을 결정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 우수한 수소유기균열 저항성을 갖는 저항복비 고강도강을 얻기 위해서는 성분조절과 제조공정 특히, 압연
및 가속냉각공정 제어를 통하여 페라이트를 주상(主相)으로 하고, 여기에 적절한 양의 제2상 즉, 퍼얼라이트와 저온변태상
인 마르텐사이트/오스테나이트(M/A), 마르텐사이트, 베이나이트등을 갖도록 한다.
이하. 본 발명의 성분의 제한이유에 대하여 설명한다.
C: 0.02~0.06중량%
상기 C는 소입성을 향상시켜 강도를 향상시키기는 성분으로서, 42gkf/mm2 이상의 강도를 확보하기 위해서는 0.02중량%
이상 첨가하여야 하지만, 0.06중량%를 초과하면 수소유기균열 저항성을 해치는 퍼얼라이트 밴드 생성이 용이할 뿐만 아
니라 Mn중심편석을 조장하므로, 그 함량은 0.02~0.06중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.4중량%
상기 Si는 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강의 강도를 증가시키는 역할을 하는 성분이다.
상기 Si의 함량이 0.4중량%를 초과하면 인성 및 용접성을 저해하고 강중 산화개재물량을 증가시켜 수소유기균열 저항성
을 감소시키는 문제점이 있으므로, 그 상한은 0.4중량%로 제한한다.
또한, 인성의 저해 없이 강도를 확보하기 위해서는 그 하한을 0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.0~1.5중량%
상기 Mn은 인성을 저하시키지 않으면서 강도를 상승시키는데 유효한 성분으로, 함량이 증가하면 소입성이 증가하여 강도
가 증가하므로 최소 1.0중량% 이상은 첨가하여야 한다.
등록특허 10-0723202
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그러나, 상기 Mn은 응고시에 쉽게 편석을 일으키는 원소로 첨가량이 증가함에 따라 슬라브 중심부 편석이 심화되고 이러
한 편석부에서 수소유기균열이 쉽게 발생하므로 그 함량은 1.5중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.05~0.3중량%
상기 Cu는 강중에 고용되어 강도를 향상시키고 황화수소를 포함하는 분위기 내에서 표면에 보호 피막을 형성하여 강의 부
식 속도를 낮추고, 강 중으로 확산하는 수소 양을 줄여주는 역할을 하는 성분으로서, 이러한 첨가효과를 확보하기 위해서
는 0.05중량%이상 첨가하여야 한다.
그러나, Cu는 열간압연시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하는 원소이므로 그 상한은 0.3중량%로 제한하는 것이
바람직하다.
Ni: 0.05~0.3중량%
상기 Ni은 Cu첨가강의 열간 압연 시에 발생하는 표면 균열을 감소시키기 위해서 첨가된다.
따라서, 상기 Ni의 하한은 Cu의 하한과 마찬가지로 0.05중량% 이상으로 한다.
그러나, 0.3중량% 이상의 Ni 첨가는 Cu 첨가에 의한 수소 취화 특성 향상을 방해하므로 그 상한은 0.3중량%로 한다.
Cr: 0.3%이하
상기 Cr은 부식 저항성의 향상 및 조직의 제어를 위하여 첨가되는 성분으로서, A3 온도를 높이고 베이나이트나 마르텐사
이트의 변태 시작 온도를 낮추며, 페라이트-펄라이트 변태를 지연시키는 역할을 한다.
즉, 상기 Cr의 첨가는 강의 경화능을 높이고 저온 변태 조직을 형성시키는 역할을 한다.
상기 Cr의 첨가는 그 양이 증가함에 따라 페라이트-펄라이트 조직에서 수소유기균열 저항성이 나쁜 페라이트-베이나이트
조직이 형성되므로, 그 함량은 0.3중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.3%이하
상기 Mo 도 Cr과 마찬가지로 부식저항성 향상 및 조직제어를 위하여 첨가하는 성분으로서, Cr에 비하여 Mo가 소입성이
더욱 커서 Cr에 비해 작은 량을 첨가하여도 동일한 효과를 얻을 수 있다.
상기 Mo 첨가는 HIC에서 강 표면에서의 수소 흡착을 막아 수소유기균열 저항성을 향상시키지만, 0.3중량% 이상의 Mo 첨
가는 반대 특성을 나타내므로 첨가량을 0.3중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.01~0.08중량%
상기 Nb는 재가열시 고용되어 주로 900°C 부근의 온도에서 압연중에Nb(C,N)의 형태로 석출하여 강도를 증가시킨다.
또한, 이차 열간 압연 중에 발생하는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 페라이트 입자를 미세화시키는 역할을 한다.
상기 Nb 첨가에 의한 강도 향상을 위해서는 0.01중량%이상 첨가하여야 한다. 하지만, Nb를 포함하는 이차상들이 균열 개
시의 장소로서 작용할 수 있으므로 그 상한은 0.08중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.06중량% 이하
상기 V은 강 중에 N의 양이 충분히 존재할 경우에는 VN가 형성되기도 하지만, 일반적으로 VC의 형태로 페라이트 영역에
서 석출한다.
등록특허 10-0723202
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오스테나이트-페라이트로 변태 시에 공석 탄소 농도를 낮추고, VC가 세멘타이트 형성을 위한 핵 생성 장소를 제공한다.
그러므로, 입계에 Fe3C가 연속적으로 형성되기보다는 불연속적인 구조의 형태를 가지게 되어 수소유기균열에 대한 저항
성을 증가시킨다.
그러나, 0.06중량%이상으로 첨가되면 조대한 V석출물이 형성되어 인성을 저해할 뿐만 아니라 강중 수소집적사이트가 되
어 수소유기균열에 대한 저항성을 떨어뜨린다.
따라서, 상기 V은 0.06중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.03중량% 이하
상기 Ti은 탄화물이나 질화물을 형성하는 원소로서 오스테나이트 상의 결정립 미세화를 통하여 균질한 페라이트를 형성시
키는 역할을 한다.
미세하게 분산된 Ti(C, N) 석출물은 수소의 확산계수를 감소시키고 수소유기균열에 대한 저항성을 증가시킨다.
그러나, 그 첨가량이 증가하게 되면 Ti(C, N) 석출물은 조대해지므로 수소집중사이트가 되어 오히려 수소유기균열 저항성
을 저해하므로 그 상한은 0.03중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.001~0.1중량%
상기 Al은 제강시 탈산을 위하여 필수적으로 첨가되는 원소로서, 충격흡수에너지를 개선시키지만 Si과 마찬가지로 산소와
반응하여 산화물계 개재물을 형성한다.
상기 Al의 함량이 0.001중량% 미만이면, 탈산이 충분히 이루어지지 않으며, 0.1중량%를 초과하면 오히려 충격인성을 저
해할 뿐만 아니라 다량의 개재물을 형성하여 수소유기균열 저항성을 저해하는 문제점이 있으므로, 그 함량은 0.001~0.1
중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.015중량% 이하
상기 P는 제강중 필수적으로 강중에 포함되는 원소로 용접성 및 인성을 저해할 뿐만 아니라 응고시 슬라브 중심부에 쉽게
편석되는 원소로 중심부의 인성 및 수소유기균열 발생을 유발시키므로 그 함량은 0.015중량%이하로 제한하는 것이 바람
직하다.
S: 0.002중량% 이하
상기 S는 일반적으로 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 압연시 연신되어 수소유기균열 발생의 기점으로 작용한다.
따라서, 상기 S는 가능한 한 줄이는 것이 바람직하나, S 제거를 위한 공정제약등의 원인으로 그 함량은 0.002중량%이하로
한다.
Ca: 0.0005~0.003중량%
상기 Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 하는 성분이다.
상기 MnS는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 수소유기균열의 기점으로 작용한다.
첨가된 Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다. 이러한 Ca의 MnS구상화 작용은 S
양과 밀접한 관계가 있다.
효과적으로 MnS를 구상화시키기 위해서는 Ca량은 관계식 (1)을 만족시키는 범위에서 결정되어야 한다.
등록특허 10-0723202
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상기 S에 비하여 Ca이 다량 투입된면 수소유기균열 개시점이 될 수 있는 산화물성 개재물을 다량 생성시키므로 그 상한을
제한하여야 한다.
상기 Ca의 적정량은 S의 함량에 의해 결정되지만 일반적으로 제강공정을 생각하면 그 함량은 0.0005~0.003중량%로 제
한하는 것이 바람직하다.
상기한 강 성분에는 불가피한 불순물이 포함될 수 있다.
한편, 상술한 바와 같이, Ca는 연신개재물로 수소유기균열을 개시점으로 작용하는 MnS의 구상화에 기여할 뿐만 아니라
수소유기균열 저항성 향상에 도움이 되지않는 복합산화물도 형성한다.
따라서, 복합산화물의 형성을 억제하고 MnS 개재물의 구상화를 위해서는 Ca의 첨가량을 S의 함량과 관련하여 제어하는
것이 바람직하다.
하기 관계식(1)은 복합산화물을 다량 생성을 억제하고 MnS 개재물을 효과적으로 구상화할 수 있는 Ca과 S의 비를 나타내
는 것으로서, 본 발명자의 오랜 연구 및 반복된 실험을 통해 얻어진 것이다.
[관계식1]
1.2 < Ca(%)/S(%) < 3.5
본 발명의 성분범위를 만족하더라도 상기 관계식(1)을 만족하지 않는 경우에는 최종제품에서 MnS 연신개재물이 생성되
거나 과도한 Ca계 복합산화물이 형성되어 수소유기균열이 쉽게 발생한다.
즉, 상기 관계식(1)을 만족하도록 Ca 및 S함량을 제어하면 과도한 Ca계 복합산화물의 생성 없이 MnS 개재물을 구상화할
수 있으므로 본 발명이 목적으로 하는 수소유기균열 저항성의 향상을 도모할 수 있다.
또한, 본 발명의 수소유기균열 저항성이 우수한 고강도 저항복비 라인파이프 강재는 그 조직이 침상 페라이트와 10%이하
의 제2상으로 이루어지며, 제2상은 퍼얼라이트와 저온변태상으로 이루어지고, 상기 저온변태상의 분율은 1~5%이고, 그
리고 저온변태상으로는 마르텐사이트/오스테나이트(M/A), 마르텐사이트 및 베이나이트등을 들 수 있으며, 이중에서도 마
르텐사이트/오스테나이트(M/A)가 바람직하다.
상기 제 2상의 분율이 10% 이상이면 수소유기균열 저항성이 저하되기 때문에 그 분율을 10%이하로 제한하는 것이 바람
직하다.
또한, 제2상인 저온변태상이 1~5%포함되어야 저항복비를 얻을 수 있으므로 이들 저온변태상의 분율은 1~5%로 제한하
는 것이 바람직하다.
미세조직중에 존재하는 퍼얼라이트, M/A 등의 제 2상은 페라이트보다 경도가 높은 상으로 강중에 수소가 침입하여 확산
하게 되면 이러한 상 경계에 수소원자가 집적하게 되고 이들 원자가 분자로 결합하면서 높은 압력이 발생하여 균열이 시작
된다.
또한, 이들 제 2상들이 밴드와 같은 형태로 모여 있다면 균열은 쉽게 진전된다.
제 2상의 분율이 10%를 넘게 되면 이러한 제 2상들은 밴드형태로 나타나게 된다.
따라서, 제 2상의 분율이 10%이하가 되도록 제조조건을 제한하여야 한다.
제 2상 중 M/A와 같은 저온변태상들은 가동전위의 밀도를 높이므로 연속항복 현상을 조장하므로 강의 항복비를 낮추게
된다.
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그러므로 저항복비를 얻기 위해서는 제 2상의 일부를 저온변태상으로 제어하여야 하며 그 분율은 전체조직의 1~5%가 바
람직하며, 그 이유는 그 분율이 1%미만인 경우에는 연속항복 현상이 발생하지 않으므로 저항복비를 얻기 힘들고, 5% 를
초과하는 경우에는 수소유기 균열이 저항성이 저하되기 때문이다.
M/A와 같은 저온변태상은 퍼얼라이트 보다 페라이트와 경도 차이가 더욱 크므로 수소가 더 쉽게 집적된다.
이하, 본 발명의 제조공정에 대하여 설명한다.
상기와 같이 최종제품의 미세조직을 제어하기 위해서는 상기 강 조성과 함께 제조조건 특히, 압연 및 냉각시 그 조건을 제
어하는 것이 필요하다.
강 슬라브 재가열온도: 1100~1200℃
제강 후 연속주조시 Mn, P, S 등의 원소편석이 발생하여 슬라브 중심부의 농도가 주변의 농도보다 높게 된다.
중심편석은 수소유기균열 발생시 균열의 전파경로로 작용할 수 있으므로 중심편석을 억제하는 것이 바람직하다. 이러한
중심편석 원소들은 재가열시 주변부로 확산되어 중심부 편석이 재가열하는 동안 완화된다. 확산에 의한 중심편석의 완화
를 위해서는 재가열 온도를 1050℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 1050℃ 이상의 온도에서는 강중에 첨가된 Nb, V는 강 슬라브 재가열시 충분히 고용되어 압연중 미세석출함으로써
강도를 상승시킨다.
온도가 높으면 중심편석의 완화 및 Nb나 V의 고용은 용이하나 동시에 오스테나이트의 결정립 크기도 증가하므로 DWTT
특성이 나빠진다.
그러므로 DWTT 특성을 고려하여 강 슬라브의 가열온도는 1200℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 종료온도 : Ar3 (20~80℃)
우수한 수소유기균열 저항성을 얻기 위해서는 조직내에 퍼얼라이트와 같은 제 2상의 분율이 높아서는 안된다.
이러한 2상분율을 최소화하기 위해서는 마무리 압연 후 가속냉각을 Ar3이상 또는 직하에서 시작하여야 한다. 그러므로 마
무리 압연종료온도의 하한은 Ar3 20℃로 한다.
가속냉각 개시 전 마무리 압연종료온도가 높을수록 퍼얼라이트의 분율은 감소하나, 압연종료온도가 높아짐에 따라 강도가
하락하므로 이를 방지하기 위하여 마무리 압연종료온도의 상한은 Ar3 80℃로 제한하는 것이 바람직하다.
냉각종료온도: 380~480℃
우수한 수소유기균열 저항을 높이기 위해서는 페라이트 변태종료온도 보다 냉각종료온도가 높아야 한다.
일반적으로, 520℃부근이 변태종료온도이나 수소유기균열 저항성 뿐만 아니라 저항복비를 갖기 위해서는 수소유기균열
저항성을 저해하지 않을 만큼의 저온변태상이 필요하다.
적절한 저온변태상 분율을 얻기 위해서는 냉각종료온도를 380~480℃로 제한하는 것이 바람직하다.
냉각속도:
압연 후 가속냉각시 냉각종료온도 뿐만 아니라 냉각속도도 미세조직에 영향을 미친다.
저온변태상의 생성을 위해서는 냉각속도가 일정속도 이상이어야 한다.
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냉각속도가 12℃/s 미만일 때에는 저온변태상들의 생성이 용이하지 않으므로 냉각속도를 12℃/s이상으로 제한하는 것이
바람직하다.
그러한 냉각속도가 상승하게 됨에 따라 판형상의 제어에 제약이 따르게 되므로 판형상의 제어가 가능한 25℃/s이하로 그
상한을 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 강 성분을 최적화하고, 제조공정을 제한하여 제품의 미세조직중 퍼얼라이트 및 저온변태상인
제 2상의 분율을 전체 조직의 10% 이하로, 제 2상중 M/A와 같은 저온변태상을 전체조직의 1~5% 포함하도록 제어함에
의하여 수소유기균열 저항성이 우수한 저항복비 고강도 강재를 제공할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 일 실시예일 뿐 본 발명의 범위가 이
러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다.
[실시예]
하기 표 1과 같은 조성을 갖는 강[발명강(A~H), 비교강(I~P)]을 제조한 다음, 하기 표 2와 같은 방법으로 재가열, 압연 및
냉각을 실시하고, 항복강도, 인장강도, 항복비, 수소유기균열 저항성을 조사하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내고, 또한,광
학현미경으로 관찰하여 제2상의 전체분율 및 제2상중 마르텐사이트/오스테나이트(M/A)분율을 조사하고 , 그 결과를 하
기 표 3에 나타내었다.
하기 표 2에서 Ｏ는 수소유기균열 저항성이 우수함을 나타내고, X는 수소유기균열 저항성이 나쁨을 나타낸다.
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[표 1]
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[표 2]
[표 3]
구분 전체 제2상분율(%) M/A분율(%)
발명강
A-1 6 2
B-2 6 1.5
C-3 5 3
D-4 7 2
E-5 4 1.5
F-6 6 2
G-7 5 3
H-8 6 3
A-9 8 4
F-10 4 1
H-11 6 1
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비교강
I-12 10 6
J-13 11 0
K-14 15 2
L-15 7 0
M-16 6 0
N-17 12 8
0-18 16 0
P-19 6 0
I-20 7 7
L-21 10 8
P-22 11 0
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명강들은 비교강들에 비하여 항복강도, 인장강도 및 항복비에 있어서 동등거나 또는 우
수함을 알 수 있다.
한편, 발명강은 모두 수소유기균열 저항성이 우수하지만, 비교강은 모두 수소유기균열 저항성이 나쁨을 알 수 있다.
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 발명강들은 모두 제 2상의 전체분율 및 제2상중의 M/A분율이 모두 본 발명의 범위를 만족
함에 반하여, 비교강들은 제 2상의 전체분율 및 제2상중의 M/A분율중 적어도 하나는 본 발명 범위를 벗어남을 알 수 있
다.
한편, 도 1은 발명강(A-1)의 미세조직들을 나타내는 광학현미경사진으로서, 현미경 관찰전의 에칭 방법을 달리한 것이다
도 1(a)의 조직은 일반적인 에칭조직으로 하얗게 보이는 부분이 페라이트이고 검게 보이는 부분이 퍼얼라이트이며, M/A
와 같은 저온변태 상은 그 크기가 작고 퍼얼라이트에 섞여 있으므로 잘 보이지 않는다.
도 1(b) 및 (c)의 조직은 도 1(a)와는 다른 에칭방법으로 에칭한 것으로서, (b)조직에서 검게 보이는 부분은 페라이트이고
하얗게 보이는 부분은 전체 2상을 나타낸다. 이 조직에서 전체 2상의 분율을 구할 수 있다
도 1(c) 조직은 도 1(a) 유사한 조직으로 보이나 결정립계 사이에 하얗게 나타나는 부분이 M/A 저온변태조직이다.
도 1(c)의 조직 관찰을 통하여 M/A 저온변태상의 분율을 구할 수 있다.
도 1(b)에서 관찰되는 제 2상의 면적분율은 6% 이고, 도 1(c)에서 관찰되는 M/A저온변태상의 분율은 2% 이다.
발명강에서 관찰되는 모든 조직은 도 1과 유사하며 전체 제 2상의 분율이 10%를 넘지 않으면 퍼얼라이트 밴드는 관찰되
지 않는다.
도 2는 도 1에서와 같은 방법으로 비교강 (K-14)의 미세조직을 관찰하여 나타낸 것으로서, M/A 저온변태상의 분율은 2%
이나 제 2상의 전체분율이 15%로 높으며 조직에서 나타난 바와 같이 퍼얼라이트가 밴드 형태로 나타난다.
이러한 퍼얼라이트 밴드는 수소유기균열의 전파가 용이한 부분이므로 이 비교강(K-14)의 경우 수소유기균열 저항성이 나
쁘다.
비교강 (J-13), (O-18) 및 (P-22)의 미세조직은 도 2와 유사하게 퍼얼라이트 밴드가 관찰된다.
도 3은 도 1에서와 같은 방법으로 비교강 (N-17)의 미세조직을 관찰하여 나타낸 것으로 전체 2상의 분율이 12% 이고, M/
A저온변태상이 8%로 높다.
즉, 제 2상들이 주로 M/A와 같은 저온변태상으로 이루어져 있음을 알 수 있다.
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M/A 저온변태상도 수소유기균열의 기점으로 작용하므로 그 분율이 많아지면 수소유기균열 개시점이 많아져 쉽게 연결이
가능하므로 수소유기균열 저항성이 저해된다.
비교강 (I-12), (I-20), 및 (L-21)가 도 3과 유사한 조직을 보이며 M/A의 높은 분율이 관찰된다.
상기의 조직변화에 따라서 수소유기균열 저항성도 달라지지만 강의 인장거동 또한 달라지므로 항복강도, 인장강도, 항복
비도 영향을 받는다.
도 4에는 발명강 (A-1), 비교강 (J-13) 및 비교강(N-17)의 인장곡선이 나타나 있다.
도 4에 나타난 바와 같이, 비교강 (K-14)은 뚜렷한 항복곡선을 나타내고 있다.
즉, 비교강(J-13),(L-15),(M-16),(O-18),(P-19),(P-22)와 같이 조직중 M/A 저온변태상이 생성되지 않거나 전체 제1상
분율에 비하여 M/A저온변태상의 분율이 작은 경우 이와 같은 인장거동을 보인다.
이와 반대로 M/A 저온변태상의 분율이 매우 높은 비교강 (N-17)은 항복점이 관찰되지 않는다.
그러나, 인장시 항복이 매우 쉽게 일어나는 것을 알 수 있다.
즉, 비교강 (I-12), (I-20), (L-21) 과 같이 M/A 저온변태상 분율이 높은 강에서 이와 같은 인장거동을 보인다.
한편, 발명강 A-1의 인장곡선은 두 비교강의 중간형태를 가지고 있다.
즉, 항복점이 관찰되지 않으며 항복강도가 낮아지는 현상도 관찰되지 않는다. 모든 발명강에서는 항복강도와 인장강도의
크기만 다를 뿐 인장거동은 발명강(A-1)과 동일하다.
발명의 효과
상기한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 고강도, 저항복비 및 우수한 수소유기균열 저항성을 갖는 라인파이프용 강재를 제공
할 수 있다.
도면의 간단한 설명
도 1은 발명강을 광학현미경으로 관찰한 미세조직사진
도 2는 비교강을 광학현미경으로 관찰한 미세조직사진
도 3은 다른 비교강을 광학현미경으로 관찰한 미세조직사진
도 4는 발명강과 비교강의 인장곡선
도면
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도면1
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도면2
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도면3
도면4
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