KR20120071619A

KR20120071619A - 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20120071619A
Application number: KR1020100133234A
Authority: KR
Inventors: 강주석; 천승환; 유장용; 배무종
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-23
Filing date: 2010-12-23
Publication date: 2012-07-03

Abstract

본 발명은 천연가스 수송용 라인파이프 등에 이용되는 라인파이프 API X80급(석유수송용 강재규격) 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 용접후열처리 공정 후에도 API X80급의 강도 및 인성을 만족시키는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.07%, Mn: 1.7~1.9%, Si: 0.25%이하, Ni: 0.2~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.1~0.6%, Ti: 0.01~0.02%, Nb: 0.03~0.05%, P: 0.015%이하, S: 0.010%이하, N: 0.0050%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 갖는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 용접후열처리 전은 물론 용접후열처리 후에도 강도 및 인성이 우수한 라인파이프 강판을 제공함에 따라 라인파이프 강판의 용도를 천연 가스 저장 용기용 등으로도 확대할 수 있다.

Description

용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL PLATE FOR LINE PIPE HAVING SUPERIOR POST WELD HEAT TREATMENT PROPERTY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 천연가스 수송용 라인파이프 등에 이용되는 라인파이프 API X80급(석유수송용 강재규격) 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 천연가스 저장용 압력 용기의 용접 후 잔류응력제거 목적으로 행해지는 용접후열처리 공정에도 기계적 강도 및 인성이 보증되는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

API X80~X100급 라인파이프 강은 천연가스 수송용 등에 이용되고 있다.

이러한 API X80~X100급 라인파이프 강은 통상적으로 다음과 같은 방법으로 제조되어 왔다.

즉, API X80~X100급 라인파이프 강은 중량%로, C: 0.05~0.07%, Mn: 1.8~2.0%, Si: 0.3%이하, Cu: 0.2~0.3%, Ni: 0.3~0.5%, Mo: 0.1~0.3%, Nb: 0.03~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, V: 0.03~0.05%, P: 0.015%이하, S: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1150~1250℃의 범위에서 가열한 후 압연종료온도 750℃까지 제어압연하고 냉각속도 20~30℃/s 및 냉각종료온도 300~350℃의 범위로 가속 냉각 처리하여 제조 되어진다.

상기와 같이 TMCP 방법으로 제조된 천연 가스 수송용 라인파이프 강판은 조관 및 용접의 공정을 거쳐 바로 사용되게 된다.

그러나, 통상적인 라인파이프와는 달리 천연 가스 저장용 용기는 용접후열처리 공정 전?후에 우수한 강도와 인성을 요구하고 있으나, 아직 까지 이러한 요구를 만족시키는 강판은 제안되어 있지 않다.

따라서, 용접후열처리 공정 후에도 강도와 인성이 보증되는 라인파이프 강판의 제조기술 개발이 요구되고 있다.

이에, 본 발명은 용접후열처리 공정 전은 물론 용접후열처리 공정 후에도 API X80급의 강도 및 인성을 만족시키는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 설명한다.

본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.07%, Mn: 1.7~1.9%, Si: 0.25%이하, Ni: 0.2~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.1~0.6%, Ti: 0.01~0.02%, Nb: 0.03~0.05%, P: 0.015%이하, S: 0.010%이하, N: 0.0050%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 갖는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판이 제공된다.

상기 강판은 70~80부피%의 침상형 페라이트 및 20~30부피%의 베이나이트 조직을 갖는 것이 바람직하다.

상기 강판은 바람직하게는 10nm이하의 크기를 갖는 탄화물을 포함한다.

상기 탄화물은 NbC 및 MoC 중 1종 또는 2종이 바람직하다.

상기 강판은 0.04중량%이하(0%는 제외)의 V(바나듐)을 추가로 포함할 수 있다.

본 발명의 다른 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.07%, Mn: 1.7~1.9%, Si: 0.25%이하, Ni: 0.2~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.1~0.6%, Ti: 0.01~0.02%, Nb: 0.03~0.05%, P: 0.015%이하, S: 0.010%이하, N: 0.0050%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 강 슬라브를 1100~1180℃의 범위에서 가열한 후, 사상압연개시온도 840℃이상, 사상압연종료온도 740℃이상, 잔압하율 68~72%로 열간 압연한 다음, 400~450℃영역까지 20~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판의 제조방법이 제공된다.

상기 슬라브는 0.04중량%이하(0%는 제외)의 V(바나듐)을 추가로 포함할 수 있다.

상기와 같이 제조된 강판은 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 포함하고,그리고 바람직하게는, 냉각 과정 중에 고용된 Nb, Mo, V등의 탄화물 형성 원소가 용접후열처리 공정 중에 10nm이하 크기로 석출하여 강도 및 인성을 보증하게 된다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 용접후열처리 전은 물룬 용접후열처리 후에도 강도 및 인성이 우수한 라인파이프 강판을 제공함에 따라 라인파이프 강판의 용도를 천연 가스 저장 용기용 등으로도 확대할 수 있다.

도 1은 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강 1의 용접후열처리후 석출물 사진을 나타낸다.
도 2는 본 발명에 부합되는 발명강 1의 용접후열처리후 석출물 사진을 나타내다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 강판은 C, Mn, Si, P, S의 5대 성분 이외에 Ni, Cr, Mo등의 합금 원소를 첨가한다. 각 성분별 첨가 이유 및 성분 첨가 범위 한정 이유를 설명한다.

탄소(C): 0.05~0.07%

C는 강의 강도를 확보하기 위한 필수 원소로 0.05%이상 첨가되어야 하나, 0.07%이상 첨가 시는 강의 인성 및 용접부 충격 인성 및 용접성을 저하시킨다.

따라서, 탄소(C)의 함량은 0.05~0.07%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.7~1.9%

Mn은 오스테나이트 안정화 원소로 강의 소입성을 증가시켜 강도를 확보하는 용도로 사용된다. Mn을 1.7% 이하 첨가시 API X80급 강도를 얻기 힘들며, 1.9%이상의 다량 첨가 시 마르텐사이트를 발달시켜 인성 저하를 야기한다.

따라서, 망간(Mn)의 함량은 1.7~1.9%로 제한하는 것이 바람직하다.

규소(Si): 0.25% 이하(0%는 제외함)

Si은 Fe에 고용되어 강의 강도를 증가시키나, 0.25% 이상 첨가 시 비금속개재물 형성으로 인한 인성 저하를 야기한다.

따라서, 규소(Si)의 함량은 0.25% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 0.2~0.3%

Ni은 Fe에 고용되어 강의 강도를 증가시키는 효과와 더불어 강 중 전위의 교차 슬립을 야기하여 인성 또한 증가시키는 원소이며, 따라서, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 Ni은 0.2%이상 첨가하여야 한다.

그러나, 높은 가격으로 인해 그 첨가량은 0.3%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.1~0.6%

Mo은 강의 소입성을 향상시켜 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직의 발달을 유도한다. 또한, 고용 Mo은 용접후열처리 공정중에 미세 석출물을 형성시켜 용접후열처리 공정 후 고강도를 유지시켜 준다.

따라서, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 Mo은 0.1%이상 첨가하여야 한다.

그러나, 다량 첨가시 용접부 인성을 저하시키고 고가의 원소이기 때문에 그 첨가량은 0.6%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.1~0.3%

Cr은 Mo와 유사하게 강의 소입성을 향상시키는 효과를 가지나 그 효과는 Mo보다 다소 떨어진다. 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 Cr은 0.1%이상 첨가하여야 한다. 그러나, 다량 첨가 시 용접부 인성을 저하하므로 그 첨가량은 0.3%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

타이타늄(Ti): 0.01~0.02%

Ti은 TiN 석출물을 형성하며, 이렇게 형성된 TiN은 재가열 공정에서 오스테나이트 입성장을 억제하는 효과를 가진다. 따라서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01%이상 첨가하여야 한다. 그러나, 0.02% 이상 첨가시 용접성을 저해한다.

따라서, 타이타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

나이오븀(Nb): 0.03~0.05%

Nb은 NbC, Nb(C, N)등의 석출물을 형성하며, 이렇게 형성된 NbC, Nb(C, N)은 오스테나이트 재결정 정지 온도(Tnr)을 증가시켜 결정립 미세화를 유도하고, 강도를 증가시키는 효과를 보인다. 따라서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 Nb은 0.03%이상 첨가하여야 한다. 그러나, 그 첨가량이 0.05%를 초과하는 경우에는 용접부 충격인성을 저하시킨다.

따라서, 나이오븀(Nb)의 함량은 0.03~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.015% 이하 및 황(S): 0.010%이하

P와 S는 강 중 불순물로써 저온 인성을 저해하므로 그 첨가량을 제한하는 것이 바람직하다.

인(P)은 0.015% 이하, 황(S)은 0.010%이하로 관리하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.005%이하

N은 Ti 및 Nb과 결합하여 TiN 및 Nb(C, N)등의 석출물을 형성하는 원소이나, 다량 첨가시 강의 인성을 낮추므로 그 첨가량은 0.005%이하로 관리하는 것이 바람직하다.

바나듐(V): 0 ~ 0.04%

본 발명에서는 바나듐(V)을 필요에 따라 첨가될 수 있는 성분으로서, 페라이트 영역에서 VC, V(C, N)의 석출물을 형성하여 강재의 강도를 향상시키거나, 용접열영향부의 강도 저하를 막는 역할을 한다.

그러나, 다량 첨가시 용접부의 인성이 저하되므로, 그 첨가량은 0~0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 제조조건에 대하여 설명한다.

슬라브 가열 공정

상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100 ~ 1180℃로 가열하는 것이 바람직하다. 슬라브 가열 온도가 1180℃를 초과하는 경우 Ti 석출물의 용해로 인해 오스테나이트 결정립이 조대해지고, 1100℃미만으로 낮추게 되면 열간 압연 시 압연 부하 발생 및 Nb 미고용으로 인해 Nb(C, N)석출물이 효과적으로 생성되기 어렵다.

열간압연 공정

본 발명에서 열간 압연은 제어 압연과 가속 냉각의 TMCP 압연 방법을 적용한다. 제어 압연은 950℃이상의 고온 영역에서 행해지는 조압연과 860±20℃이하의 온도에서 실시되는 사상 압연으로 구분되어진다.

조압연 공정은 슬라브의 폭제어 및 후공정에서의 잔압하율을 제어하기 위해 실시한다. 본 공정에서는 오스테나이트의 재결정이 발생하여 오스테나이트 입도가 미세해진다. 950℃미만의 온도에서는 NbC 및 Nb(C, N)석출이 발생하여 재결정이 발생하지 않기 때문에 조압연 공정은 950℃이상의 온도에서 마무리한다.

사상압연 공정은 오스테나이트 미재결정 영역에서 실시되며, 이로 인해 오스테나이트 내부에 변형띠(deformation band)가 형성된다.

이 변형띠는 추후 상변태 핵생성 자리의 역할을 하게 되므로 사상압연 공정을 통해 변형띠를 많이 만들어 주는 것이 중요하다. 오스테나이트 내부의 변형 띠는 사상 압연 종료 온도가 Ar₃ 온도 직상일 때 가장 효과적으로 생성된다.

따라서, 본 발명에서는 사상 압연 종료 온도가 Ar₃ 이상에서 실시될 수 있도록 사상 압연 시작 온도와 사상 압연 종료 온도를 설정하였다.

사상 압연 시작 온도가 840℃이하일 경우에는 사상 압연 종료 온도가 740℃이하가 되어 오스테나이트-페라이트 이상역에서 마무리 압연이 실시될 수 있으므로 사상 압연 시작 온도는 840℃이상, 사상 압연 종료 온도는 740℃이상으로 관리되어야 한다.

바람직한 사상 압연 시작 온도는 840~880℃이고, 바람직한 사상 압연 종료 온도는 740~780℃이다.

사상압연 구간에서의 누적압하율인 잔압하율은 68~72%로 설정하는 것이 바람직하다. 잔압하율이 상기 조건보다 적으면 변형띠 생성 효과가 감소되고, 상기 조건보다 크면 압연 부하가 발생하고, 사상 압연 온도 목표 조업이 어렵게 되기 때문이다.

압연이 종료되면, 400~450℃의 온도까지 20~30℃/s의 냉각 속도로 가속 냉각을 실시하여야 한다.

가속 냉각의 효과는 다음과 같다.

첫째, API X80급의 강도 확보가 가능하다. 만약 서냉을 통해 오스테나이트가 페라이트 + 펄라이트 혹은 페라이트 + 베이나이트 조직으로 변태되면, API X70급 강도밖에 만족시키지 못하나, 가속 냉각을 통해 침상형 페라이트 + 베이나이트의 조직을 가지게 되면 API X80급 강도를 만족할 수 있게 된다.

둘째, Nb, Mo, V를 조직 내부에 고용시킨다. 오스테나이트 영역에서 석출되지 않고 고용 상태로 남아있던 잔여 Nb, Mo 및 V은 서냉 시 페라이트 내에 석출할 가능성이 있다. 그러나 가속 냉각 공정을 통해 상기 원소들을 고용 상태로 만들어 놓으면, 후열처리 공정 중에 석출이 발생하여 강도와 인성을 유지시키는 역할을 하게 된다.

상기 가속냉각속도는 냉각 중에 침상형 페라이트를 효과적으로 만들기 위하여 20℃/s이상이어야 하고, 30℃/s를 초과하는 경우에는 베이나이트 분율이 증가하여 인성이 저하되므로, 20~30℃/s로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 냉각정지온도가 400℃미만인 경우에는 인성이 저하되고, 450℃를 초과하는 경우에는 강도가 저하되므로, 400~450℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표 1의 성분을 갖는 강 슬라브를 하기 표 2의 조건으로 가열하고, 열간압연하고, 가속냉각하여 강판을 제조하였다.

상기와 같이, 제조된 강판에 대하여 ASME Sec. VIII Div. 1에 의거하여 625℃에서 1시간 동안 열처리를 실시하여 용접후열처리 조건을 모사하였다.

그 후 용접후열처리 전,후의 물성값을 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

또한, 용접후열처리 공정 중의 탄화물 생성 여부를 조사하기 위하여 Nb, Ti, V의 첨가량에 대한 석출량(중량%)을 관찰하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.

또한, 비교강 1 및 발명강 1의 용접후열처리후 석출물 사진을 관찰하고, 비교강1의 석출물 사진은 도 1에, 그리고, 발명강 1의 석출물 사진은 도 2에 나타내었다.

강종	강 조성(중량%)
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Ni	V	Ti	Nb	Mo
비교강1	0.060	0.200	1.80	0.008	0.002	0.021	0.103	0.251	0.000	0.011	0.040	0.00
비교강2	0.057	0.190	1.81	0.008	0.002	0.021	0.103	0.242	0.038	0.011	0.040	0.00
발명강1	0.060	0.190	1.81	0.010	0.002	0.021	0.101	0.253	0.000	0.012	0.042	0.30
발명강2	0.061	0.198	1.82	0.010	0.002	0.019	0.101	0.258	0.000	0.012	0.041	0.60
발명강3	0.059	0.196	1.83	0.009	0.002	0.019	0.101	0.255	0.040	0.012	0.041	0.29

강종	재가열온도(℃)	사상압연시작 온도(℃)	사상압연종료온도(℃)	냉각종료 온도(℃)	냉각속도(℃/s)
비교강	1145	865	766	460	19
비교강	1147	855	760	450	24
발명강	1135	853	755	430	27
발명강	1155	867	767	445	28
발명강	1148	866	760	410	24

	열처리전			열처리후
	YS (Mpa)	TS (Mpa)	CVN (-30℃)	YS (Mpa)	TS (Mpa)	CVN (-30℃)
Spec.	>555	>625	54J	>555	>625	54J
비교강1	531	636	288	543	607	240
비교강2	548	663	265	578	640	243
발명강1	621	753	207	672	719	188
발명강2	666	814	168	757	795	155
발명강3	613	713	182	684	731	156

	용접후열처리 전			용접후열처리 후
	Nb	Mo	V	Nb	Mo	V
비교강1	34.9	0	0	67.4	0	0
비교강2	45.0	0	5.0	77.5	0	22.9
발명강1	42.9	3.0	0	69.0	8.0	0
발명강2	41.5	2.5	0	65.9	11.3	0
발명강3	46.6	2.9	3.5	70.7	11.3	30.0

상기 표 3에 나타난 바와 같이, Mo 미첨가강(비교강 1 및 2)은 용접후열처리 전 모두 항복강도(YS)가 미달되고, 비교강 1의 경우에는 용접후열처리 후 항복강도(YS) 및 인장강도(TS)도 미달됨을 알 수 있다.

이에 반하여, Mo가 첨가된 발명강 1, 2 및 3은 용접후열처리 전,후로 API X80강의 강도 및 인성 기준을 만족시키고 있음을 알 수 있다.

특히, 용접후열처리 후에 인장강도가 비교강 1에 비해 급격하게 증가한 것을 확인할 수 있다.

이에 반하여, 발명강 1, 2 및 3의 용접후열처리 전,후 충격값의 변화는 비교강 1에 비해 작은데 이는 다음과 같이 해석된다.

상기 표 4의 비교강 1의 Nb 석출량을 보면, TMCP 공정 후 잔존하던 용질 Nb는 후열처리 공정 중에 32%정도 추가 석출한다.

그런데, Mo가 첨가된 발명강 1, 2 및 3의 Nb 석출량 변화를 살펴보면 약 25% 정도 석출이 증가하여 비교강 1에 비해 변화량은 감소한 것을 알 수 있다.

또한, 도 1에 나타난 바와 같이, 비교강 1은 조직 내부에 30nm이상의 석출물이 존재함에 비해, 도 2에 나타난 바와 같이, 발명강 1의 경우 내부에 10nm이하 크기의 미세 석출물이 다량 존재함을 알 수 있다.

따라서, Mo는 용접후열처리 공정 중에 Nb석출을 지연 및 성장 억제 효과를 지녀 용접후열처리 공정 이후에 우수한 강도 및 인성을 가진 강재를 제조함에 있어 필수불가결한 원소로 판단된다.

Mo가 용접후열처리 후 강도와 인성을 유지해주는 원소이기는 하지만, 고가의 원소이므로 Mo를 대체하기 위해 V을 0.04 wt.% 첨가하여 그 효과를 살펴보았다.

상기 표 3에 나타난 바와 같이, Mo가 첨가되지 않고 0.04wt.%의 V을 첨가한 TMCP 판재의 경우(비교강2)에는 항복 강도가 소량 증가되는 효과는 있으나, Mo와 함께 V을 복합 첨가하였을 경우(발명강3)에는 첨가효과가 거의 나타나지 않는다는 것을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.05~0.07%, Mn: 1.7~1.9%, Si: 0.25%이하, Ni: 0.2~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.1~0.6%, Ti: 0.01~0.02%, Nb: 0.03~0.05%, P: 0.015%이하, S: 0.010%이하, N: 0.0050%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하고, 침상형 페라이트 및 베이나이트 조직을 갖는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 70~80부피%의 침상형 페라이트 및 20~30부피%의 베이나이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 10nm이하의 크기를 갖는 탄화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판.
제3항에 있어서, 상기 탄화물은 NbC 및 MoC 중 1종 또는 2종인 것을 특징으로 하는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판.
제1항에서 제4항중의 어느 한 항에 있어서, 상기 강판이 0.04중량%이하(0%는 제외)의 V(바나듐)을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판.
중량%로, C: 0.05~0.07%, Mn: 1.7~1.9%, Si: 0.25%이하, Ni: 0.2~0.3%, Cr: 0.1~0.3%, Mo: 0.1~0.6%, Ti: 0.01~0.02%, Nb: 0.03~0.05%, P: 0.015%이하, S: 0.010%이하, N: 0.0050%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 강 슬라브를 1100~1180℃의 범위에서 가열한 후, 사상압연개시온도 840~880℃, 사상압연종료온도 740~780℃, 잔압하율 70±2%로 열간 압연한 다음, 400~450℃영역까지 20~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판의 제조방법.
제6항에 있어서, 상기 강 슬라브가 0.04중량%이하(0%는 제외)의 V(바나듐)을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판의 제조방법.