KR20000075789A

KR20000075789A - 고인장강도 강 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR20000075789A
Application number: KR1019997007862A
Authority: KR
Inventors: 구자영; 반가루나라심하-라오브이.; 루튼마이클제이.; 페터슨클리포드더블유.; 후지와라가즈키; 오카구치슈지; 하마다마사히코; 고미조유이치
Original assignee: 엑손모빌 업스트림 리서치 캄파니; 고지마 마따오; 스미또모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
Priority date: 1997-02-27
Filing date: 1998-02-26
Publication date: 2000-12-26
Also published as: BR9807805A; JP3545770B2; CA2280923A1; JP2000513050A; JPH10237583A; CO5031263A1; EP0972087A1; EP0972087A4; KR100506967B1; AR011173A1; CN1083893C; CN1249006A; AU726316B2; CA2280923C; AU6656698A; RU2205245C2; UA57775C2; US6245290B1; WO1998038345A1

Abstract

인성이 두께 전체에 걸쳐서 우수하고 용접부의 특성이 우수하며 인장강도(TS)가 약 900MPa(130ksi) 이상인 고인장강도 강 및 이의 제조방법을 제공한다. 본 발명에 따르는 강은 바람직하게는 조성이 다음과 같다: 탄소(C) 0.02 내지 0.1중량%, 규소(Si) 0.6중량% 이하, 망간(Mn) 0.2 내지 2.5중량%, 니켈(Ni) 0.2 내지 1.2중량%, 니오브(Nb) 0.01 내지 0.1중량%, 티탄(Ti) 0.005 내지 0.03중량%, 알루미늄(Al) 0.1중량% 이하, 질소(N) 0.001 내지 0.006중량%, 구리(Cu) 0.6중량% 이하, 크롬(Cr) 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo) 0.6중량% 이하, 바나듐(V) 0.1중량% 이하, 붕소(B) 0.0025중량% 이하 및 칼슘(Ca) 0.006중량% 이하. 수학식 1[

Description

고인장강도 강 및 이의 제조방법{High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same}

발명의 분야

본 발명은 인성이 두께 전체에 걸쳐서 우수하고 용접부 특성이 우수하며 인장강도(TS)가 약 900MPa(130ksi) 이상인 고인장강도 강(鋼)에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 본 발명은 천연 가스, 원유 등의 수송용 라인파이프를 제작하기 위한 고인장강도 강판(steel plate) 및 이러한 고인장강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.

발명의 배경

천연 가스 및 원유의 장거리 수송용 파이프라인의 경우, 수송 비용의 절감이 일반적으로 필요하였고 최대 작업 압력을 증가시킴으로써 수송 효율을 개선시키는 데 촛점이 모아져왔다. 최대 작업 압력을 증가시키기 위한 표준 방법에는 저강도 강 라인파이프의 벽 두께를 증가시키는 것이 포함된다. 그러나, 이 방법은 구조적 중량을 증가시키기 때문에 특정 부위의 용접 효율을 감소시킬 뿐만 아니라 전체 파이프라인 제작 효율도 저하시킨다. 또 다른 방법은 라인파이프 재료의 강도를 증가시킴으로써 벽 두께를 제한하는 것이다. 예를 들면, 미국 석유 연구소(API)는 최근에 X80 강을 표준화하고 X80 강을 실용화하였다. "X80"은 항복강도(YS)가 551MPa(80ksi) 이상임을 의미한다.

강도가 훨씬 높은 강에 대한 수요가 증가할 것이 예상되었기 때문에 X100 이상의 강을 제조하기 위한 몇가지 방법이 X80 강을 제조하는 데 사용된 기술을 기초로 하여 제안되었다. 예를 들면, Cu 침전 경화 및 미세구조의 개선을 통해 강도와 인성이 증가된 강 및 이의 제조방법이 제안되었다(일본 공개특허공보 제96-104922호). Mn 함량의 증가 및 미세구조의 개선에 의해 강도와 인성이 증가된 다른 강 및 이의 제조방법이 제안되었다[유럽 공개특허공보 제0 753 596 A1호(WO 96/23083) 및 유럽 공개특허공보 제0 757 113 A1호(WO 96/23909)].

그러나, 상기한 강 및 방법에는 다음과 같은 문제점이 있다. Cu 침전 경화를 사용하는 전자의 방법은 강에 높은 강도와 우수한 필드 용접성을 부여하지만, 강 매트릭스 속에 분산된 Cu 침전물(ε-Cu 상)의 존재로 인해 일반적으로 강에 충분한 인성을 부여하는 데는 효과적이지 않다. 또한, Mn을 1중량% 이상 함유하는 후자의 고인장강도 강을 연속 주조법(CC법)으로 제조하는 경우, 중심선 분리로 인해 강판 중심의 인장이 손상되는 경향이 있다. 연속 주조법을 통해 제조할 수 없는 강, 즉 잉곳(ingot) 제조 및 블루밍(blooming)을 통해 판을 제조해야 하는 강은 연속 주조법을 통해 제조된 것보다 충분히 낮은 항복치를 갖는 경향이 있다. 잉곳 제조법을 통해 제조한 강은 잉곳 제조법과 연관된 경비로 인해 파이프라인을 제조하는 데 사용되는 대량 생산에는 적합하지 않다.

또한, 쿠(Koo)와 루톤(Luton)의 미국 특허 제5,545,269호, 제5,545,270호 및 제5,531,842호에 기재되어 있는 바와 같이, 항복강도가 약 830MPa(120ksi) 이상이고 인장강도가 약 900MPa(130ksi) 이상인, 강도가 우수한 강을 파이프라인의 전구재로서 제조하는 것이 실용적인 것으로 밝혀졌다. 쿠와 루톤의 미국 특허 제5,545,269호에 기재되어 있는 강의 강도는 강 화학과 가공 기술간의 균형에 의해 성취되는데, 이러한 균형에 의해 ε-구리 및 바나듐, 니오브 및 몰리브덴의 특정한 탄화물 또는 질화물 또는 카보니트라이드의 침전에 의해 2차적으로 경화되는 템퍼링(tempering)된 마텐사이트 및 베이나이트 미세 과립을 주로 포함하는 거의 균일한 미세구조가 생성된다.

쿠와 루톤의 미국 특허 제5,545,269호에는 강을 끝처리 열 롤링 온도에서 400℃(752℉) 이하의 온도로 20℃/sec(36℉/sec) 이상, 바람직하게는 약 30℃/sec(54℉/sec)의 속도로 급냉시켜 주로 마텐사이트와 베이나이트의 미세구조를 제조하는 고강도 강의 제조방법이 기재되어 있다. 또한, 쿠와 루톤의 발명에서 목적한 미세구조와 특성을 성취하기 위해서는 수 냉각된 강판을 Ac₁변형점 이하의 온도, 즉 가열 동안 오오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도에서 ε-구리 및 바나듐, 니오브 및 몰리브덴의 특정한 탄화물 또는 질화물 또는 카보니트라이드가 침전되기에 충분한 시간 동안 템퍼링시킴을 포함하는 추가의 가공단계에 의한 2차 경화 과정을 강판에 적용시킬 필요가 있다. 이러한 강의 급냉 후, 템퍼링의 추가의 가공단계로 인장강도에 대한 항복치의 비가 0.93을 넘게 된다. 바람직한 파이프라인 디자인을 고려해 볼 때, 인장강도는 높게 유지시키면서 인장강도에 대한 항복치의 비를 약 0.93 미만으로 유지시키는 것이 바람직하다.

이러한 문제들을 해결하기 위한 한 가지 방법은 강 중의 니켈 함량이 높은 것을 사용하는 것이다. 미국 특허 제5,545,269호에서는 2중량%의 니켈이 사용되었다. 그러나, 강 중의 탄소 함량 및 기타 합금 원소들에 따라, 높은 니켈 함량, 즉 약 1.5중량%를 초과하는 니켈 함량은 파이프라인 제작 동안 거스 용접(girth welding)시 용접성을 손상시킬 수 있고, 또한 부가된 니켈로 인해 합금 비용이 증가한다. 따라서, 본 발명의 목적은 인장강도에 대한 항복치의 비가 양호하고, 즉 약 0.93 미만이고, 연속 주조법으로 제조할 수 있으며, 두께 전체에 걸친 인성이 우수하고 용접부의 특성이 우수하며 TS가 약 900MPa(130ksi) 이상이고 -40℃(-40℉)에서의 충격 에너지(즉, -40℃에서의 vE)가 약 120J(90ft-lb)을 초과하는 고인장강도 강을 제공하는 것이다. 본 발명의 추가의 목적은 균열이 생기지 않는 것과 같이 용접성이 양호하고 열 존재 영역(heat affected area; HAZ) 또는 용접부에서 -20℃(-4℉)에서의 충격 에너지(즉, -20℃에서의 vE)가 약 70J(52ft-lb)을 초과하는 강을 제공하는 것이다.

발명의 요약

슬랩이 연속 주조법으로 제조되는 경우에도 인장강도(TS)가 약 900MPa(130ksi) 이상이고 두께 전체에 걸친 인성이 우수한 고인장강도 강을 수득하기 위해, 본 발명자들은 조성이 상이한 다수의 강을 연구하여 다음과 같은 사실을 확인하였다.

Mn 함량이 약 1중량% 이상인 고인장강도 강을 연속 주조법을 통해 제조하는 경우, 다음 수학식 1로 표현되는 Vs 값을 약 0.42 이하로 제한하면 중심선 분리가 상당히 감소되는 경향이 있다. 그 결과, 벽 중심에서의 인성이 크게 개선된다. Mn 함량이 약 1.7중량% 미만인 경우, Vs 값을 위와 같이 제한하는 것이 특히 효과적이다.

위의 수학식 1에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.

취성 파괴(brittle fracture)가 존재함은 취성 파괴의 개시 위치로서 제공되는 단점이 있음을 말한다. 강의 TS가 증가함에 따라 취성 파괴가 개시되는 데 필요한 단점의 임계 크기가 일반적으로 감소된다. 강에 잘 분산되어 있는 시멘타이트와 같은 탄화물은 분산 경화에 필수적이지만, 취성 파괴면에서 볼 때, 이는 자체가 매우 경질이며 취성이기 때문에 단점의 일종으로 여겨진다. 따라서, 고인장강도 강의 경우, 탄화물의 크기는 특정 수준으로 제한하는 것이 바람직하다. 취성 파괴의 개시는 탄화물의 평균 크기보다는 최대 크기에 의해 결정된다. 즉, 크기가 최대인 탄화물이 취성 파괴의 개시 위치로서 제공된다. 탄화물의 평균 크기가 최대 크기와 관련이 있지만, 강의 인성을 조절하기 위해 최대 탄화물 크기를 지정하는 것이 중요하다.

최대 탄화물 크기는 강판 중심 뿐만 아니라 강판의 나머지 부분에 대해서도 지정할 수 있다. 그럼에도 불구하고, 보다 중요한 것은 C, Mn 등이 집중되어 있는 강판의 중심 또는 거의 중심에 대해서 최대 탄화물 크기를 지정하는 것이다.

인성과 강도가 잘 균형잡힌 고인장강도 강은 다음과 같은 미세구조 조건을 통해 수득할 수 있다: 마텐사이트와 하급 베이나이트의 혼합 구조가 전체 미세구조의 90용적% 이상을 차지; 하급 베이나이트가 혼합 구조의 2용적% 이상을 차지; 이전(prior) 오오스테나이트 과립의 종횡비(본 명세서에 정의됨)를 약 3 이상으로 조절. 이전 오오스테나이트 과립인 비결정 상태의 오오스테나이트 과립의 종횡비는 롤링 방향으로 신장된 과립의 직경(길이)을 강판 두께 방향에서 측정한 오오스테나이트 과립의 직경(너비)으로 나눈 값이다.

본 발명의 요지는 다음과 같은 고인장강도 강 및 이의 제조방법을 제공하는 것이다.

(1) 인장강도가 약 900MPa(130ksi) 이상이고, 탄소(C) 약 0.02 내지 약 0.1중량%, 규소(Si) 약 0.6중량% 이하, 망간(Mn) 약 0.2 내지 약 2.5중량%, 니켈(Ni) 약 0.2 내지 약 1.2중량%, 니오브(Nb) 약 0.01 내지 약 0.1중량%, 티탄(Ti) 약 0.005 내지 약 0.03중량%, 알루미늄(Al) 약 0.1중량% 이하, 질소(N) 약 0.001 내지 약 0.006중량%, 구리(Cu) 0 내지 약 0.6중량%, 크롬(Cr) 0 내지 약 0.8중량%, 몰리브덴(Mo) 0 내지 약 0.6중량%, 바나듐(V) 0 내지 약 0.1중량%, 붕소(B) 0 내지 약 0.0025중량% 및 칼슘(Ca) 0 내지 약 0.006중량%로 이루어지며, 수학식 1로 정의되는 Vs 값이 바람직하게는 약 0.15 내지 약 0.42, 보다 바람직하게는 약 0.28 내지 약 0.42이고, 불순물 중에 인(P)과 황(S)이 각각 약 0.015중량% 이하 및 약 0.003중량% 이하의 양으로 함유되어 있으며 탄화물의 크기가 장축 방향으로 약 5㎛ 이하인 고인장강도 강.

수학식 1

위의 수학식 1에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.

(2) (1)에 있어서, 미세구조가 다음 조건(a)를 만족시키는 고인장강도 강:

(a) 마텐사이트와 하급 베이나이트를 사실상 포함하는 혼합 구조가 미세구조의 약 90용적% 이상을 차지하고, 하급 베이나이트가 혼합 구조의 약 2용적% 이상을 차지하며 이전 오오스테나이트 과립의 종횡비가 약 3 이상임.

(3) (1)에 있어서, 다음 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.7인 고인장강도 강.

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.

(4) (1)에 있어서, 미세구조가 다음 조건(a)를 만족시키고 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.7인 고인장강도 강:

(5) (1)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 0 내지 약 0.0003중량%인 필수적으로 붕소를 함유하지 않는 고인장강도 강.

(6) (2)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 0 내지 약 0.0003중량%인 필수적으로 붕소를 함유하지 않는 고인장강도 강.

(7) (3)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 0 내지 약 0.0003중량%이며 Ceq 값이 약 0.53 내지 약 0.7인 필수적으로 붕소를 함유하지 않는 고인장강도 강.

(8) (4)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 약 0 내지 약 0.0003중량%이며 Ceq 값이 약 0.53 내지 약 0.7인 필수적으로 붕소를 함유하지 않는 고인장강도 강.

(9) (1)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 약 0.0003 내지 약 0.0025중량%인 고인장강도 강.

(10) (2)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 0.0003 내지 약 0.0025중량%인 고인장강도 강.

(11) (3)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 0.0003 내지 약 0.0025중량%이며 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.58인 고인장강도 강.

(12) (4)에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고, 바람직하게는 1.7중량%는 제외되며 붕소 함량이 약 0.0003 내지 약 0.0025중량%이며 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.58인 고인장강도 강.

(13) 강 슬랩(steel slab)을 약 950℃(1742℉) 내지 약 1250℃(2282℉)의 온도로 가열하는 단계, 강 슬랩을 약 950℃(1742℉) 이하의 온도에서의 누적 감소율이 약 25% 이상인 조건하에서 열 롤링시키는 단계, 열 롤링을 Ar₃변형온도(즉, 오오스테나이트가 냉각 동안 아철산염으로 변형되기 시작하는 온도) 이상의 온도 및 약 700℃(1292℉)의 온도 중에서 더 높은 온도에서 종결시키는 단계 및 열 롤링된 강판을, 약 700℃(1292℉) 이상의 온도에서 강판의 중심 또는 거의 중심의 온도가 약 450℃(842℉) 이하로 냉각될 때까지 강판의 중심 또는 거의 중심에서 측정하였을 때 약 10 내지 약 45℃/sec(약 18 내지 약 81℉/sec)의 냉각속도로 냉각시키는 단계를 포함하는, (1) 내지 (12) 중의 어느 하나에 따르는 화학적 조성을 갖는 고인장강도 강판의 제조방법.

(14) (13)에 있어서, 롤링된 강판을 약 675℃(1247℉) 이하의 온도에서 템퍼링시키는 단계를 추가로 포함하는 고인장강도 강판의 제조방법.

본 발명에 따르는 강은 주로 연속 주조법을 통해 제조되는 것으로 생각되지만, 잉곳 제조법으로도 제조할 수 있다. 따라서, 본 명세서 및 청구의 범위에서 사용하는 "강 슬랩"이란 연속 주조된 강판이나 잉곳을 블루밍시켜 수득한 강 슬랩일 수 있다.

상기한 강은 상기한 함량 범위로 합금 성분들을 함유할 수 있을 뿐만 아니라 공지된 미량 원소도 함유하여 통상 미량 원소의 존재에 의해 수득되는 효과를 수득할 수 있다. 예를 들면, 함유물의 형상을 조절하고 용접 열 존재 영역(HAZ)의 인성을 개선시키기 위해 미량의 희토류 원소 등을 함유시킬 수 있다.

하나의 양태에서, "탄화물"은 강 미세구조의 추출된 레플리카(replica)를 전자 현미경으로 관찰함으로써 볼 수 있다. 본 명세서에서 사용하는 "장축 방향의 크기"란 전자 현미경을 사용하여 약 2000배의 배율로 관찰되는 모든 탄화물 중에서 가장 큰 탄화물의 "가장 긴 직경"을 의미한다. 본 명세서와 청구의 범위에서 사용하는 "탄화물 크기"는 추출된 레플리카의 약 열 군데를 전자 현미경을 사용하여 약 2000배의 배율로 관찰하였을 때 측정되는 가장 큰 탄화물의 장축 방향의 크기의 평균값을 나타낸다. 이러한 탄화물 크기, 가장 큰 탄화물의 평균값 또는 장축 방향의 크기의 평균 최대값은 각각 강판의 중심이나 거의 중심, 강판 두께의 1/4 지점 또는 표면 층에서 측정한 것이며, 상기한 범위 내에 포함되는 것이 바람직하다.

상기한 미세구조가 구조로서 마텐사이트와 하급 베이나이트 이외에 잔여 오오스테나이트를 함유하는 경우, 잔여 오오스테나이트의 용적%는 X선 회절로 수득할 수 있다. 마텐사이트와 하급 베이나이트 이외의 추가의 상은, 예를 들면, 상급 베이나이트와 펄라이트는 광학 현미경을 통해 피크랄(picral)로 에칭된 금속을 관찰함으로써 상기한 혼합 구조와 구별할 수 있다. 또한, 탄화물은 이러한 각각의 구조에서 형태학적 특징이 있기 때문에 약 2000배 배율의 전자 현미경을 통해 탄화물에서 추출된 레플리카를 관찰함으로써 탄화물을 동정할 수 있다. 이러한 방법으로 동정하기가 어려울 경우, 투과형 전자 현미경을 통해 얇은 견본을 관찰하여 동정할 수 있다. 이러한 방법은 높은 배율에서의 관찰을 포함하기 때문에 여러 군데, 예를 들면, 약 열 군데 이상을 관찰함으로써 합당한 결과를 수득할 수 있다.

마텐사이트와 하급 베이나이트의 혼합 구조 중의 하급 베이나이트의 용적%를 측정하기 위해, 상기한 바와 같이, 탄화물에서 추출된 레플리카 또는 얇은 견본을 전자 현미경을 통해 관찰할 수 있다. 다른 방법에 따라, 시뮬레이트된 연속 냉각 변형 다이아그램을 시험하에 강에 적용할 수 있다. 당해 다이아그램은 작업 포매스터(Formaster) 시험기를 사용하여 수득할 수 있고 혼합된 미세구조 또는 하급 베이나이트의 용적%는 각각의 냉각속도로 정확하게 측정할 수 있다. 이로써 강의 실제 작업률과 냉각속도에 따라 미세구조를 매우 정확하게 측정할 수 있다.

본 명세서와 청구의 범위에서 사용하는 "강"은 주로 강판, 특히 두꺼운 강판을 지칭하는데, 열 롤링 강, 제철재 등일 수도 있다.

첨부된 데이타 표의 설명

본 발명의 이점은 다음의 상세한 설명과 첨부된 데이타 표를 참조로 더욱 잘 이해될 것이다:

표 1은 실시예의 시험 1에서 시험한 강 중의 주요 원소들의 함량을 나타낸 것이다.

표 2는 실시예의 시험 1에서 시험한 강 중의 임의 원소들과 불순물인 P와 S의 함량을 나타낸 것이다.

표 3은 실시예의 시험 1에서의 강의 열 롤링, 냉각 및 템퍼링 조건을 나타낸 것이다.

표 4는 실시예의 시험 1에서의 강의 성능을 나타낸 것이다.

표 5는 실시예의 시험 2에서 시험한 강 중의 몇몇 원소들의 함량을 나타낸 것이다.

표 6은 실시예의 시험 2에서 시험한 강 중의 추가 원소들의 함량을 나타낸 것이다.

표 7은 실시예의 시험 2에서 시험한 강의 열 롤링, 냉각 및 템퍼링 조건을 나타낸 것이다.

표 8은 실시예의 시험 2에서 시험한 강의 미세구조를 나타낸 것이다.

표 9는 실시예의 시험 2에서 시험한 강의 성능을 나타낸 것이다.

본 발명을 이의 바람직한 양태로 기재하였지만, 본 발명이 이에 제한되는 것은 아니다. 한편, 본 발명은 첨부된 청구의 범위에 정의되어 있는 바와 같이 본 발명의 취지 및 범위내에 포함되는 모든 변형, 개선 및 동등한 내용을 포함한다.

본 발명에 대한 상기한 제한의 이유를 이제 기술할 것이다. 다음 내용에서, 합금 원소 뒤의 "%"는 "중량%"를 나타낸다.

1. 화학 조성

C: 0.02 내지 0.1%

탄소는 강의 강도를 증가시키기에 효과적이다. 본 발명의 강이 목적하는 강도를 얻기 위해서는 탄소 함량이 약 0.02% 이상이어야 한다. 그러나, 탄소 함량이 약 0.1%를 초과하면, 탄화물이 조잡해져서 특정 부위의 조립 동안의 강의 인성과 냉각에 대한 증가된 민감성이 손상될 수 있다. 그러므로, 탄소 함량의 상한선은 약 0.1%인 것이 바람직하다.

Si: 0.6% 이하

규소는 탈산화를 위해 주로 가해진다. 탈산화 후에 강에 잔류하는 Si의 양은 거의 0%이다. 그러나, 탈산화 전의 규소 함량이 거의 0%이면, 탈산화 동안의 Al의 손실량이 증가한다. 따라서, 규소 함량은 탈산화 동안 소모될 잔여 Si를 제공하기에 충분한 것이 바람직하다. Si의 하한치인 약 0.01%는 탈산화 동안 Al의 손실량을 적합하게 최소화하기에 충분하다. 다른 고려사항은, 탈산화 후에 Si가 약 0.6%를 초과하는 양으로 강에 잔류하는 경우, 템퍼링 동안 미세한 카바이드 분산액의 생성이 방해되어 강의 인성이 감소될 수 있다는 것이다. 또한, 규소 함량이 약 0.6%를 초과하면, HAZ 인성이 감소되고 성형성이 손상될 수 있다. 그러므로, 규소 함량의 상한치는 약 0.6%이고, 바람직하게는 약 0.4%이다.

Mn: 0.2 내지 2.5%

망간은 경도에 크게 기여하기 때문에 본 발명에 따르는 강의 강도를 증가시키는 데 효과적인 원소이다. 망간 함량이 약 0.2% 미만이면, 경도 효과는 약해진다. 본 발명의 고인장강도 강의 경우, Mn 함량은 바람직하게는 약 0.2% 이상이다. 망간 함량이 약 2.5%를 초과하는 경우, 주조 동안의 중심선 분리가 촉진될 수 있고, 이로써 인성이 감소된다. 따라서, TS가 약 900MPa(130ksi) 이상인 고인장강도 강의 경우, Mn 함량은 바람직하게는 약 2.5% 이하이다. 또한, 망간 함량이 약 1.7% 미만이면, 본 명세서에서 정의한 Vs 값의 조절에 의해 중심선 분리가 감소된다. Mn 함량을 약 1.7% 미만으로 제한하면 용접 동안 파열 지연에 효과적인 억제력을 제공한다. 이는 또한 연속 주조 동안 중심선 분리를 최소화한다. 망간 함량을 약 1.7% 미만으로 제한하면 본 발명의 고인장강도 강에 증가된 인성을 제공하는 경향이 있다.

Ni: 0.2 내지 1.2%

니켈은 인성을 개선시키면서 강도를 증가시키는 데 효과적이다. Ni는 특히 균열 억제력을 개선시키는 데 효과적이다. 또한, 니켈은, 존재하는 경우, 열 롤링 동안 표면 균열을 일으키는 Cu의 유해 효과를 억제한다. 따라서, 니켈 함량은 약 0.2% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 니켈 함량이 약 1.2%를 초과하면, 거스 용접의 인성이 본 발명에 따르는 고인장강도 강으로부터 형성된 파이프라인으로부터 제조된 파이프라인의 제작 동안 감소될 수 있다. 따라서, 니켈 함량의 상한치는 약 1.2%가 바람직하다.

Nb: 0.01 내지 0.1%

니오브는 조절된 롤링 동안의 오오스테나이트(이후 "γ"라고 한다) 과립의 정련에 효과적인 원소이다. 이를 위해, 니오브 함량은 약 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 니오브 함량이 0.1%를 초과하면, 특정 부위의 조립 동안의 용접성이 크게 손상될 수 있고 인성이 감소될 수 있다. 그러므로, 니오브 함량의 상한치는 약 0.1%가 바람직하다.

Ti: 0.005 내지 0.03%

티탄은 슬랩의 재가열 동안의 γ 과립의 정련에 효과적이므로, 약 0.005% 이상의 양으로 함유되는 것이 바람직하다. 니오브의 존재하에, Ti는 특히 연속 주조 슬랩의 표면 균열의 형성을 억제하는 데 효과적이다. 그러나, 티탄 함량이 0.03%를 초과하면, TiN 입자가 조악해져서 오오스테나이트 과립이 성장할 수 있다. 따라서, 티탄 함량의 상한치는 약 0.03%가 바람직하고, 약 0.018%가 더욱 바람직하다.

Al: 0.1% 이하

알루미늄은 통상 탈산화제로서 가해진다. Al이 강에 산화물 이외의 형태로 잔류하면, Al과 N이 합쳐져서 AlN으로 침전되는 경향이 있어서 γ 과립의 성장이 방지되고, 이로써 미세구조의 정련이 방지된다. 따라서, Al은 또한 강의 인성 개선에 유용하다. 이러한 효과를 수득하기 위해서는 Al은 약 0.005% 이상의 양으로 함유되는 것이 바람직하다. 과량의 Al은 혼입물을 조악하게 할 수 있고 강의 인성을 감소시킬 수 있기 때문에, 알루미늄 함량의 상한치는 약 0.1%가 바람직하고, 약 0.075%가 더욱 바람직하다. 여기서, Al은 산 가용성 Al에 제한되는 것은 아니지만, 산화물 형태의 산 가용성 Al이 포함된다.

N: 0.001 내지 0.006%

질소는 Ti와 함께 TiN을 형성하여 슬랩 재가열 및 용접 동안 γ 과립의 조악화를 억제하는 경향이 있다. 이러한 효과를 수득하기 위해서는 N은 약 0.001% 이상의 양으로 함유되는 것이 바람직하다. N의 양이 약 0.001%를 초과하면, 강 중의 용해된 N의 양을 증가시킬 수 있어서 강판의 품질을 손상시키고 HAZ 인성을 감소시키는 경향이 있다. 그러므로, 질소 함량의 상한치는 약 0.006%가 바람직하다.

이어서, 임의 원소들을 기재한다.

Cu: 0 내지 0.6%

본 발명에 따르는 강은 구리를 가하지 않고 제조할 수 있다. 그러나, Cu는 인성을 현저히 손상시키지 않으면서 강도를 증가시키는 경향이 있기 때문에 용접 내균열성을 유지시키면서 강도를 증가시키기 위해 필요에 따라 Cu를 가한다. 구리 함량이 약 0.2% 미만이면, 강도를 증가시키는 데 거의 효과가 없다. 따라서, Cu를 가하는 경우, 구리 함량은 약 0.2% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 구리 함량이 약 0.6%를 초과하면, 인성이 급격히 감소되는 경향이 있다. 그러므로, 구리 함량의 상한치는 약 0.6%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 구리 함량의 범위는 약 0.3 내지 약 0.5%이다.

Cr: 0 내지 0.8%

본 발명에 따르는 강은 크롬을 가하지 않고 제조할 수 있다. 그러나, Cr은 강도를 증가시키는 데 효과적이기 때문에 고강도를 수득하기 위해 필요에 따라 Cr을 가한다. 크롬 함량이 약 0.2% 미만이면, 강도를 증가시키는 데 거의 효과가 없다. 따라서, Cr을 가하는 경우, 크롬 함량은 약 0.2% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 크롬 함량이 약 0.8%를 초과하면, 조악한 카바이드가 과립 경계에 생성되는 경향이 있어서 인성이 감소된다. 그러므로, 크롬 함량의 상한치는 약 0.8%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 크롬 함량의 범위는 약 0.3 내지 약 0.7%이다.

Mo: 0 내지 0.6%

본 발명에 따르는 강은 몰리브덴을 가하지 않고 제조할 수 있다. 그러나, Mo는 강도를 증가시키는 데 효과적이기 때문에 이를 위해 필요에 따라 Mo를 가한다. 강도를 증가시키기 위해 Mo를 가할 때의 이점은 탄소 함량이 감소되어 용접성 면에서 유리하다는 것이다. 탄소 부가에서 설명한 바와 같이, 약 0.1%를 초과하는 탄소 함량은 특정 부위의 조립, 즉 용접 동안 냉각 균열에 대한 민감성을 증가시킬 수 있다. 몰리브덴 함량이 약 0.1% 미만이면, 강도를 증가시키는 데 거의 효과가 없다. 따라서, Mo를 가하는 경우, 몰리브덴 함량은 약 0.1% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 몰리브덴 함량이 약 0.6%를 초과하면, 인성이 감소될 수 있다. 그러므로, 몰리브덴 함량은 약 0.6% 미만인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 몰리브덴 함량의 범위는 약 0.3 내지 약 0.5%이다.

V: 0 내지 0.1%

본 발명에 따르는 강은 바나듐을 가하지 않고 제조할 수 있다. 그러나, 미량의 V는 강도를 현저하게 증가시킬 수 있기 때문에 고강도를 수득하기 위해 필요에 따라 V를 가한다. 바나듐 함량이 약 0.01% 미만이면, 강도를 증가시키는 데 거의 효과가 없다. 따라서, V를 가하는 경우, 바나듐 함량은 약 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 바나듐 함량이 약 0.1%를 초과하면, 인성이 현저히 감소되는 경향이 있다. 그러므로, 바나듐 함량의 상한치는 약 0.1%인 것이 바람직하다.

B: 0 내지 0.0025%

본 발명에 따르는 강은 붕소를 가하지 않고 제조할 수 있다. 그러나, B가 미량이어도 본 발명에 따르는 강의 경도를 현저히 증가시킬 수 있고 강도와 인성을 개선시키는 데 필요한 미세구조를 제공할 수 있다. 따라서, 용접성 면에서 탄소 당량(Ceq)이 감소될 경우, B를 특별히 가한다. 붕소 함량이 약 0.0003% 미만이면, 본 발명의 강의 경도를 증가시키는 데 거의 효과가 없다. 따라서, 붕소를 가하는 경우, 붕소 함량은 약 0.0003% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 붕소 함량이 약 0.0025%를 초과하면, 과립 경계에서 생성되는 M₂₃(C, B)₆입자의 크기가 증가하고 인성이 현저히 감소되는 경향이 있다. M₂₃(C, B)₆에서 M은 Fe, Cr 등의 금속 이온을 의미한다. 그러므로, 붕소 함량의 상한치는 약 0.0025%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 붕소 함량의 범위는 약 0.0003 내지 약 0.002%이다.

Ca: 0 내지 0.006%

본 발명에 따르는 강은 Ca를 가하지 않고 제조할 수 있다. 그러나, 칼슘은 MnS(황화망간)의 형태를 조절하는 데 효과적이고 강의 롤링 방향에 수직 방향으로 인성을 개선시킨다. 칼슘 함량이 약 0.001% 미만이면, 특히 황(S) 함량이, 다음과 같이, 본 발명에 따르는 강에 바람직한 약 0.003% 미만이면, 황화물 형태 조절 효과가 약하다. 따라서, Ca를 가하는 경우, 칼슘 함량은 바람직하게는 약 0.001% 이상이다. 칼슘 함량이 약 0.006%를 초과하는 경우, 강의 비금속 혼입물 함량이 증가한다. 이러한 혼입물은 취성 파괴의 개시 지점으로서 작용하므로 인성이 감소된다. 그러므로, 칼슘 함량은 바람직하게는 약 0.006% 미만이다.

Vs: 0.15 내지 0.42

본 발명에서, 지수 Vs의 값은 상기한 각각의 합금 원소를 조절하는 것 이외에도 중심선 분리를 개선시키기 위해 조절된다. Vs 값이 약 0.42보다 큰 경우, 연속 주조 슬랩에서 중심선 분리가 현저히 일어나는 경향이 있다. 따라서, TS가 약 900MPa(130ksi) 이상인 고인장강도 강을 연속 주조법으로 제조하는 경우, 슬랩 중심부의 인성이 감소되는 경향이 있다. Vs 값이 약 0.15 미만인 경우, 중심선 분리 정도가 작으나, 약 900MPa(130ksi)의 TS는 수득될 수 없다. 따라서, Vs 값의 하한치는 약 0.15가 바람직하고, 약 0.28이 더욱 바람직하다.

탄소 당량(Ceq):

수학식 2[]로 정의되는 강의 Ceq 값이 약 0.4 미만이면, 약 900MPa(130ksi) 이상의 TS는 특히 HAZ에서 수득하기 어렵다. 따라서, Ceq 값의 하한치는 바람직하게는 약 0.4이다. Ceq 값이 약 0.7을 초과하면, 수소 취성화로 인한 용접 균열이 일어나기 쉽다. 따라서, Ceq 값의 상한치는 바람직하게는 약 0.7이다. Ceq 값이 약 0.7을 초과하는 강의 경우, 용접 금속 100g당 수소 약 5㎖ 미만을 함유하는 용접 금속을 사용하고, 표면 청정성을 유지시키며 고습도에서 용접을 하지 않음으로써, 예를 들면, 습도가 약 75%를 초과하는, 보다 특별히 약 80%를 초과하는 경우 용접을 하지 않음으로써 수소 취성화로 인한 용접 균열 위험성을 감소시킬 수 있다. B가 강에 상당히 함유되는 경우, 즉 붕소 함량이 약 0.0003 내지 약 0.0025%인 경우, 경도가 개선되므로 Ceq 값의 상한치가 바람직하게는 약 0.58로 감소된다. Ceq 값이 약 0.4% 미만으로 제한되면, 약 900MPa 이상의 TS는 상기한 바와 같이 수득하기 어렵다. Ceq 값이 약 0.58을 초과하면, 용접 내균열성이 상당히 감소된다. 강이 붕소를 거의 함유하지 않으면, 즉 붕소 함량이 0%(포함) 내지 약 0.0003%(제외)인 경우, Ceq 값은 약 0.53 내지 약 0.7이 바람직하다. Ceq 값이 약 0.53 미만이면, 통상의 라인파이프용 강판의 중심에서 약 900MPa 이상의 TS를 수득하기 어려운 반면, Ceq 값이 약 0.7을 초과하는 경우, 상기한 바와 같이, 수소 취성화로 인한 용접 균열이 일어나기 쉽다.

P: 0.015% 이하

본 발명에 따라 제조한 강의 경우, 인 함량이 약 0.015%를 초과하는 경우, 슬랩 중심선 분리와 과립 경계선에서의 분리가 일어나기 쉬워서 과립간 취성화가 생긴다. 따라서, 인 함량은 약 0.015% 미만이 바람직하고 약 0.008% 미만이 더욱 바람직하다.

S: 0.003% 이하

S는 롤링 동안 연장되는 MnS 혼입물 형태로 특히 Ca의 부재하에 강 중에 침전된다. 이러한 혼입물은 강의 인성에 대해 역효과를 갖는 경향이 있다. 과량의 혼입물 성분을 방지하기 위해서는 황 함량이 약 0.003% 미만인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 황 함량은 약 0.0015% 미만이다.

P와 S 이외의 불순물 원소들이 통상적인 함량 범위에 함유될 수 있다. 불순물 함량은 최소가 바람직하다.

본 발명에 따라 제조되는 강은 본 발명의 취지와 범위를 벗어나지 않고 임의의 합금 원소들로부터 예상되는 통상의 효과를 수득하기 위해 다른 합금 원소들을 함유할 수 있다.

2. 미세구조

(a) 탄화물

본 발명에 따라 제조되는 강에 함유된 탄화물에는 주로 시멘타이트(Fe₃C)와 M₂₃(C, B)₆이 포함된다. 상기한 바와 같이, M₂₃(C, B)₆에서 "M"은 Fe, Cr 등과 같은 금속 이온을 나타낸다. 탄화물의 장축의 크기가 약 5㎛보다 길면, 강 인성이 감소되기 쉽다. 결론적으로, 목적하는 인성 성능이 수득되지 않는다. 따라서, 본 발명에 따라 제조된 강판 전체를 통한 본 명세서에서 정의한 탄화물 크기, 최대 탄화물의 평균값 또는 장축 방향의 평균 최대 크기는 열 군데 이상의 상이한 곳에 걸쳐서 평균하여 바람직하게는 약 5㎛ 미만이다. 본 발명에 따라 제조한 강 전체를 통한 탄화물 장축의 바람직한 크기는, 이후에 보다 상세하게 설명하는 바와 같이, C, Cr, Mo, B 등과 같은 각각의 합금 원소들의 함량을 적합한 범위로 맞추고 적합하게 가공 조절함으로써 수득할 수 있다.

(b) 혼합 구조 및 이전 γ 과립의 종횡비

본 발명에 따라 제조한 강에 있어서, 바람직하게는 하급 베이나이트와 마텐사이트의 혼합된 미세구조가 형성되고, 혼합된 미세구조는 바람직하게는 강의 전체 미세구조의 약 90용적% 이상을 차지한다. 여기서, 하급 베이나이트는 시멘타이트가 외형(lath-like) 베이나이트 아철산염 속에 침전되는 미세구조 구성성분을 지칭한다. 당해 혼합구조가 우수한 강도와 인성을 제공하는 이유는 마텐사이트가 생성되기 전에 생성되는 하급 베이나이트가 "벽"을 형성하여 냉각 동안 오오스테나이트 과립을 분할하기 때문이다. 이로써 마텐사이트의 성장이 억제되고 마텐사이트 다발(packet)이 조악해진다. 마텐사이트 다발 크기는 취성 파괴 표면에서 관찰되는 파괴 단위와 상호관련된다. 하급 베이나이트에 의해 다발 크기를 조절하기 위해서, 혼합된 미세구조 중의 하급 베이나이트의 양은 약 2용적% 이상이 바람직하다. 하급 베이나이트의 강도가 마텐사이트의 강도보다 낮기 때문에 하급 베이나이트의 양이 지나치게 높으면, 강의 강도는 대체로 감소되는 경향이 있다. 따라서, 혼합된 미세구조 중의 하급 베이나이트의 양은 바람직하게는 약 80용적% 미만, 더욱 바람직하게는 약 70용적% 미만이다. 전체 미세구조 중의 혼합된 미세구조와 혼합된 미세구조 중의 하급 베이나이트의 목적한 양은 바람직하게는 강판의 중심 또는 거의 중심, 표면 층에 가장 근접한, 강판 두께의 1/4 내 및 표면 층 각각에서, 즉 강판 전체를 통해 만족된다.

하급 베이나이트와 마텐사이트의 혼합된 미세구조의 목적한 인성을 수득하기 위해서, 오오스테나이트를 바람직하게는 충분히 끝처리한 다음, 끝처리되고 재결정화되지 않은 상태로부터 변형시킨다. 끝처리 후, 재결정화되지 않은 상태의 오오스테나이트는 바람직하게는 하급 베이나이트에 대한 고밀도의 핵형성 위치를 갖는다. 따라서, 하급 베이나이트는 바람직하게는 재결정화되지 않은 상태의 오오스테나이트 과립 속과 과립 경계에 존재하는 다수의 분산된 핵형성 위치로부터 생성된다. 이러한 효과를 거두기 위해서는 재결정화되지 않은 상태의 오오스테나이트 과립을 바람직하게는 충분히 변형시킨다. 바람직한 변형도는 약 3 이상의 종횡비에 의해 제시된다. 본 명세서와 청구의 범위에서 사용한 재결정화되지 않은 상태의 오오스테나이트 과립의 종횡비는 다음과 같이 정의된다: 종횡비= 롤링 방향으로 연장된 과립의 직경(길이) ÷ 강판 두께 방향에서 측정한 오오스테나이트 과립의 직경(너비)

3. 제조방법

강 슬랩의 가열온도가 약 950℃(1742℉) 미만인 경우, 통상의 롤링 밀은 일반적으로 강 슬랩으로 충분히 감소시키기에 불충분하다. 그 결과, 미세구조가 주조 구조의 변형을 통해 수득될 수 없다. 따라서, 사용되는 가열온도는 약 950℃(1742℉) 이상, 바람직하게는 약 1000℃(1832℉) 이상이다. 가열온도가 약 950℃(1742℉) 미만인 경우, Nb의 고형 용액은 일반적으로 불충분하다. 고형 용액 중의 Nb는 이어지는 열 롤링 단계에서의 재결정화를 억제한다. 그 결과, 변형 공정 또는 템퍼링 동안 불충분한 침전물 경화로 인해 변형 구조의 정련과 강도가 결여될 수 있다. 가열온도가 약 1250℃(2282℉)를 초과하는 경우, γ 과립이 조악해져서 특히 강판의 중심선에서의 인성이 감소된다.

열 롤링에서, 약 950℃(1742℉) 이하 내지 열 롤링이 종결되는 온도에 걸쳐 약 25% 이상의 누적 감소율이 이어지는 냉각단계에서 생성되는 하급 베이나이트 상과 마텐사이트 상을 정련하는 데 바람직하다. 약 950℃(1742℉) 이하 내지 열 롤링이 종결되는 온도에 걸쳐 약 50% 이상의 누적 감소율이 더욱 바람직하다. 약 950℃(1742℉)의 온도에서, Nb 함유 강의 재결정화 지연이 눈에 띤다. 약 950℃(1742℉) 이하의 비재결정화 온도 영역에서의 롤링을 통해 끝처리 효과가 누적될 수 있다. 약 950℃(1742℉) 이하의 온도에서의 롤링과 관련된, 본 명세서에서 사용하는 "누적 감소율"이란, 예를 들면, 다음과 같이 정의된다:

누적 감소율={(950℃(1742℉)에서의 두께-최종 강판 두께)/950℃(1742℉)에서의 두께}

누적 감소율의 상한치는 특별히 제한되지 않는다. 그러나, 누적 감소율이 약 90%를 초과하면, 강의 형태가 충분히 조절되지 않아서, 예를 들면, 평면도가 불량해진다. 그러므로, 누적 감소율은 약 90% 이하가 바람직하다.

롤링이 종결되는 온도는 Ar₃변형온도 이상의 온도 및 700℃(1292℉)의 온도 중에서 더 높은 온도가 바람직하다. 당해 온도가 700℃(1292℉) 미만인 경우, 강의 내변형성이 증가되어 끝처리 동안 형태 조절이 불충분해진다. 약 25% 이상의 누적 감소율을 수득하기에 바람직한 롤링 중단 온도의 상한치는 약 850℃(1562℉)이다.

냉각이 개시되는 온도는 다음과 같은 이유로 약 700℃(1292℉) 이상이 바람직하다. 당해 온도가 약 700℃(1292℉) 미만인 경우, 롤링 종결과 냉각 개시 사이의 시간으로 이어지는 냉각 동안 경도가 손상되어 인성이 현저히 감소된다. 목적하는 누적 감소율을 수득하기에 바람직한 당해 온도의 상한치는 약 850℃(1562℉)이다.

강의 중심 또는 거의 중심에서의 냉각속도가 약 10℃/sec(18℉/sec) 미만으로 제한되면, 약 900MPa(130ksi) 이상의 TS와 양호한 인성을 수득하기에 바람직한 미세구조는 일반적으로 강판 중심에서 수득될 수 없다. 즉, 조악한 탄화물 등이 수반되는 상급 베이나이트가 형성되어 약 5㎛ 이하의 장축 방향의 바람직한 최대 탄화물 크기가 제공될 수 없다. 강의 중심에서의 냉각속도가 약 45℃/sec(81℉/sec)를 초과하면, 표면 층 주위가 경화되어 표면 층의 인성이 감소된다. 그러므로, 중심 또는 거의 중심에서의 냉각속도는 약 10℃/sec(18℉/sec) 내지 약 45℃/sec(81℉/sec)가 바람직하다. 그러나, 약 70℃/sec(158℉/sec) 이하, 더욱 바람직하게는 약 65℃/sec(149℉/sec) 이하의 보다 빠른 냉각속도가 본 발명의 범위 내에서의 화학과 함께 강에 대해 사용될 수 있다.

냉각이 종결되는 온도가 강의 중심 또는 거의 중심에서 약 450℃(842℉)를 초과하면, 마텐사이트 등의 생성이 강판 중심에서 불충분하여 목적한 강도를 수득할 수 없다. 따라서, 강판의 중심 또는 거의 중심에서 냉각이 종결되는 온도는 약 450℃(842℉) 이하가 바람직하다. 당해 온도의 하한치는 실온일 수 있다. 그러나, 당해 온도의 하한치가 약 100℃(212℉) 미만인 경우, 강의 내부열을 사용하는 서행 냉각에 의한 탈수소화 및 평면화기에 의한 가온 평면화가 불충분해질 수 있다. 그러므로, 당해 온도의 하한치는 약 100℃(212℉) 이상이 바람직하다.

상기한 냉각 종결 후, 롤링된 강을 바람직하게는 실온으로 대기 속에서 냉각시킨다. 그러나, 수소가 고인장강도 강에서 잘 일어나는 단점을 일으키지 않도록 탈수소화 공정을 수행하기 위해, 냉각이 종결되는 온도는 실온보다 높고 상기한 촉진된 냉각 후에 롤링된 강이 서서히 실온으로 냉각되는 것이 바람직하다. 이러한 서행 냉각속도는 약 50℃/min 이하가 바람직하다. 서행 냉각은 강판 위에 절연 블랭킷을 걸쳐 놓는 것과 같이 당해 분야의 숙련가에게 공지된 임의의 적합한 수단으로 수행할 수 있다.

강의 인성을 보다 크게 하거나 강을 보다 확실히 탈수소화하기 위해, 템퍼링을 약 675℃(1247℉) 이하의 온도에서 수행하는 것이 바람직하다. 수소에 의한 결점을 방지하기 위해, 상기한 촉진된 냉각 후 롤링된 강을 템퍼링 온도로 가열하고 실온으로 냉각시키지 않는 것이 바람직하다. 템퍼링 온도의 하한치는 템퍼링이 상당히 진행되는 한 약 500℃(932℉) 미만일 수 있다. 그러나, 템퍼링 온도가 약 500℃(932℉) 미만인 경우, 양호한 인성이 수득될 수 없다. 따라서, 템퍼링 온도의 하한치는 약 500℃(932℉)가 바람직하다. 반면, 템퍼링 온도가 약 675℃(1247℉)를 초과하는 경우, 카바이드의 조악화 및 전위 밀도의 감소가 일어나서 목적한 강도를 수득할 수 없다. 그러므로, 템퍼링 온도의 상한치는 약 675℃(1247℉)가 바람직하다.

본 발명에 따르는 강은 바람직하게는 거의 슬랩 전체, 바람직하게는 슬랩 전체의 온도를 증가시키는 적합한 수단으로, 예를 들면, 슬랩을 일정 시간 동안 노 속에 넣어둠으로써 가열하거나 재가열한다. 본 발명의 범위 내의 임의의 강 조성물에 사용되는 특정한 가열온도는 당해 분야의 숙련가가 경험에 의해 또는 적합한 모델을 사용하여 계산함으로써 쉽게 결정할 수 있다. 또한, 슬랩 거의 전체, 바람직하게는 슬랩 전체의 온도를 목적하는 가열온도로 증가시키는 데 필요한 노 온도 및 가열 시간은 표준 산업 문헌을 참조로 당해 분야의 숙련가가 쉽게 결정할 수 있다.

본 발명의 범위 내의 임의의 강 조성물의 경우, Ar₃변형온도(즉, 냉각 동안 오오스테나이트가 아철산염으로 변형되기 시작하는 온도)는 강 화학에 좌우되고, 더욱 바람직하게는 롤링 전의 가열온도, 탄소 농도, 니오브 농도 및 롤링 공정에 제시된 감소량에 좌우된다. 당해 분야의 숙련가는 각각의 강 조성물에 대한 이 온도를 경험에 의해 또는 모델을 계산하여 결정할 수 있다.

가열온도 또는 재가열온도는 거의 강 전체 또는 강 전체에 적용된다. 강 표면에서 측정되는 온도는, 예를 들면, 광학 고온계를 사용하거나 강 표면을 측정하기에 적합한 임의의 기타 장치로 측정할 수 있다. 본 명세서에서 언급한 급냉 또는 냉각속도는 강판 중심 또는 거의 중심에서의 속도이다. 하나의 양태에서, 본 발명에 따르는 강 조성물의 실험적 가열 동안 중심 온도 측정을 위해 열전쌍을 강의 중심 또는 거의 중심에 놓고 광학 고온계를 사용하여 표면 온도를 측정한다. 중심 온도와 표면 온도의 관계를 강 조성물의 동일하거나 거의 동일한 후속 공정 동안 사용하여 표면 온도를 직접 측정함으로써 중심 온도를 측정할 수 있다. 냉각속도를 바람직하게 촉진시키기 위해 필요한 냉각 유체 또는 급냉 유체의 온도 및 유속은 표준 산업 문헌을 참조하여 당해 분야의 숙련가가 결정할 수 있다.

실시예

이제 본 발명을 실시예로 설명할 것이다.

시험 1:

표 1 및 표 2는 본 발명에 따르는 강의 화학적 조성을 나타낸다.

시험하고자 하는 강판을 다음 방법으로 제조한다. 화학적 조성이 표 1 및 표 2와 같은 강을 통상적인 방법으로 용융된 형태로 제조한다. 용융된 강을 액체 코어 수직 벤딩형(liquid core-vertical bending type) C. C. 기계로 연속 주조하여 두께가 200㎜인 연속 주조 강 슬랩을 수득한다. 강 슬랩을 실온으로 냉각시킨다. 이어서, 강 슬랩을 다시 가열하고 다양한 조건하에 롤링시킨 다음, 냉각시켜 두께가 25㎜인 강 슬랩을 수득한다.

표 3은 사용된 롤링 조건과 열처리 조건을 나타낸다.

위에서 수득한 각각의 강판 중심부에서 시험편을 수득한다. 시험편으로 인장 시험(JIS Z 2241, JIS Z 2201에 따른 시험편 번호 4)과 2㎜ V-노치를 사용한 샤피 충격 시험(JIS Z 2242, JIS Z 2202에 따른 시험편 번호 4)을 수행한다.

또한, 용접부의 용접 영역으로 인장 시험과 샤피 충격 시험을 수행한다. 인장 시험에서 사용하는 용접부는 두께가 25㎜이고 싱글 V 그루브로 가장자리가 제조된 상기 강판 위에서 4층 침수 아크 용접(열 유입량: 4kJ/㎜)을 수행함으로써 형성된다. 샤피 충격 시험에서 사용하는 용접부는 두께가 25㎜이고 싱글 경사 그루브로 가장자리가 제조된 상기 강판 위에서 4층 침수 아크 용접(열 유입량: 4kJ/㎜)을 수행함으로써 형성된다. 이러한 용접부로부터 시험편을 수득한다. 용접에서 사용하는 플럭스와 와이어는 100ksi 고인장강도 강의 용접에 사용되는 시판품이다. 인장 시험에서 사용하는 시험편은 JIS Z 3121에 따르는 시험편 번호 1이다. 샤피 충격 시험에 사용되는 시험편은 JIS Z 3128에 따라 강판 두께의 1/2 지점에서 수득되어 육안 에칭으로 관찰할 때 노치 팁(notch tip)이 퓨전 라인(fusion line)과 일치한다. 샤피 충격 시험에서의 시험 온도는 기본 강의 경우는 -40℃이고 용접 영역의 경우는 -20℃이다.

특정 부위의 조립 동안의 용접성을 평가하기 위해, 조건이 가장 엄격한 특정 부위의 용접 조건과 동등한 y-그루브 억제 균열 시험(JIS Z 3158)을 수행한다. 고인장강도 강을 용접하는 데 사용되도록 고안된 용접봉을 사용하여 용접 비드를 예열하지 않고 둔다(대기 온도 25℃). 수소량은 기체 크로마토그래피로 측정하면 1.2cc/100g이다.

표 4는 위의 시험 결과를 나타낸다.

비교실시예의 시험 번호 X1 내지 X12는 기본 강판의 중심에서의 인성과 용접부의 인성이 예외없이 낮다. 코어의 특정 충격 시험에서, 파괴 표면은 연속 주조 동안의 중심 분리에 의해 일어난 미소한 균열을 나타낸다.

시험 번호 X9 내지 X11에서는 용접 균열이 관찰된다.

반면, 본 발명의 실시예의 시험 번호 1 내지 12에서 기본 강은 TS가 약 900MPa(130ksi) 이상이고 흡수 에너지가 약 200J(198J인 시험 번호 10은 본 발명의 목적을 위해 약 200J로 간주한다) 이상이며, 용접부는 양호한 강도와 인성을 나타낸다. 또한, 시험편의 파괴 표면은 연속 주조로부터 유도된 어떠한 이상도 나타내지 않는다.

특정 부위의 용접성에 대해, 예열을 수행하지 않더라도 y-그루브 억제 균열 시험에서는 균열이 일어나지 않는다.

시험 2:

표 5 및 표 6은 시험된 강판의 화학 조성을 나타낸다. 강판을 다음 방법으로 제조한다. 화학 조성이 표 5 및 표 6과 같은 강을 통상적인 방법으로 용융된 형태로 제조한다. 이어서, 용융된 강을 주조한다. 이렇게 수득한 주조 강을 다양한 조건하에 롤링시켜 두께가 12 내지 35㎜인 강판을 수득한다.

표 7은 롤링 조건과 열처리 조건을 나타낸다. 표 8은 각각의 시험 번호에 상응하는 강판 중심에서의 미세구조를 나타낸다.

위에서 수득된 각각의 강판 중심부에서 시험편을 수득한다(인장 시험 시험편: JIS Z 2201에 따른 시험편 번호 10; 충격 시험편: JIS Z 2202에 따른 시험편 번호 4). 시험편으로 인장 시험(JIS Z 2241)과 2㎜ V-노치를 사용한 샤피 충격 시험(JIS Z 2242)을 수행한다. 용접부는 시판되는 용접용 플럭스와 와이어를 사용하여 침수 아크 용접으로 제조한다. 이러한 용접부로 인장 시험과 샤피 충격 시험을 수행한다. 특정 부위의 조립 동안의 용접성을 평가하기 위해, SMAW(Shieled Metal Arc Welding: 실드 금속 아크 용접: 수동식 용접)용의 시판되는 용접봉을 사용하여 y-그루브 억제 균열 시험(JIS Z 3158)을 수행한다. 용접봉에 대해 습도 조건을 일정하게 유지시켜 1.5cc/100g의 확산 수소량을 수득한다.

표 9는 위의 시험 결과를 나타낸다.

비교실시예의 시험 번호 11 및 12는 시험 강의 화학적 조성이 본 발명을 따르지만, 비재결정화 온도 영역에서의 누적 감소율의 결여로 인해 인성이 낮음을 나타낸다. 시험 번호 13은 코어의 필요한 TS가 낮은 냉각속도로 인해 수득되지 않는다. 시험 번호 14는 과도하게 높은 탄소 함량 때문에 인성이 낮고 시험 번호 15는 과도하게 높은 규소 함량 때문에 인성이 낮으며 시험 번호 16은 과도하게 높은 망간 함량 때문에 인성이 낮고 시험 번호 17은 과도하게 높은 구리 함량 때문에 인성이 낮으며 시험 번호 19는 과도하게 높은 크롬 함량 때문에 인성이 낮고 시험 번호 20은 과도하게 높은 몰리브덴 함량 때문에 인성이 낮으며 시험 번호 21은 과도하게 높은 바나듐 함량 때문에 인성이 낮다. 시험 번호 18의 불량한 인성은 Ni가 함유되지 않았기 때문이다. 시험 번호 22의 불량한 인성은 Nb가 함유되지 않았기 때문이고 시험 번호 23의 불량한 인성은 과도하게 높은 니오브 함량 때문이며 시험 번호 24의 불량한 인성은 과도하게 높은 티탄 함량 때문이다. 시험 번호 25의 경우, 붕소 비함유 강에 대한 Ceq가 너무 낮아 필요한 강도가 수득되지 않는다. 시험 번호 26의 낮은 인성은 과도하게 높은 붕소 함량 때문이며 시험 번호 28의 불량한 인성은 과도하게 높은 질소 함량 때문이며 시험 번호 30의 낮은 인성은 과도하게 높은 Ceq 값 때문이고 시험 번호 32의 낮은 인성은 과도하게 높은 Vs 값 때문이다. 시험 번호 27의 경우, 과도하게 높은 알루미늄 함량 때문에 목적하는 인성이 수득되지 않는다. 시험 번호 29에서는 과도하게 낮은 Ceq 값 때문에 900MPa 이상의 TS가 수득되지 않는다. 시험 번호 31은 본 발명의 미세구조 필요조건을 만족시키지 않는다. 시험 번호 14에서는 과도하게 높은 탄소 함량 때문에 용접 균열이 일어나고 시험 번호 30에서는 과도하게 높은 Ceq 값 때문에 용접 균열이 일어나며 시험 번호 32에서는 과도하게 높은 Vs 값 때문에 용접 균열이 일어난다.

본 발명의 실시예 시험 번호 1 내지 10에서는 약 900MPa(130ksi) 이상의 TS와 -40℃에서 약 120J 이상의 흡수 에너지가 수득된다. 또한, 용접부는 -20℃에서 약 100J 이상의 흡수 에너지를 나타낸다. 또한, 용접부는 조건이 가장 엄격한 특정 부위의 용접 조건과 동등한 y-그루브 억제 균열 시험에서 예열하지 않고 용접시켜도 균열이 생기지 않는다. 본 발명에 따라, 기초 금속과 용접부로 측정한 TS가 900MPa 이상이고 흡수 에너지가 120J 이상이며 특정 부위의 조립 동안의 용접성이 양호한 고인장강도 강을 연속 주조법으로도 제조할 수 있다. 또한, 이러한 강은 열 존재 영역(HAZ) 또는 용접부에서 -20℃에서의 충격 에너지(즉, -20℃에서의 vE)가 약 70J(52ft-lb) 이상이다. 그 결과, 작업 압력이 높은 파이프라인을 용접 효율을 감소시키지 않고 저렴하게 제작할 수 있다. 따라서, 본 발명은 파이프라인을 통한 수송 효율의 개선에 기여한다.

본 발명의 방법에 따라 제안된 강이 라인파이프 적용에 적합하지만, 이러한 강의 용도가 라인파이프 적용에 제한되는 것은 아니다. 이러한 강은 다양한 가압 용기 등과 같은 다른 적용에도 적합할 수 있다.

^*는 본 발명의 바람직한 범위 밖의 값을 나타낸다.

^*는 시험 결과가 목적한 수준을 수득하지 못한 것을 나타낸다.

^*는 본 발명의 바람직한 범위 밖의 값을 나타낸다.

강 번호 또는 TMCP 기호에서의^*는 본 발명의 바람직한 범위 밖의 값을 나타내고, 시험 결과에서의^*는 목적하는 수준을 수득하지 못한 것을 나타낸다.

Claims

인장강도가 약 900MPa(130ksi) 이상인 강에 있어서,

철; 탄소(C) 약 0.02 내지 약 0.1중량%, 규소(Si) 0 내지 약 0.6중량%, 망간(Mn) 약 0.2 내지 약 2.5중량%, 니켈(Ni) 약 0.2 내지 약 1.2중량%, 니오브(Nb) 약 0.01 내지 약 0.1중량%, 티탄(Ti) 약 0.005 내지 약 0.03중량%, 알루미늄(Al) 0 내지 약 0.1중량%, 질소(N) 약 0.001 내지 약 0.006중량%, 구리(Cu) 0 내지 약 0.6중량%, 크롬(Cr) 0 내지 약 0.8중량%, 몰리브덴(Mo) 0 내지 약 0.6중량%, 바나듐(V) 0 내지 약 0.1중량%, 붕소(B) 0 내지 약 0.0025중량% 및 칼슘(Ca) 0 내지 약 0.006중량%로 이루어진 부가제, 및 인(P) 약 0.015중량% 이하 및 황(S) 약 0.003중량% 이하를 포함하는 불순물을 포함하는 재가열된 강 슬랩(steel slab)으로부터 제조되고 수학식 1로 정의되는 Vs 값이 약 0.15 내지 약 0.42이며 탄화물의 크기가 약 5㎛ 미만인 강.

수학식 1

위의 수학식 1에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
제1항에 있어서, Vs 값이 약 0.28 내지 약 0.42인 강.
제1항에 있어서, 마텐사이트와 하급 베이나이트의 혼합 구조를 포함하는 미세구조를 추가로 포함하고, (i) 혼합 구조가 미세구조의 약 90용적% 이상을 차지하며 (ii) 하급 베이나이트가 혼합 구조의 약 2용적% 이상을 차지하고 (iii) 이전(prior) 오오스테나이트 과립의 종횡비가 약 3 이상인 강.
제1항에 있어서, 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.7인 강.

수학식 2

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
제1항에 있어서, (a) 마텐사이트와 하급 베이나이트의 혼합 구조를 포함하는 미세구조를 추가로 포함하고, (i) 혼합 구조가 미세구조의 약 90용적% 이상을 차지하며 (ii) 하급 베이나이트가 혼합 구조의 약 2용적% 이상을 차지하고 (iii) 이전 오오스테나이트 과립의 종횡비가 약 3 이상이며, (b) 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.7인 강.

수학식 2

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
제1항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 0 내지 약 0.0003중량%인 강.
제3항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 0 내지 약 0.0003중량%인 강.
제1항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 0 내지 약 0.0003중량%이며 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.53 내지 약 0.7인 강.

수학식 2

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
제1항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 0 내지 약 0.0003중량%이며 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.53 내지 약 0.7이고, 마텐사이트와 하급 베이나이트의 혼합 구조를 포함하는 미세구조를 포함하고, (i) 혼합 구조가 미세구조의 약 90용적% 이상을 차지하며 (ii) 하급 베이나이트가 혼합 구조의 약 2용적% 이상을 차지하고 (iii) 이전 오오스테나이트 과립의 종횡비가 약 3 이상인 강.

수학식 2

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
제1항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 약 0.0003 내지 약 0.0025중량%인 강.
제3항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 약 0.0003 내지 약 0.0025중량%인 강.
제1항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 약 0.0003 내지 약 0.0025중량%이며 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.58인 강.

수학식 2

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
제1항에 있어서, 망간 함량이 약 0.2 내지 약 1.7중량%이고 붕소 함량이 약 0.0003 내지 약 0.0025중량%이며 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.58이고, 마텐사이트와 하급 베이나이트의 혼합 구조를 포함하는 미세구조를 포함하고, (i) 혼합 구조가 미세구조의 약 90용적% 이상을 차지하며 (ii) 하급 베이나이트가 혼합 구조의 약 2용적% 이상을 차지하고 (iii) 이전 오오스테나이트 과립의 종횡비가 약 3 이상인 강.

수학식 2

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
(a) 강 슬랩을 약 950℃(1742℉) 내지 약 1250℃(2282℉)로 가열하는 단계,

(b) 강 슬랩을 약 950℃(1742℉) 이하의 온도에서의 누적 감소율이 약 25% 이상인 조건하에 열 롤링시켜 강판(steel plate)을 형성시키는 단계,

(c) 열 롤링 단계를 Ar₃변형온도 이상의 온도 및 약 700℃(1292℉)의 온도 중에서 더 높은 온도에서 종결시키는 단계 및

(d) 강판을, 약 700℃(1292℉) 이상의 온도에서 강판의 거의 중심의 온도가 약 450℃(842℉) 이하로 될 때까지 강판의 거의 중심에서 측정하였을 때 약 10 내지 약 45℃/sec(약 18 내지 약 81℉/sec)의 냉각속도로 냉각시키는 단계를 포함하는, 인장 강도가 약 900MPa(130ksi) 이상인 강판의 제조방법.
제14항에 있어서, (e) 강판을 약 675℃(1247℉) 이하의 온도에서 템퍼링시키는 단계를 추가로 포함하는 방법.
제14항에 있어서, 강판이 철; 탄소(C) 약 0.02 내지 약 0.1중량%, 규소(Si) 0 내지 약 0.6중량%, 망간(Mn) 약 0.2 내지 약 2.5중량%, 니켈(Ni) 약 0.2 내지 약 1.2중량%, 니오브(Nb) 약 0.01 내지 약 0.1중량%, 티탄(Ti) 약 0.005 내지 약 0.03중량%, 알루미늄(Al) 0 내지 약 0.1중량%, 질소(N) 약 0.001 내지 약 0.006중량%, 구리(Cu) 0 내지 약 0.6중량%, 크롬(Cr) 0 내지 약 0.8중량%, 몰리브덴(Mo) 0 내지 약 0.6중량%, 바나듐(V) 0 내지 약 0.1중량%, 붕소(B) 0 내지 약 0.0025중량% 및 칼슘(Ca) 0 내지 약 0.006중량%로 이루어진 부가제, 및 인(P) 약 0.015중량% 이하 및 황(S) 약 0.003중량% 이하를 포함하는 불순물을 포함하고 수학식 1로 정의되는 Vs 값이 약 0.15 내지 약 0.42이며 탄화물의 크기가 약 5㎛ 미만인 방법.

수학식 1

위의 수학식 1에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.
제14항에 있어서, 강판의 Vs 값이 약 0.28 내지 약 0.42인 방법.
제14항에 있어서, 강판이 (a) 마텐사이트와 하급 베이나이트의 혼합 구조를 포함하는 미세구조를 포함하고, (i) 혼합 구조가 미세구조의 약 90용적% 이상을 차지하며 (ii) 하급 베이나이트가 혼합 구조의 약 2용적% 이상을 차지하고 (iii) 이전 오오스테나이트 과립의 종횡비가 약 3 이상인 방법.
제14항에 있어서, 수학식 2로 정의되는 Ceq 값이 약 0.4 내지 약 0.7인 방법.

수학식 2

위의 수학식 2에서,

각각의 원자 기호는 함량(중량%)을 나타낸다.