KR101143029B1

KR101143029B1 - 고강도, 고인성 및 고변형능 라인파이프용 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101143029B1
Application number: KR1020090118318A
Authority: KR
Inventors: 서동한; 유장용; 배무종
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2009-12-02
Filing date: 2009-12-02
Publication date: 2012-05-08
Also published as: KR20110061807A

Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.08%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 질소(N): 0.003~0.01%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 니켈(Ni): 0.4% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강판에 관한 것이다. 또한, 상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1100~1180℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 1000~1100℃의 온도에서 패스당 평균 10%이상의 압하율로 압연하는 재결정역 압연단계; 800~950℃에서 누적 압하량 70% 이상으로 압연하는 미재결정역 압연단계; 및 상기 압연된 강판을 2단 냉각하는 단계를 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

라인파이프용 강판, 페라이트, 베이나이트, 도상 마르텐사이트

Description

고강도, 고인성 및 고변형능 라인파이프용 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH, TOUGHNESS AND DEFORMABILITY STEEL PLATE FOR PIPELINE AND MANUFACTURING METOD OF THE SAME}

본 발명은 기후 조건이 열악한 한랭지에서 사용할 수 있는 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 API-X100급이 요구하는 강도, 저온인성 및 변형능을 만족하는 라인파이프용 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근들어 시베리아, 알래스카 등지와 같이 기후 조건이 나쁜 한랭지의 유전 개발이 점차 활발해짐에 따라, 라인파이프용 강판의 저온 인성 요구 조건이 강화되고 있다. 특히, 파이프 구조물의 충분한 안정성을 확보하기 위하여, 기존에는 0℃ 또는 -10℃ 수준에서의 보증을 요구하였으나, 최근에는 파이프로 제조된 상태에서 -20℃ 보증이 가능한 수준의 라인파이프 강관이 요구되고 있다.

일반적으로 라인파이프용 강판이 저온에서 안전하게 사용되기 위해서는 취성 파괴 정지 특성을 나타내는 DWTT(Drop weight tear test)특성이 우수하여야 한다. 종래 환경에서는 파이프 상태에서 DWTT 연성 파면율이 -10℃에서 85% 이상이면 사용이 가능했으나, 극한 한랭지 환경에서는 파이프 상태에서 DWTT 연성 파면율이 -20℃에서 85% 이상인 고인성이 요구되고 있다.

또한, 지진에 대한 파이프라인의 안정성 측면이나, 한랭지로 갈수록 동토의 해빙시 토양의 이동에 의한 파이프라인의 붕괴 위험의 측면에서, 파이프 축 방향으로의 우수한 파이프 변형능도 요구된다. 이러한 파이프 축 방향의 변형능은 파이프 상태에서의 항복 현상 및 균일 연신율에 의해 결정되는 것으로 알려져 있으며, 지진 및 토양의 이동에 대한 저항성을 갖기 위해서는 항복강도 100ksi급 강판의 경우에는 파이프 상태에서 좌굴변형율이 1.5% 이상의 값이 요구된다.

종래에도 파이프 상태에서 변형능이 우수한 강판에 대한 연구는 존재하였으며 이들 중 대표적인 기술로는 일본 특허공개공보 제 2003-293075호를 들 수 있으며, 상기 기술은 Mn/20 + Cu/20+ Ni/60 + Cr/32 + Mo/7 값이 0.11이고, 에스팩트비(Aspect ratio)가 4.0인 도상 마르텐사이트 조직 5~20%를 함유하는 베이나이트 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강을 이용한 내좌굴 특성이 우수한 강부재에 관한 것이다.

또한, 다른 기술로는 일본 특허공개공보 제2004-131799호를 들 수 있는데, 이 기술은 모재부의 조직이 평균 입경으로 5㎛ 이하의 페라이트를 면적률로 20%이상 함유하는 베이나이트 조직이고, 용접열영향부의 조대한 구오스테나이트 입계에 생성한 조직 중에 하부 베이나이트를 면적률로 5%이상 함유하는 것을 특징으로 하는 변형성능, 저온인성 및 HAZ인성이 우수한 고강도 강관 및 그 제조방법에 관한 것이다.

그리고, 또 다른 기술로는 일본 특허공개공보 제2004-143499호를 들 수 있는데 이 기술은 평균 결정립 10㎛ 이하, 면적율이 70~90%의 페라이트를 함유하는 미세조직을 갖고 X-선 회절로 측정시 구오스테나이트 함량이 5~15% 함유하는 것을 특징으로 하는 좌굴 특성이 우수한 고강도 강관 및 슬라브를 1050℃ 이상에서 재가열한 후 Ar3 온도 이상 900℃ 이하의 온도에서 누적 압하율 65% 이상으로 압연을 하고, Ar3 온도 이상의 온도로부터 5℃/s 이상으로 냉각하고 냉각조건을 제어하여 강관을 제조하는 방법에 관한 것이다.

상술한 일본 특허공개공보에 나타난 기술들은 모두 소성변형 특성이 우수한 파이프에 대한 것으로, 6% 이상의 균일연신율을 나타내지만, 파이프에 내식 코팅을 하기 위해 파이프를 최대 250℃로 열처리를 하면 변형 시효에 의해 불연속 항복이 일어나므로 소성 변형능은 급격히 저하될 수 밖에 없으므로 극한지나 지진대 등에 쉽게 적용하기 어렵다.

따라서, 이러한 문제를 해결하기 위하여 내식 코팅 열처리를 실시하여도 우수한 소성 변형능을 나타내는 라인파이프용 강판에 관한 연구가 수행되었으며, 일본 특허공개공보 제2002-220634호에서는 변형 시효의 원인인 C와 N의 함량을 제한하고, 또한 Nb와 Ti를 첨가하여, 이들의 원소와 C와 N을 결합시킴으로써 변형시효를 억제하는 방법을 제안하고 있지만, 압연 중 탄질화물 석출을 위해 극단적으로 저온 압연을 실시하므로 생산성이 극단적으로 저하되고 제조 비용이 상승한다는 문제점이 있다.

또한, 일본 특허공개공보 제2007-302947호에는 양호한 HAZ 인성을 가지고 코팅열처리 후에도 변형능을 가지는 강판과 강관의 제조 방법이 제안되어 있다. 하지만 Cr의 첨가량이 0.5~1.5중량%로 다량 함유되어 있어 좋지 않다. 인성에 대한 물성의 효과를 충격에너지 값으로만 표현되어 있는데 연성파괴 특성을 나타내는 DWTT에 대한 효과는 나타나 있지 않다. 또한 압연종료온도가 700~850℃로 낮아 생산성이 다소 떨어지는 단점이 있다.

본 발명은 극한지에서도 라인파이프에 적용할 수 있도록, 강판의 성분계를 최적화하고 열간압연된 강판의 냉각시 2단냉각하여 미세조직을 제어하여 강도, 저온인성 및 변형능을 향상시킨 API-X100급 라인파이프용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 일실시예로서, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.08%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 질소(N): 0.003~0.01%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 니켈(Ni): 0.4% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고 미세조직은 도상 마르텐사이트(MA): 3~10%, 페라이트: 5~20% 및 잔부 베이나이트를 포함하는 라인파이프용 강판을 제공한다.

상기 강판은 중량%로, 크롬(Cr): 0.1~0.5% 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 중 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다.

상기 도상 마르텐사이트(MA)의 결정립 크기가 3㎛ 이하인 것이 바람직하며, 상기 페라이트 및 베이나이트의 결정립 크기가 8㎛ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명은 다른 실시예로서, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.08%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 질소(N): 0.003~0.01%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 바나듐(V): 0.05% 이하, 니켈(Ni): 0.4% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1180℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 1000~1100℃의 온도에서 패스당 평균 10%이상의 압하율로 압연하는 재결정역 압연단계; 800~950℃에서 누적 압하량 70% 이상으로 압연하는 미재결정역 압연단계; 상기 압연된 강판을 Ar3 변태점 이상에서 5~10℃/s의 냉각속도로 Ar1 변태점 이상의 온도까지 냉각하는 제1냉각단계; 및 상기 냉각된 강판을 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도)-50℃ ~ Ms-200℃ 범위내로 10~30℃/s의 속도로 냉각하는 제2냉각단계를 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법을 제공한다.

상기 제조방법은 상기 재결정역 압연단계와 상기 미재결정역 압연단계 사이에서 압연없이 공냉하는 것이 바람직하다.

본 발명을 통하여, 강도, 인성 및 변형능이 우수한 라인파이프용 강판을 제공할 수 있으며, 상기 라인파이프용 강판은 API-X100급이 요구하는 기계적 물성을 충분히 만족할 수 있다.

본 발명은 성분계 및 제조방법을 제어하여, 도상 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 포함한 미세조직을 갖는 강도, 인성 및 변형능이 우수한 라인파이프용 강판을 제공한다.

본 발명자는 페라이트를 포함하는 경우 페라이트에 의하여 자유탄소의 농도가 저하되어 전위의 이동을 향상시켜 변형능을 증가시킬 수 있으며, 도상 마르텐사이트를 포함하는 경우 도상 마르텐사이트 주위에 국부적으로 가동전위가 증가되어 변형능이 증가될 수 있고, 미세조직의 결정립 크기를 미세화하여 인성을 증가시킬 수 있음을 알아내었고, 이를 이용하기 위하여 성분계 및 제조방법을 최적화하여 본 발명을 완성하게 된 것이다.

이하, 본 발명 강판의 성분계에 대하여 먼저 설명한다.

탄소(C): 0.03~0.08중량%

탄소는 강의 강도를 효율적으로 향상시킬 수 있는 원소이다. 탄소의 함량이 0.03중량% 미만인 경우에는 강도가 향상효과가 미미하여, 본 발명이 의도하고자 하는 강도를 만족시키기 위해서는 다량의 고가 합금원소를 첨가하여야 하므로, 비경 제적이다. 반면에, 탄소의 함량이 0.08중량%를 초과하는 경우에는 용접성, 성형성, 인성 및 변형능을 저해한다.

실리콘(Si): 0.05~0.5중량%

실리콘은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과를 얻을 수 있는 원소이다. 실리콘의 함량이 0.05중량% 미만인 경우에는 용강의 탈산이 충분히 이루어지지 않아 인성이 저하될 수 있으며, 강도가 충분히 확보되지 못한다. 반면에, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 용접부의 열영향부에 도상 마르텐사이트(MA) 등이 생성되어 용접부의 인성을 저해시킬 수 있다.

망간(Mn): 1.4~2.0중량%

망간은 고용강화 효과 및 인성을 향상시키며, 도상 마르텐사이트의 생성을 촉진시킬 수 있는 원소이다. 망간의 함량이 1.4중량% 이상인 경우에 소입성의 증가 효과와 충분한 항복강도(100ksi급 강재에서 요구되는 항복강도)를 얻을 수 있다. 그러나, 2.0중량%를 초과하는 경우에는 슬라브 주조시 중심부 편석이 발생하여 최종 제품의 인성 및 용접성이 저해될 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01~0.05중량%

알루미늄은 실리콘과 함께 탈산제로 첨가되며 첨가시 강의 고용강화 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여는 알루미늄의 함량은 0.01중량% 이상인 것이 바 람직하다. 그러나, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

티타늄(Ti): 0.005~0.02중량%

티타늄은 TiN 석출물을 형성하여 슬라브를 가열하거나 열간 압연시 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 최종 제품의 조직입도를 미세화시키고, 이로 인하여 강의 인성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 티타늄의 함량이 0.005중량% 미만인 경우에는 TiN 석출물의 형성이 불충분하여 오스테나이트의 입도성장 억제효과가 미미하다. 반면에, 0.02중량%를 초과하는 경우에는 티타늄이 지나치게 많이 존재하여 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출되어 입도의 미세화에 악영향을 준다.

니오븀(Nb): 0.02~0.07중량%

니오븀은 결정립을 미세화시키고 고강도 조직인 베이나이트 형성을 촉진시키는 원소이다. 니오븀의 함량이 0.02중량% 미만인 경우에는 상기 효과가 미미하므로 본 발명의 강은 0.02중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.07중량%를 초과하는 경우에는 저온변태상의 생성이 촉진되어 용접 열영향부의 인성이 저하될 수 있는 문제점이 있다.

칼슘(Ca): 0.0005~0.004중량%

칼슘은 MnS개재물을 구상화시켜 개재물 주변의 균열을 방지할 수 있다. 그러 나, 0.0005중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 이러한 효과가 미미하다. 따라서, 칼슘은 0.0005중량% 이상을 포함하는 것이 바람직하나, 0.004중량%를 초과하는 경우에는 CaO계 개재물이 다량 형성될 수 있어서 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

질소(N): 0.003~0.01중량%

질소는 강의 인성을 저하시킬 수 있으므로, 그 함량을 최소한으로 제어하는 것이 일반적이나, 본 발명에서 질소는 티타늄과 반응하여 TiN 석출물을 형성하여 슬라브 재가열과정에서 결정립의 성장을 억제시킬 수 있다. 이러한 효과를 발휘하기 위하여는 질소는 0.003중량%이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.01중량%를 초과하는 경우에는 질소가 너무 많이 포함되어 TiN 석출물이 아니라 고용질소로 존재하게 되어 오히려 인성을 크게 저하시킬 수 있는 문제점이 있다.

더불어, 티타늄과 질소의 함량비는 2≤Ti/N≤4를 만족하는 경우 TiN 석출물을 적절히 형성할 수 있다.

바나듐(V): 0.05중량% 이하

바나듐은 탄소 및 질소와 V(C,N) 석출물을 형성하여 석출 강화 효과가 있으며, 소입성을 향상시켜 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 다만, 그 함량이 0.05중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 인성이 열화되는 문제점이 있다.

니켈(Ni): 0.4중량% 이하

니켈은 인성을 향상시키고, 취성 파괴 정지 특성을 향상시킬 수 있다. 하지만 다량 첨가될 경우 비경제적이므로 그 함량의 상한을 0.4중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

구리(Cu): 0.5중량% 이하

구리는 그 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우 용접열영향부의 인성이 저하되어 현장 용접성이 불량해진다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다. 다만, 그 중 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

인(P): 0.02중량% 이하

인은 강제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 인이 첨가되면 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하시키므로 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 인의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한은 0.02중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.005중량% 이하

황은 강제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 비금속개재물을 형성하여 강의 인성 및 강도를 저하시키므로 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 황의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황의 함량의 상한은 0.005중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

더불어, 본 발명의 강재는 하기 설명하는 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 원소를 추가적으로 첨가하는 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다.

크롬(Cr): 0.1~0.5중량%

크롬은 강도향상에 유효한 원소이며, 강냉 가속 냉각시 도상 마르텐사이트를 형성하는데 효과적인 원소이며, 고가의 몰리브덴 원소를 대체할 수 있다. 더불어, 강의 소성변형능을 향상시키고 극한지에서의 강의 변형에 대한 저항성에 영향을 준다. 상기 효과를 발휘하기 위하여 크롬은 0.1중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 지나치게 과량으로 포함되면 용접성이 열화될 수 있으므로, 그 함량의 상한은 0.5중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.3중량% 이하

몰리브덴도 크롬처럼 강의 강도향상에 유효한 원소이며, 저온 변태조직인 베이나이트를 형성하는데 효과적인 원소이다. 또한, 소입성 향상에 영향이 큰 원소로 강냉 가속냉각시 도상 마르텐사이트 형성에 기여하여 강의 강도를 향상시킬 수 있다. 다만, 지나치게 과량으로 포함되면 용접성이 열화될 수 있으므로, 그 함량의 상한은 0.3중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

상술한 성분계를 만족하는 본 발명 강판의 미세조직은 도상 마르텐사이트(MA): 3~10%, 페라이트: 5~20% 및 잔부 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다.

도상 마르텐사이트 3~10%를 포함하는 경우 상기 도상 마르텐사이트 주위에 국부적으로 가동전위가 많아져 강판의 변형능을 향상시킬 수 있다. 상기 도상 마르텐사이트 분율이 3% 미만인 경우에는 강도가 하락하고 변형능이 저하될 수 있다. 반면에, 10%를 초과하는 경우에는 지나치게 과량의 도상 마르텐사이트가 형성되어 변형능이 저하될 수 있다. 그리고, 상기 도상 마르텐사이트(MA)의 결정립 크기는 3㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 도상 마르텐사이트의 결정립 크기가 3㎛를 초과하는 경우 인성이 저하될 수 있다.

또한, 페라이트 5~20%를 포함하는 경우 전위 중심에 확산되어 전위의 이동을 억제하는 자유 탄소를 최소화시킬 수 있다. 더불어, 페라이트 및 베이나이트의 결정립 크기는 8㎛ 이하인 것이 바람직하다. 결정립의 크기가 8㎛를 초과하는 경우에는 강도가 하락하고 가동전위가 부족하게 되어 변형능이 저하될 수 있다.

이하, 본 발명 강판의 제조방법에 관하여 설명한다.

본 발명 강판의 제조방법은 상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1100~1180℃로 재가열한 후, 1000~1100℃의 온도에서 패스당 평균 10%이상의 압하율로 압연하는 재결정역 압연단계, 800~950℃에서 누적 압하량 70% 이상으로 압연하는 미재결정역 압연단계를 실시한 후 상기 압연된 강판을 2단 냉각하는 것이 바람직하다.

슬라브 재가열단계: 1100~1180℃

본 발명에서 티타늄, 니오븀, 바나듐이 선택적으로 추가되고, 고용 탄소, 고용 몰리브덴이 선택적으로 추가되어 미세 탄질화 석출물이 생성되고, 이로 인하여 미세조직 중 베이나이트가 형성되는 것이다. 따라서, 열간 압연 전 슬라브를 1100℃ 이상으로 가열하여 상기 탄질화 석출물을 용해시켜 상기 원소가 원자 상태로 존재하도록 제어하는 것이 바람직하다. 그러나, 1180℃를 초과하는 경우에는 TiN이 용해되어 오스테나이트의 결정립을 조대화시킬 수 있는 문제점이 있다. 따라서, 상기 슬라브의 재가열온도는 1100~1180℃로 한정하는 것이 바람직하다.

재결정역 압연단계: 1000~1100℃의 온도, 10% 이상의 평균 압하율

본 발명에서 니오븀의 함량이 0.02~0.07중량%이므로 상기 온도 범위에서 제결정역 압연을 실시하는 경우 압연시 오스테나이트가 완전 재결정될 수 있다. 1000℃ 미만의 온도범위에서 상기 압연이 실시될 경우 부분재결정이 일어나 조대한 오스테나이트와 미세한 오스테나이트가 혼합되어 형성되므로 미재결정역 압연단계에서 압하량이 큰 경우에도 인성이 크게 저하될 수 있다. 패스당 평균압하율은 10%이상인 것이 바람직하며, 10% 미만인 경우에는 오스테나이트가 부분 재결정되어 오스테나이트가 불균일하게 성장되어 최종 냉각 후 도상 마르텐사이트의 결정립 크기가 조대화되어 인성이 저하될 수 있다.

상기 재결정역 압연단계 후 하기 미제결정역 압연단계 사이에서 슬라브를 압연하지 않고 공냉시키는 것이 바람직하다. 슬라브를 압연하는 경우 오스테나이트의 부분 재결정이 일어나 조대한 오스테나이트가 생성되어 취성 파괴가 일어날 수 있다.

미재결정역 압연단계: 800~950℃의 온도, 70% 이상의 누적압하량

상기 미재결정역 압연은 길이방향으로 연신된 오스테나이트의 입계 및 입내 변형조직을 유기시켜 미세한 페라이트와 베이나이트를 형성하기 위하여 실시한다. 미재결정역 압연시 그 마무리 온도가 낮을수록 오스테나이트 변형도가 증가하여 인 성향상에 유리하나 800℃ 미만인 경우에는 변형된 등축 페라이트 조직이 형성되어 인성이 저하된다. 또한, 800℃ 미만의 온도에서 압연이 실시되어 변형 페라이트가 형성되면, 전위가 용질 탄소에 고착되어 변형시효가 발생하여 변형능은 급격히 저하될 수 있다. 더불어, 미재결정역 압연은 그 누적 압하량이 클수록 인성이 향상되며 70% 미만인 경우에는 취성 파괴정지 저항성이 충분하게 얻어지지 않는다.

2단 냉각단계

1차냉각단계는 Ar3 변태점 직상에서 개시하여 Ar1변태점 이상에서 종료하는 것이 바람직하며, 상기 1차냉간단계의 냉각속도는 5~10℃/s인 것이 바람직하다. 냉각개시온도가 Ar3 미만인 경우에는 압연 중 또는 압연 후 냉각전 조대한 페라이트가 생성되어 물성이 열위될 수 있다. 그리고, 냉각종료온도가 Ar1 미만인 경우에는 페라이트의 함량이 너무 많아져서 강도가 하락될 수 있다. 또한, 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 페라이트의 결정립 크기가 조대해지고, 10℃/s를 초과하는 경우에는 페라이트가 형성될 수 없다. 따라서, 상기 1차냉각단계를 실시하여 페라이트의 결정립의 크기를 8㎛ 이하로 제어할 수 있다.

2차냉각단계는 1차냉각단계 후 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각하여 Ms-50 ~ Ms-200℃에서 냉각을 종료하는 것이 바람직하다. Ms는 마르텐사이트의 변태가 시작되는 온도를 의미한다. 본 발명에서는 Ms온도는 561-747*(%C)-33*(%Mn)-17*(%Ni)-17*(%Cr)-21*(%Mo)로 정의한다. 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 페라이트의 분 율이 증가하여 강도가 하락되고, 30℃/s를 초과하는 경우에는 저온상인 마르텐사이트나 저온 베이나이트가 형성되어 인성이 저하될 수 있다. 더불어, 냉각종료온도가 Ms-50℃를 초과하는 경우에는 도상 마르텐사이트의 분율이 저하되어 강도가 하락하고 변형능이 낮아진다. 반면에, Ms-200℃ 미만인 경우에는 도상 마르텐사이트 분율이 지나치게 높아져서 인성이 저하될 수 있다. 상기 2차냉각단계를 실시하여 도상 마르텐사이트 분율을 3~10%로 제어할 수 있고, 그 결정립의 크기는 3㎛ 이하로 제어할 수 있다.

상술한 제조방법에 의하여 제조된 강판을 라인파이프로 제조할 경우 원주방향 항복강도: 690MPa 이상, 원주방향 인장강도: 760MPa 이상, 길이방향 항복강도: 660MPa 이상, 길이방향 인장강도: 760MPa 이상이며, 샤르피 충격인성값(-20℃): 250J 이상, DWTT(-20℃) 연성 파면율: 95~99%, 용접열영향부 인성값(-20℃): 51J 이상, 균일연신율: 6.0% 이상 및 좌굴변형율 1.5% 이상으로 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 설명한다.

(실시예)

하기 표1에 나타난 성분계를 만족하는 슬라브를 제조한 후 하기 표2에 나타 난 제조조건에 따라 두께 20mm의 발명예 및 비교예를 제조하였다. 또한, 제조된 발명예 및 비교예에 대하여 길이방향으로 서브머지 아크용접(Submerged arc welding)을 실시하여 직경 28인치의 강관을 제조한 후 진원도 확보를 위하여 약 0.8%의 확관량을 갖도록 확관하였다. 강관의 원주방향과 길이방향으로 ASTM sub size 규격의 인장시편을 채취한 후 250℃에서 열처리한 후 인장시험을 실시하여 항복강도와 인장강도를 측정하여 하기 표3에 나타내었으며, 충격인성(-20℃), DWTT(Drop weight tear test)(-20℃), 용접열영향부(HAZ)인성(-20℃), 균일 연신율을 측정하여 하기 표3에 나타내었고, 더불어 좌굴변형시험을 실시하여 그 결과를 표3에 나타내었다.

강구분	C	Si	Mn	P	S	Nb	V	Ni	Cr	Mo	Al	Ca	Ti	N
발명강1	0.05	0.2	1.9	0.010	0.001	0.02	0.04	0.1	0.1	0.2	0.03	0.0010	0.01	0.004
발명강2	0.04	0.1	1.8	0.007	0.001	0.055	0.04	0.35	0.3	0.1	0.02	0.0006	0.015	0.004
발명강3	0.06	0.2	1.9	0.010	0.0011	0.03	0.03	0.2	0.3	0.2	0.02	0.0010	0.012	0.005
발명강4	0.065	0.2	1.8	0.008	0.001	0.03	0.03	0.3	0.2	0.15	0.01	0.0005	0.014	0.005
발명강5	0.07	0.1	1.9	0.012	0.0015	0.045	0.04	0.35	0.1	0	0.03	0.0011	0.013	0.005
비교강1	0.1	0.25	1.5	0.011	0.0012	0.03	0.03	0.2	0.2	0.2	0.02	0.0007	0.01	0.005
비교강2	0.06	0.3	1.8	0.011	0.001	0.03	0.02	0.1	0.4	0.1	0.02	0.0010	0.015	0.001
비교강3	0.02	0.4	2	0.011	0.001	0.03	0.04	0.2	0.1	0.3	0.03	0.008	0.01	0.004
발명강6	0.08	0.25	1.8	0.009	0.001	0.05	0.02	0.4	0.4	0	0.02	0.0010	0.015	0.005

비교강1은 탄소의 함량이 본 발명이 제어하는 탄소 함량보다 높고, 비교강2는 질소의 함량이 본 발명이 제어하는 질소 함량보다 낮으며, 비교강3은 탄소의 함량이 본 발명이 제어하는 탄소 함량보다 낮고, 티타늄의 함량이 본 발명이 제어하는 티타늄 함량보다 높다. 이에 반하여, 발명강1 내지 6은 본 발명이 제어하는 성분계를 모두 만족한다.

시편번호	강구분	슬라브 가열 온도 (℃)	재결정역 압연 압하율 (%)	미재결정역압연 개시온도 (℃)	미재결정역압연 종료 온도 (℃)	미재결정역압연 누적 압하율 (%)	1차 냉각 종료 온도 (℃)	1차 냉각 속도 (℃/s)	2차 냉각 종료 온도 (℃)	2차 냉각 속도 (℃/s)
발명예1	발명강1	1140	11	900	815	70	673	5	317	20
발명예2	발명강2	1130	10	920	810	75	682	7	294	25
발명예3	발명강3	1150	12	915	805	80	671	6	301	15
발명예4	발명강4	1120	11	890	800	70	666	7	309	22
발명예5	발명강5	1160	12	903	806	75	668	8	256	23
발명예6	발명강3	1135	11	912	804	80	661	9	273	25
발명예7	발명강4	1130	10	896	807	70	686	6	285	26
비교예1	발명강2	1140	5	920	803	75	672	7	279	18
비교예2	발명강3	1150	12	920	850	50	661	8	311	25
비교예3	발명강2	1130	13	930	810	70	672	5	289	5
비교예4	발명강3	1150	11	920	815	75	631	8	451	16
비교예5	비교강1	1140	10	920	820	72	681	8	333	24
비교예6	비교강2	1200	11	910	820	73	677	7	264	21
비교예7	비교강3	1130	12	913	830	70	661	6	324	29
비교예8	발명강6	1150	11	900	800	80	667	9	180	28
비교예9	발명강4	1135	12	908	805	70	656	1	283	23

비교예1은 재결정역 평균압하율이 5%로 낮아, 도상 마르텐사이트가 조대화되어 인성이 불량하게 됨으로써, 충격인성값 및 DWTT값이 낮게 측정되었다. 비교예2는 미재결정역 누적압하율이 50%로 낮아, 인성이 낮아져 충격인성값 및 DWTT값이 낮게 측정되었다. 비교예3은 2차 냉각속도가 5℃/s로 낮아, 페라이트 분율이 높아져 강도가 하락하고 균일연신율 및 좌굴변형률이 불량하였다.

비교예4는 2차냉각종료온도가 451℃로 높아, 도상 마르텐사이트가 적게 형성되어 균일연신율 및 좌굴변형률이 불량하였다. 비교예5는 탄소의 함량이 1중량%로 높아, 강도가 향상되었으나, 인성이 불량하게 됨으로써, 충격인성값, DWTT 및 용접열영향부 인성이 낮게 측정되었다. 비교예6은 질소의 함량이 0.001중량%로 낮고, 슬라브 가열온도가 1200℃로 높아, TiN 석출물이 적게 형성되고, 오스테나이트 결정립이 조대화되어 인성이 불량하게 됨으로써, DWTT 및 용접열영향부 인성이 낮게 측정되었다.

비교예7은 탄소의 함량이 0.02중량%로 낮아, 강도가 하락하였다. 비교예8은 2차냉각종료온도가 180℃로 낮아, 강도 및 인성이 하락하였다. 비교예9는 1차냉각속도가 1℃/s로 낮아 페라이트의 생성량이 많아지고, 이로 인하여 가동전위가 부족하게 되어 좌굴변형률이 불량하게 측정되었다.

이에 반하여, 발명예1 내지 발명예7은 본 발명이 제어하는 조건을 모두 만족한 강판을 이용한 강관으로서, 강도, 인성 및 변형능이 우수함을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.03~0.08%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 질소(N): 0.003~0.01%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.4% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 인(P): 0.02% 이하(0은 제외), 황(S): 0.005% 이하(0은 제외), 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 도상 마르텐사이트(MA) 3~10%, 페라이트 5~20% 및 잔부 베이나이트를 포함하는 라인파이프용 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 중량%로 크롬(Cr): 0.1~0.5% 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하(0은 제외) 중 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는 라인파이프용 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판은 도상 마르텐사이트(MA)의 결정립 크기가 3㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판은 페라이트 및 베이나이트의 결정립 크기가 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.03~0.08%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 질소(N): 0.003~0.01%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 바나듐(V): 0.05% 이하(0은 제외), 니켈(Ni): 0.4% 이하(0은 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0은 제외), 인(P): 0.02% 이하(0은 제외), 황(S): 0.005% 이하(0은 제외), 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1180℃로 가열하는 단계;

상기 가열된 슬라브를 1000~1100℃의 온도에서 패스당 평균 10%이상의 압하율로 압연하는 재결정역 압연단계;

상기 재결정역 압연된 강판을 800~950℃에서 누적 압하량 70% 이상으로 압연하는 미재결정역 압연단계;

상기 미재결정역 압연된 강판을 Ar3 변태점 이상에서 5~10℃/s의 냉각속도로Ar1 변태점 이상의 온도까지 냉각하는 제1냉각단계; 및

상기 냉각된 강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Ms-50℃~Ms-200℃ 범위내로 냉각하는 제2냉각단계를 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
제5항에 있어서, 상기 강판은 중량%로 크롬(Cr): 0.1~0.5% 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하(0은 제외) 중 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
제5항에 있어서, 상기 제조방법은 상기 재결정역 압연단계와 상기 미재결정역 압연단계 사이에서 압연없이 공냉하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.