KR101359082B1

KR101359082B1 - 저온 ｄｗｔｔ 연성파면율이 우수한 라인파이프용 후물강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101359082B1
Application number: KR1020110143221A
Authority: KR
Inventors: 노윤조; 배무종; 유장용; 박연정; 박인규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2011-12-27
Publication date: 2014-02-06
Also published as: KR20130075033A

Abstract

중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 망간(Mn): 1.3~1.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Sol.Al): 0.2~0.6%, 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 니켈(Ni): 0.05~0.30%, 질소(N): 0.0046% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 구리(Cu): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하 로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하고, 강판의 미세조직은 면적분율로 40 내지 60 %의 페라이트 및 40 내지 60 % 분율의 베이나이트 복합 조직을 포함하고, 상기 복합 조직의 유효평균결정립크기가 9 내지 11 μm인 것을 특징으로 하는 저온 DWTT 연성파면율이 우수한 라인파이프용 강판에 관한 것이다.

Description

저온 ＤＷＴＴ 연성파면율이 우수한 라인파이프용 후물강판 및 그 제조방법 {THICK STEEL SHEET WITH EXCELLENT LOW TEMPERATURE DWTT PROPERTY AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 파이프라인 및 해양구조물 등의 용도로 사용되는 라인파이프용 후물강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

육상 및 천해 지역에서의 자원고갈에 따른 자원채취 환경은 점점 극한 조건으로 변하고 있다. 이에, 점차적으로 기존 천해지역(~200m)에서 심해(1000~3000m) 지역으로 자원 재취지역이 변화하고 있으며, 심해에서 채취된 자원을 육상 및 저장장소로 효율적으로 수송하기 위해, 그 수송 수단으로 라인파이프를 사용한다.

심해지역에서 라이파이프를 적용하기 위해, 라인파이프용 강판의 요구 두께가 증가하고 있으며, 동시에 기계적 물성 중 인장특성으로써 항복비(항복강도/인장강도)가 낮은 것이 요구되고 있다.

특히, 심해저용 offshore 라인파이프 강판에서 요구되는 파괴특성 중에 하나로써 DWTT(Drop Weight Tear Test) 연성파면율이 육상에 사용되는 라인파이프용 판재에서 요구되는 수준과 유사하게 -20℃에서 DWTT 연성파면율 85% 이상이 요구되고 있다.

이러한 저온 DWTT 연성파면율은 판재의 두께가 두꺼워짐에 따라 DWTT 테스트시 발생하는 크랙(crack) 주변 선단에서의 평면변형률(plane strain) 조건이 점점 가혹해지기 때문에, 파괴역학적으로 상대적으로 얇은 두께의 판재에 비해 높은 연성파면율을 구현하기 힘들다.

따라서, 라인파이프 강판의 두께가 두꺼워짐에 따라, 저온에서 우수한 DWTT 특성을 갖는 심해용 후물 라인파이프용 강판의 제조 필요성이 높아지고 있다.

종래, 라인파이프 강판에서 후육물에 대해 우수한 DWTT 연성파면율을 구현시킨 기술들 중 우수한 저온 DWTT 연성파면율을 갖는 X60~70급 라인파이프용 강판에 대한 종래 기술로서, 특허문헌 1 및 특허문헌 2가 있다.

특허문헌 1에서는 슬라브 추출온도를 1000~1150℃로 제어하고 있으며, 압연은 Ar3 이상에서 종료 후 냉각개시를 Ar3 이하에서 수행한다. 특히, 냉각 개시온도를 Ar3-50℃~Ar3로 제한하고 있으며, 냉각종료는 300~550℃로 제한하고 있다. 상기와 같은 제조조건을 통하여 평균입경이 5 μm인 페라이트를 50~80% 포함하며, 종횡비가 6 이하인 베이나이트를 갖는 2상(Dual phase) 조직을 구현함으로써 -20~-30℃에서 DWTT 85% 연성파면율을 구현하였다. 이와 같이, 페라이트 면적율을 50~80% 구현함으로써 DWTT 연성파면율을 향상시켰으나, 이는 인장강도를 X70급 이상으로 구현하기 어려운 단점이 있다. 따라서, 페라이트 분율을 낮추면서 우수한 저온 DWTT 연성파면율을 갖는 조직을 구현할 필요가 있다.

또한, 특허문헌 2가 있는데, 이 기술은 저온 슬라브 가열 후, 추출을 통한 저온 재결정역 제어압연을 통하여 중심부조직을 미세화하여 평균 입경이 5 μm인 등축 페라이트를 25~40% 포함하고, 평균입계 크기가 5 μm인 침상 페라이트를 60~75%를 포함하는 후물 X70급 강판에 대해 -20℃에서 DWTT 연성파면율 90% 이상을 확보하는 제조방법에 대한 기술이다. 즉, 저온 재결정역 제어압연을 통한 중심부 미세조직 제어를 통해 -20℃에서 DWTT 연성파면율을 90% 이상으로 안정적으로 구현하였다.

상술한 특허들에서 제공하는 저온에서 우수한 DWTT 연성파면율을 갖는 후물 라인파이프 강판의 특징은 평균 입경이 5 μm 등축 페라이트 및 미세한 침상형 페라이트 또는 종횡비가 낮은 베이나이트를 갖는 것을 특징으로 한다. 이러한 미세조직 사이즈 또는 형상의 제어를 위해, 상기 특허들에서는 재결정역 제어압연 또는 냉각공정온도 제어를 통해 구현하고 있음을 알 수 있다.

일본 특허공개공보 제2010-077492호 대한민국 특허공개공보 제2011-0062902호

본 발명의 일 측면은 상술한 문제점을 해결하기 위한 것으로, 압연온도 및 냉각온도의 정밀제어를 통해 미세조직의 사이즈를 제어함으로써 우수한 DWTT 연성파면율을 만족하는 라인파이프용 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 망간(Mn): 1.3~1.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Sol.Al): 0.2~0.6%, 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 니켈(Ni): 0.05~0.30%, 질소(N): 0.0046% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 구리(Cu): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하고, 강판의 미세조직은 면적분율로 40 내지 60 %의 페라이트 및 40 내지 60 % 분율의 베이나이트 복합 조직을 포함하고, 상기 복합 조직의 유효평균결정립크기가 9 내지 11 μm인 것을 특징으로 하는 저온 DWTT 연성파면율이 우수한 라인파이프용 강판을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 망간(Mn): 1.3~1.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Sol.Al): 0.2~0.6%, 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 니켈(Ni): 0.05~0.30%, 질소(N): 0.0046% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 구리(Cu): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후 1080 내지 1120 ℃에서 상기 슬라브를 추출하는 슬라브 재가열 단계; 상기 재가열된 슬라브를 재결정 압연을 개시한 후, Tnr+50 내지 Tnr+100 ℃의 온도구간에서 압연을 종료하는 재결정역 압연단계; 상기 재결정역 압연된 강판을 Tnr-80 내지 Tnr-50 ℃에서 압연을 개시하고, Ar3+20 내지 Ar3+80 ℃에서 종료하는 미재결정역 압연단계; 및 상기 미재결정역 압연된 강판을 Ar3-40℃ 내지 Ar3 온도구간에서 30~40 ℃/sec의 냉각속도로 냉각을 개시하고, Ms-30 내지 Ms+30 ℃ 까지 냉각하는 단계를 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명에 따라 강판의 전 중심부에 유효결정립크기가 11 μm 이하인 40~60%의 페라이트와 40~60%의 베이나이트 복합조직강을 제조할 수 있다. 또한, 상기 복합조직강은 90% 이하의 항복비를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, -20℃에서 85% 이상의 DWTT 연성파면율을 갖는 항복강도 65~75ksi급의 심해저용 라인파이프용 강판의 제조가 가능하다.

도 1은 유효결정립크기와 DWTT 연성파면율의 상관 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 발명예 9와 비교예 1의 misorientation map 결과를 나타낸 것이다.

재결정역 제어압연 온도를 높이게 되면, 재결정역 압연에서 패스당 평균압하율을 높일 수 있는 장점이 있으며, 평균압하율을 증가시키면 강판 중심부 조직의 미세화를 도모할 수 있다. 따라서, 재결정역 압연온도를 높여 대압하를 통해 중심부 조직을 미세화시킨 후물재의 DWTT 연성파면율 향상에 대한 연구가 필요하다.

이하, 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 대한 실시예들을 상세하게 설명하겠지만, 본 발명이 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서, 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양한 다른 형태로 구현할 수 있을 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 저온에서 우수한 DWTT 특성을 갖는 라인파이프용 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 망간(Mn): 1.3~1.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Sol.Al): 0.2~0.6%, 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 니켈(Ni): 0.05~0.30%, 질소(N): 0.0046% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 구리(Cu): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하고, 강판의 미세조직은 면적분율로 40 내지 60 %의 페라이트 및 40 내지 60 % 분율의 베이나이트 복합 조직을 포함한다.

이하, 본 발명의 라인파이프용 강판에서 이와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.03~0.10 %

탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 다량 첨가하게 되면 용접성 및 저온인성을 저하시키기 때문에 이를 고려하여 첨가되는 것이 바람직하다. 강중 C의 함량이 0.03% 미만일 경우, 목표하는 강도를 구현하기 위해 Mo, Ni 등과 같은 다른 고가의 대체 합금원소를 다량 첨가하여야 하므로 비경제적이며, 반면 0.10%를 초과하는 경우에는 용접성 및 저온인성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다.

Mn: 1.3~1.7 %

망간(Mn)은 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소로서, 1.3% 이상 첨가되어야 소입성 증가 효과와 고강도를 얻을 수 있다. 그러나, 그 함량이 1.7%를 초과하여 첨가할 경우에는 제강 공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에 중심 편석부가 크게 발달되고, 두께방향으로 미세편석(micro-segregation)이 발달되어 저온 충격인성을 열화시키기 때문에 바람직하지 않다.

Si: 0.20~0.30 %

실리콘(Si)은 용강을 탈산시키는 작용을 하므로 탈산 효과를 얻는데 유용하며, 고용강화 원소로서의 역할도 하므로 0.20% 이상 첨가하는 것이 유리하다. 그러나, 강중 Si 함량이 0.30%를 초과할 경우 저온 충격인성을 저하시키므로 그 상한을 0.30%로 제한한다.

Sol. Al: 0.2~0.6 %

알루미늄(Al)은 제강시 Si와 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있어 0.2% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.6%를 초과하게 되면 용접열영향부에 도상 마르텐사이트(Martensite-Austenite Constituents)가 조장되어 인성을 열화 시킬 수 있으므로, 그 상한을 0.6% 이하로 제한한다.

Nb: 0.03~0.06 %

니오븀(Nb)은 열간압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키는데 아주 효과적이며, 동시에 미재결정 개시온도에 영향을 주는 원소이다. 결정입도 미세화를 통해 강의 저온인성을 크게 형상시키는 역할을 하기 때문에 0.03% 이상 첨가하는 것이 좋다. 그러나, 그 함량이 0.06%를 초과할 경우에는 용접성이 저하되는 문제점이 있다.

Ti: 0.01~0.03 %

티타늄(Ti)은 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여 슬라브 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 최종 조직 입도를 미세화시킴으로써 강의 인성을 향상시키는데 중요한 역할을 한다. 그 함량이 0.01% 미만일 경우에는 TiN 석출물 형성이 불충분하여 입도 성장 억제효과를 기대하기 어려우며, 반면 0.03%를 초과하게 되면 통상 용질 Ti의 과다 존재로 인해 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출하여 입도 미세화에 유효하지 않은 경우가 발생한다.

Ni: 0.05~0.30 %

니켈(Ni)은 강도와 인성을 동시에 향상시키는 원소로서, 본 발명에서도 후물재의 강도 확보 및 취성 파괴 정지 특성을 향상시키는데 기여한다. 이러한 Ni는 첨가량이 증대할수록 강도와 인성이 향상되나, 고가의 원소이며 첨가량 증대에 따른 강도와 인성이 비례적으로 증가하지는 않고, 성분원가의 상승만 조장하여 비경제적이므로 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 반면, 0.05% 미만으로 첨가할 경우에는 Ni 첨가에 따른 첨가효과가 작다.

N: 0.0046% 이하

질소(N)는 일반적으로 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 능력은 탄소에 비해 훨씬 크다. 하지만, 강중에 존재하는 N의 함량이 증가하면 할수록 인성은 크게 저하되는 것으로 알려져 있어, 가능한 그 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다.

하지만, 본 발명에서는 강중에 N이 적정량 존재하더라도 Ti와 반응하여 TiN을 형성시키고, 형성된 TiN은 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 하기도 하므로, 0.0046% 까지는 허용 가능하다.

P: 0.012% 이하

인(P)은 강중에 존재하는 불순물 원소로서, 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 후물재의 중심부 저온 충격인성을 확보하기 위해 그 함량을 저감시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.012%로 제어한다.

S: 0.003% 이하

황(S)은 상기 P와 마찬가지로 강중에 존재하는 불순물 원소로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 저온 충격인성을 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 그 함량을 감소시키는 것이 바람직하다. 따라서, 그 상한을 0.003%로 제어한다.

Mo: 0.1% 이하

몰리브덴(Mo)은 필요에 따라 첨가되는 것으로서, 소재의 강도를 상승시키며, 저온 변태 조직인 베이나이트의 생성을 조장함으로써 고강도 및 고인성 특성을 동시에 얻는데 도움을 준다. 다만, Mo는 고가의 원소이고, 첨가량이 증대하면 용접성이 저하되는 문제점이 발생하므로 그 상한을 0.1%로 한정하는 것이 바람직하다. 0.1%를 초과하게 되면 후물재 중심부에 조대한 베이나이트와 MA 변태 조직을 조장하여 DWTT 특성을 열화시킬 수 있다.

V: 0.1 % 이하

바나듐(V)은 필요에 따라 첨가되는 것으로서, V는 V(CN)으로 석출하여 강도상승에 기여하는 유효한 원소이다. 따라서, 강도 향상을 목적으로 V를 첨가할 경우 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 첨가되는 V의 양이 0.1%를 초과하게 되면, 용접 및 인성을 열화 시킬 수 있다.

Cu: 0.3% 이하

구리(Cu)는 필요에 따라 첨가되는 것으로서, 고용 강화 원소로 작용하여 강도상승에 기여한다. Cu의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 용접성을 저하시킬 수 있으므로, 0.3% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

Cr: 0.3% 이하

크롬(Cr)은 필요에 따라 첨가되는 것으로서, 크롬 합금원소는 소입성을 증가시켜 재료강도를 증가시키는데 효과적인 원소이며, 경화능 원소로 사용되는 Mo를 대체할 수 있다. 그러나, 과다하게 첨가되면 용접성이 열화될 수 있는 가능성이 있으므로, 그 상한을 0.3%로 제한한다.

상술한 성분계를 가지는 강판으로서, 저온 DWTT 연성파면율이 우수한 65 ~ 70 ksi급 라인파이프 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 강판의 미세조직에 대하여 한정할 필요가 있다.

상술한 성분계를 만족하는 강판의 미세조직은, 면적분율로 40 내지 60 %의 페라이트 및 40 내지 60 %의 베이나이트 복합 조직을 포함하며, 이때 상기 복합 조직의 유효평균결정립크기는 11 μm 이하인 것이 바람직하다. 여기서, 유효평균결정립크기는, 이웃한 결정방위(grain orientation)들 간의 misorientation이 15도 이상되는 것을 입계로 정의한 뒤, 이 부분을 다시 원 모양으로 가정하여 측정한 결정립들의 평균 크기를 의미한다.

실시예를 통해, 이러한 유효평균결정립크기가 11 μm를 초과하는 경우, DWTT 연성파면율이 열화되는 것을 확인하였다. 따라서, 유효평균결정립크기는 11 μm 이하로 형성되는 것이 바람직하다.

또한, 유효평균결정립크기가 11 μm 이하일 경우, 페라이트의 평균크기는 5 내지 11 μm로 형성됨을 알 수 있다.

상술한 성분계와 내부조직을 만족하는 강판은 -20℃에서 DWTT 연신파면율 85% 이상의 물성을 가짐으로써 본 발명에서 목적하는 성질을 모두 충족하는 강판인 것이다.

이하, 상술한 강 성분을 만족하는 라인파이프용 강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

하기의 제조방법은 본 발명의 라인파이프용 강판을 제조할 수 있는 바람직한 일 예를 나타낸 것이며, 이에 한정되는 것은 아니다.

먼저, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 망간(Mn): 1.3~1.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Sol.Al): 0.2~0.6%, 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 니켈(Ni): 0.05~0.30%, 질소(N): 0.0046% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 구리(Cu): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 강 슬라브를 가열한 후, 추출하여 오스테나이트 재결정역 압연 및 오스테나이트 미재결정역 압연을 실시한 후, 30℃/s 이상의 냉각속도로 가속냉각한 후 냉각정지한다.

이하, 각 단계별 상세 조건에 대해 설명한다.

슬라브 재가열 단계

슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 상기 가열공정 시, 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하되, 너무 높은 가열온도에 의해 결정립이 과다하게 조대화 되는 것을 방지하여야 한다.

본 발명에서는 열간압연전 슬라브를 1150 내지 1250 ℃ 온도 범위에서 재가열한다.

강의 가열온도가 1250℃를 초과하게 되면, 조대 TiN 석출로 인한 오스테나이트 조대화 또는 혼립 오스테나이트 조직이 생성될 수 있으며, 이러한 조대 오스테나이트는 조압연시 재결정되기 어려우며, 주로 연신된 상태로 남아있다. 이러한 연신된 조대 오스테나이트는 일반적으로 높은 경화능을 지니고 있으며, 최종 냉각 후 조대한 베이나이트로 변태되기 쉽다. 이는, 결국 저온 DWTT 특성의 열화로 이어지게 된다. 반면, 가열온도가 1150℃ 미만인 경우에는 슬라브가 충분히 가열되지 않아 Nb와 같은 합금원소들이 충분히 고용되지 않는다.

따라서, 슬라브의 재가열은 1150 내지 1250 ℃ 범위에서 수행하는 것이 바람직하며, 이후 재가열된 슬라브는 추출 전 1080 내지 1150 ℃에서 유지한 후 추출하는 것이 바람직하며, 재가열된 슬라브를 1080℃ 미만에서 유지하게 되면 압연에 어려움이 있으며, 1150℃를 초과하는 온도에서 유지하게 되면 조직을 미세화하는데에 어려움이 있다.

압연단계

강판의 저온인성을 향상시키기 위하여 오스테나이트 결정립을 미세한 크기로 제어하는 것이 바람직하다. 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다. 본 발명에서 압연은 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직하며, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.

재결정역 압연단계

상기 추출된 슬라브를 오스테나이트 재결정 온도인 재결정역 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 재결정역 압연은 오스테나이트 입도를 균질화 하는데에 그 목적이 있다.

또한, 재결정역 압연시 최종 패스의 평균 압하율은 15% 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 최종 패스의 평균 압하율이 15% 미만인 경우에는, 조대한 미재결정역 오스테나이트가 잔존하여 DWTT 특성을 크게 저하시킬 수 있다.

압연종료온도는 Tnr+50 내지 Tnr+100 ℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 압연종료온도가 너무 높으면 재결정 오스테나이트의 입도가 조대화될 우려가 있으며, 반대로 압연종료온도가 너무 낮더라도 조대 미재결정 오스테나이트가 생성될 우려가 있다.

여기서, Tnr 온도는 오스테나이트가 재결정되는 온도영역과 재결정이 되지 않는 온도영역의 경계온도를 의미하는 것으로서, 이론상 Tnr = 887+(464×C)+((6445×Nb)-(644×√Nb))+((732×V)-(230×√V))+(890×Ti)+(363×Al)-(357×Si) 로 도출해낼 수 있다.

다만, 상기 수식은 적용의 편리를 위한 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통용되는 각종의 시험 방법에 의해 상기 Tnr을 확인할 수 있다. 다만, 여러 방법상 결과의 차이가 있을 경우에는 상기 수식에 따르기로 한다.

미재결정역 압연단계

미재결정역 압연의 개시온도는 Tnr-80 내지 Tnr-50 ℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 압연개시온도가 Tnr-50℃ 보다 높은 경우, 부분 재결정 발생으로 인해 조대한 오스테나이트가 발생하고, 이는 냉각 후 조대한 저온변태 조직의 형성으로 이어져, 결국 저온 DWTT 열화의 원인이 된다. 또한, 하술하는 목표 압연종료온도를 적용하기 위해서는 압연개시온도가 Tnr-80℃ 이상에서 수행되는 것이 바람직하다.

또한, 미재결정역 압연단계의 누적압하율은 65 내지 70 %로 한정하는 것이 바람직하다. 미재결정역 압연은 압연방향으로 오스테나이트 조직을 연신시키면서 내부에 변형대를 형성하여 미세 페라이트와 베이나이트를 형성하기 위해 실시한다. 따라서, 누적압하율을 65 내지 70 %로 적용하여 오스테나이트의 압연방향으로의 연신 및 내부 변형대 분율을 높게하여 조대한 베이나이트 조직의 생성을 최소화한다.

미재결정역 압연종료온도는 Ar3+20 내지 Ar3+80 ℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 압연종료온도가 Ar3+20℃ 이하에서 종료될 경우, 압연 중에 연신된 변형 페라이트 조직 또는 변형유기 페라이트(strain induced ferrite)가 발달하여 항복비가 현저히 높아진다.

여기서, Ar3 온도는 오스테나이트가 페라이트로 변태되는 온도를 의미하는 것이며, 이론상 Ar3 = 910-(273×C)-(74×Mn)-(57×Ni)-(16×Cr)-(9×Mo)-(5×Cu) 로 도출해낼 수 있다.

냉각단계

상기 압연 종료 후 가속냉각을 실시한다.

이때, 냉각개시온도는 Ar3-40℃ 내지 Ar3 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 냉각개시온도가 Ar3 온도를 초과하는 온도에서 개시될 경우, 베이나이트 면적율이 상승함에 따른 조대 베이나이트의 생성 가능성이 높아지므로, 저온 DWTT 특성이 열화될 가능성이 크다. 반면, 냉각개시온도가 Ar3-40℃ 미만에서 개시될 경우에는 페라이트 면적율이 높아짐에 따라 인장강도 하락이 발생될 수 있다.

이때, 냉각속도는 30 내지 40 ℃/sec 범위로 제한하는 것이 바람직하다. 냉각속도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 극후물재 특성상 적절한 상한이 존재할 수 있다.

이후, 냉각종료온도는 Ms-30 내지 Ms+30 ℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 냉각종료온도가 Ms+30℃를 초과하는 경우에는 조대한 베이나이트 형성에 의해 유효결정립사이즈가 커져 저온인성 열화가 발생한다.

여기서, Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미하는 것으로서, 이론상 Ms = 561-(474×C)-(33×Mn)-(17×Ni)-(17×Cr)-(21×Mo) 로 도출해낼 수 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

< 실시예 >

하기 표 2에 기재된 조성의 슬라브를 표 2에 나타낸 제조조건으로 가열-압연-냉각하여 두께 25 내지 37 mm의 강판을 제조하였다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Cu	Nb	Ni	Cr	Mo	V	Al	Ti	N
A	0.06	0.26	1.50	0.009	0.0018	-	0.040	0.10	0.1	-	-	0.30	0.015	0.0043
B	0.07	0.30	1.55	0.010	0.002	0.08	0.043	0.19	-	0.08	0.05	0.32	0.016	0.0046

상기 강종 A의 이론 Tnr은 975, 이론 Ar3는 770, 이론 Ms는 465 이며, 강종 B의 Tnr은 967, 이런 Ar3는 753, 이론 Ms는 458 이다.

	시편번호	강 구분	두께 (mm)	추출 온도 (℃)	재결정압연		RRR4 (%)	미재결정압연		냉각		냉각 속도 (℃/s)
	시편번호	강 구분	두께 (mm)	추출 온도 (℃)	종료 온도 (℃)	평균 압하율 (%)	RRR4 (%)	개시 온도 (℃)	종료 온도 (℃)	개시 온도 (℃)	종료 온도 (℃)	냉각 속도 (℃/s)
발명예	1	B	37	1113	1039	16	68	840	790	720	430	36
	2	A	25.4	1112	1069	17	76	853	803	733	502	31
	3	A	27	1110	1070	16		855	805	735	467	36
	4	A	27	1100	1049	17		856	806	736	436	34
	5	A	27	1108	1060	17		859	809	739	455	33
	6	A	27	1110	1050	17		862	812	742	472	31
	7	B	37	1112	1063	18	68	840	790	720	470	34
	8	A	27	1100	1053	15	76	868	818	748	471	31
	9	A	27	1108	1058	17		877	827	757	479	31
	10	A	27	1112	1028	18		877	827	757	478	30
	11	A	27	1108	1053	18		879	829	759	477	30
	12	A	25.4	1104	1036	17		881	831	761	449	34
	13	A	25.4	1112	1070	18		882	832	762	500	34
	14	A	27	1101	1044	15		887	837	767	479	35
비교예	1	A	27	1100	1047	16		889	826	756	520	32
	2	A	27	1110	1059	15		891	819	749	526	35
	3	A	27	1110	1049	16		878	824	754	535	36
	4	A	27	1101	1048	16		867	842	772	474	34
	5	A	27	1107	1053	18		876	846	776	479	31
	6	A	25.4	1110	1039	18		869	810	740	570	34

상기 표 2에서 RRR4는 누적압하율을 의미한다.

상기 조건에 따라 최종적으로 제조된 강판의 일부분을 채취하여 -20℃ DWTT 시험을 수행하여 DWTT 연성파면율 및 인장특성을 측정하였으며, 이와 함께 각 강판의 조직을 분석하고 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

	시편 번호	강 구분	두께	Ferrite 분율/크기		Bainite 분율	유효 결정립 크기	항복 강도 0.5%	인장 강도	항복비	연신율	DWTT 연성 파면율
	시편 번호	강 구분	mm	%	μm	%	μm	MPa		%
발 명 예	1	B	37	37	6.5	63	8.9	530	627	85	53	88
	2	A	25.4	46	6.3	54	10.3	506	559	90	53	92
	3	A	27	57	7.9	43	10.9	483	542	89	55	87
	4	A	27	53	7.6	47	10.9	499	561	89	49	86
	5	A	27	49	11.5	51	12.7	493	564	87	52	86
	6	A	27	51	7.2	49	9.9	485	545	89	53	94
	7	B	37	42	7.4	58	9.2	515	622	83	53	90
	8	A	27	51	6.6	49	9.2	523	582	90	51	89
	9	A	27	48	7.5	52	9.3	538	595	90	53	93
	10	A	27	50	7.7	50	10	497	558	89	51	93
	11	A	27	55	8.1	45	10.8	506	574	88	53	86
	12	A	25.4	48	6.3	52	11.2	508	577	88	55	87
	13	A	25.4	52	6.8	48	13.8	506	570	89	49	86
	14	A	27	40	5.3	60	10.6	522	589	89	53	90
비 교 예	1	A	27	53	7.3	47	12.1	501	564	89	53	81
	2	A	27	53	7.2	47	12.7	464	528	88	51	80
	3	A	27	51	6.8	49	14.1	455	527	86	51	79
	4	A	27	34	5.9	66	14.8	497	571	87	53	83
	5	A	27	37	6.1	63	13.5	496	574	86	53	74
	6	A	25.4	53	6.9	47	12.7	424	502	84	57	79

여기서, DWTT 연성파면율은 평균값을 나타낸 것이다. 각 조직의 분율 및 크기는 모든 시편에 대해 광학현미경 분석을 실시한 후 이를 바탕으로 도출한 결과이다. 또한, 유효결정립 크기는 EBSD(Electron Back-Scattered Diffraction)를 활용하여 페라이트와 베이나이트 상의 구별없이 측정하였으며, 측정된 유효결정립크기는 misorientation angle 15도 이상으로 정의하였다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 냉각개시온도와 냉각종료온도 제어에 따라 DWTT 연성파면율의 차이가 관찰됨을 알 수 있다. 특히, 본 발명에 따른 냉각종료온도 범위를 벗어나면서, 500℃ 이상인 경우, DWTT 연성파면율이 열화되는 것을 볼 수 있다. 이러한 열화 현상은, 본 발명에서 제안한 것과 같이 페라이트 분율이나 크기에 상관없이 냉각종료온도가 높아짐에 따라 유효결정립크기가 커짐으로 인해 나타나는 것임을 표 3을 통해 확인할 수 있다.

또한, 상기 표 3에서 조직 분율 및 크기 결과를 통해, 본 발명에 따른 냉각조건범위와 상관없이, 대략 40~60%의 페라이트와 잔부 베이나이트 상으로 이뤄짐을 알 수 있다. 모든 냉각조건에서 유사한 페라이트와 베이나이트 분율 및 사이즈를 보이고는 있으나, 본 발명에 따른 냉각조건범위를 벗어나는 경우 유효결정립크기에서만 차이가 발생함을 알 수 있다. 즉, 냉각조건범위를 벗어남에 따라 유효결정립크기가 커지며, 강도가 크게 변화되지는 않으나, 상술한 바와 같이 DWTT 연성파면율이 열화된다. 이러한 결과는 도 1에 나타낸 유효결정립크기와 DWTT 연성파면율의 상관 결과와 도 2에 나타낸 조직결과를 통해 확실히 알 수 있다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 임계적인 유효결정립크기는 11μm인 것으로 보이며, 유효결정립크기가 작아짐에 따라 DWTT 연성파면율이 향상됨을 볼 수 있다. 이는, 일반적으로 작은 결정립크기는 파괴전파시 크랙의 전파를 국부적으로 지연시키는 크랙 전파 barrier가 존재한다고 알려져 있으며, 상기 barrier로 인해 파괴전파 저항성을 우수하게 하는 것으로 알려져 있다.

또한, 도 2에 나타낸 바와 같이, 냉각조건에 따른 유효결정립크기의 차이는 냉각종료온도가 높아짐에 따라 조대 베이나이트가 생성되었기 때문인 것으로 판단된다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 망간(Mn): 1.3~1.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Sol.Al): 0.2~0.6%, 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 니켈(Ni): 0.05~0.30%, 질소(N): 0.0046% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 구리(Cu): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하 로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하고,
강판의 미세조직은 면적분율로 40 내지 60 %의 페라이트 및 40 내지 60 % 분율의 베이나이트 복합 조직을 포함하고, 상기 복합 조직의 유효평균결정립크기가 11 μm 이하인 것을 특징으로 하는 저온 DWTT 연성파면율이 우수한 라인파이프용 강판.
제 1항에 있어서,
상기 페라이트의 평균크기는 5 내지 11 μm인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
제 1항에 있어서,
상기 라인파이프용 강판은 -20℃에서 DWTT 연성파면율 85% 이상인 것을 특징으로 하는 라이파이프용 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 망간(Mn): 1.3~1.7%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Sol.Al): 0.2~0.6%, 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 니켈(Ni): 0.05~0.30%, 질소(N): 0.0046% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 구리(Cu): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하 로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후 1080 내지 1120 ℃에서 상기 슬라브를 추출하는 슬라브 재가열 단계;
상기 재가열된 슬라브를 재결정 압연을 개시한 후, Tnr+50 내지 Tnr+100 ℃의 온도구간에서 압연을 종료하는 재결정역 압연단계;
상기 재결정역 압연된 강판을 Tnr-80 내지 Tnr-50 ℃에서 압연을 개시하고, Ar3+20 내지 Ar3+80 ℃에서 종료하는 미재결정역 압연단계; 및
상기 미재결정역 압연된 강판을 Ar3-40℃ 내지 Ar3 온도구간에서 30~40 ℃/sec의 냉각속도로 냉각을 개시하고, Ms-30 내지 Ms+30 ℃ 까지 냉각하는 단계
를 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 재결정역 압연단계의 평균 압하율은 15% 이상인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 미재결정역 압연단계의 누적 압하율은 65 내지 70 %인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.