KR100833035B1 - 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판 및 그제조방법 - Google Patents

변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판 및 그제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용도로 주로 사용되고, 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판이 제공된다.
이 강판은 중량%로 C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.3~1.8%, Mo: 0.05~0.5%, Cr: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Al: 0.01~0.05%, Cu: 1.0% 이하, Ca: 0.006% 이하, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 내부조직은 폴리고날 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트와 베이나이트를 합계로 20% 이상 포함하여 이루어진다.
본 발명에 따르면, 2차 냉각 또는 템퍼링 등의 추가적인 공정없이 변형능의 향상과 동시에 고강도 고인성을 확보할 수 있는 라인파이프용 강판을 제공할 수 있다.
라인파이프, 변형능, 고강도, 고인성, 펄라이트, 베이나이트

Description

변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH AND HIGH-TOUGHNESS STEEL PLATE FOR LINEPIPE EXCELLENT IN DEFORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
도 1은 종래의 강재(A)와 본 발명의 강재(B)의 변형능을 비교한 인장곡선이다.
도 2는 폴리고날 페라이트를 기지조직으로 하고 펄라이트와 베이나이트를 제2상으로 가지는 강재의 주사전자현미경 관찰 사진이다.
일본 공개특허공보 제1999-080900호
일본 공개특허공보 제2003-293089호
일본 공개특허공보 제2004-143499호
일본 공개특허공보 제2004-143509호
일본 공개특허공보 제2003-293075호
본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용도로 주 로 사용되는 강관용 강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 변형능이 우수한 25mm 두께 이상의 고강도 고인성 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다
라인파이프는 주로 원유나 천연가스의 수송 등을 위하여 지중에 매설되는 강관을 의미하는 것으로서, 상기 라인파이프 내에는 고압의 가스 또는 원유가 흐르기 때문에 높은 압력이 라인파이프에 작용하는 것이 보통이다.
또한, 라인파이프의 효율을 높이기 위해서는 단위시간당 수송할 수 있는 원유 또는 가스(이하 간단히, '원유 등'이라 칭함)의 양을 증가시킬 필요가 있는데, 이를 위해서는 필연적으로 라인파이프의 두께를 증가시킬 필요가 있다. 라인파이프의 두께를 증가시킬 경우에는 그 내부를 흐르는 원유 및 가스 등의 압력을 증가시킬 수 있게 된다.
한편, 파이프라인이 건설되고 있는 환경은 매우 다양하며 최근에는 좋은 환경에서 채굴 가능한 에너지의 양이 극감함에 따라 열악한 환경을 위한 에너지를 개발하여 채굴하고자 하는 움직임이 많아지고 있다. 따라서 파이프라인 설계시 채굴환경을 고려하여 강재의 선택 및 설계를 실시하고 있다.
특히, 계절의 변화에 따라 지표의 높낮이가 달라지는 극한지역, 해류의 변화가 있는 심해저 및 지각변동이 심한 지역 등에 건설되는 파이프라인의 경우는 굽힘 변형이 발생되기 쉬운 환경에 노출되게 된다. 따라서 이러한 변형이 발생할 수 있는 환경에 건설되는 파이프라인에 사용되는 강재는 우수한 변형능을 가져야 하며, 변형능을 측정할 수 있는 지표로는 강재의 균일연신율(인장시험시 인장강도까지의 변형량) 및 가공경화지수가 있다.
변형능을 증가시키기 위하여 다양한 방법이 사용되어 왔는데, 예를 들면, 일본 공개특허공보 제1999-080900호, 제2003-293089호, 제2004-143499호, 제2004-143509호 등은 Ar3(오스테나이트가 페라이트로 변태하는 온도)이상에서 압연을 마무리하고, 약 500~600℃로 공냉하거나 낮은 속도(5℃/초)로 1차 냉각을 실시한 뒤 다시 1차 냉각시의 냉각속도보다 빠른 속도로 2차 냉각을 실시하는 과정을 거치게 된다. 이러한 경우, 냉각설비의 제어가 까다로울 뿐만 아니라 공냉 혹은 낮은 속도로 냉각을 실시하는 1차 냉각시에 소요되는 시간이 많이 걸리게 되어 강재의 생산성이 나빠지게 된다.
또 다른 종래기술로는, 일본 공개특허공보 제2003-293075호는 TMCP에 의하여 냉각 완료 후 Ac1 변태온도(가열시 페라이트가 오스테나이트로 변태하는 온도)이하에서 템퍼링을 추가적으로 수행하는 공정이 포함되어 있는 제조방법이 기재되어 있다. 상기 종래기술은 강판을 냉각한 후에 다시 냉각 후 템퍼링을 실시하기 위하여 재가열을 하여야 하기 때문에 강재 생산을 위한 에너지 사용량이 크고, 또한 템퍼 링 공정을 별도로 추가하여야 하기 때문에 원가 상승이 유발되는 문제를 가지고 있다.
본 발명은 상기한 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 2차 냉각 또는 템퍼링 등의 추가적인 공정없이 내부조직 및 압연조건을 적절히 제어함으로써 변형능이 우수한 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 강판은 중량%로 C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.3~1.8%, Mo: 0.05~0.5%, Cr: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Al: 0.01~0.05%, Cu: 1.0% 이하, Ca: 0.006% 이하, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 내부조직은 폴리고날 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트와 베이나이트를 합계로 20% 이상 포함하여 이루어지는 변형능이 우수한 고강도 고인성의 라인파이프용 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로 C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.3~1.8%, Mo: 0.05~0.5%, Cr: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Al: 0.01~0.05%, Cu: 1.0% 이하, Ca: 0.006% 이하, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1050~1180℃에서 재가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 20~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 1차 다단계 압연하는 단계;
상기 1차 압연된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이하의 온도에서 60~80%의 압하율로 2회 이상 2차 다단계 압연하는 단계;
상기 압연된 강판을 5~10℃/sec의 냉각속도로 400~600℃의 온도까지 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지는 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명자들은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, 압연시 펄라이트의 생성을 조장하고 냉각시 잔류하고 있는 오스테나이트를 베이나이트로 변태시킴으로써 인장강도를 높이는 동시에 균일연신율 및 가공경화지수를 향상시킬 수 있음을 확인하고 본 발명을 제안하게 되었다. 또한, 본 발명은 강판의 강도를 증가시키기 위하여 오스테나이트 재결정 이하의 온도에서 압연시, 오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 Ar3온도 이하에서의 압하량을 제어함으로써 높은 항복강도를 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.
C의 함량은 0.04~0.1%가 바람직하다.
상기 C는 고용강화를 통하여 금속 및 용접부의 기지를 강화하는 가장 효과적인 원소이며, 작은 크기의 세멘타이트, V 및 Nb 탄질화물 및 Mo 탄화물의 형성에 의한 석출경화에 의한 강화효과를 얻을 수 있다. 나아가, Nb 탄질화물은 열간압연시 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립성장을 막음으로써 결정립 미세화를 통하여 강도 및 저온인성을 동시에 향상시킬 수 있다. 상기 C는, 냉각중 강판 내부에 강한 미세조직을 형성시키는 능력인, 경화능을 향상시키는 역할도 한다. 그 함량이 0.04% 미만이 되면 이러한 강화효과를 얻을 수 없는 반면, 0.1%를 초과하여 첨가하면 현장용접 후 저온균열을 포함하여 기지금속 및 용접 열영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.
Si의 함량은 0.1~0.4%가 바람직하다.
상기 Si는 Al을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 고용강화 원소로도 효과를 나타내는 원소로서 0.1% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Si을 0.4% 초과하여 첨가하면 압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 현장용접성 및 용접 열영향부의 인성을 매우 저하시킨다. 그러나, Al 혹은 Ti가 탈산하는 역할을 수행하므로 탈산을 위하여 Si를 반드시 첨가하여야 하는 것은 아니다.
Mn의 함량은 1.3~1.8%가 바람직하다.
상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 1.3%이상 첨가되어야 경화능 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 1.8%을 초과하여 첨가시키면 제강공정에서 슬라브를 주조시 중심 편석을 조장하고 인성을 저하시키게 된다. 아울러, 과다한 Mn의 첨가는 경화능을 과도하게 향상시켜 현장용접성을 나쁘게 하여 용접 열영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.
Mo의 함량은 0.05~0.5%가 바람직하다.
상기 Mo는 경화능을 향상시키는데, 특히 B과 함께 첨가할 경우 경화능 향상효과는 매우 크게 나타난다. 또한 Nb와 함께 첨가할 경우 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립 미세화에 기여한다. 상기의 효과를 확보하기 위하여 0.05% 이상을 첨가하는 것이 바람직한 반면, 과도한 Mo의 첨가는 현장용접시 용접 열영향부의 인성에 저하시키므로 0.5%이하를 유지하여야 하며, 높은 원가를 고려할 때에는 0.1% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
Cr의 함량은 1.0% 이하가 바람직하다.
상기 Cr은 경화능을 향상시키는 역할을 한다. 그러나, 과도한 Cr의 첨가는 현장에서 용접 후 저온균열을 발생시켜 기지금속 및 용접부 열영향부의 인성을 저하시키므로 1.0 중량 %이하를 유지하여야 한다.
Ni의 함량은 1.0% 이하가 바람직하다.
상기 Ni은 저탄소강에서 현장용접성 및 저온인성을 해지지 않고 물성을 향상시키는 원소이다. Mn 및 Mo에 비하여, Ni은 저온인성을 저하시키는 도상 마르텐사이트 등의 경질상을 적게 형성시키고, 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 아울러 연속주조 및 열간압연시 Cu 첨가강에서 발생하는 표면균열발생을 억제시킬 수 있다. 그러나, Ni은 고가원소이고 과다한 Ni의 첨가는 용접열영향부의 인성을 오히려 저하시킬 수 있으므로 상기 Ni의 상한은 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti의 함량은 0.005~0.03%가 바람직하다.
상기 Ti은 미세한 Ti 질화물(TiN)을 형성하여 슬라브 가열시 오스테나이트 결정립 조대화를 억제함으로써 결정립 미세화에 기여한다. 이에 더하여, TiN은 용접 열영향부의 결정립 조대화를 막음은 물론 용강중에 있는 N을 제거하여 줌으로써 인성을 향상시켜 주게 된다. N을 충분히 제거하기 위하여 Ti는 N첨가량의 3.4배 이상이 되어야 한다.
따라서, Ti는 기지금속 및 용접 열영향부의 강도 및 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소로써 강 중에 TiN으로 존재하여 압연을 위한 가열 과정에서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며 또한 질소와 반응하고 남은 Ti가 강 중에 고용되어 탄소와 결합하여 TiC의 석출물이 형성되고 TiC의 형성은 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다. Al의 첨가량이 매우 작을 경우에는 Ti 산화물을 형성시켜 용접 열영향부에 입내 침상형 페라이트(intragranular acicular ferrite)의 핵생성 사이트로 작용하게 된다.
따라서, TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.005% 이상의 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.03%를 초과하여 첨가되면 Ti 질화물의 조대화 및 Ti 탄화물에 의한 경화가 과도하여 저온인성에 매우 해로우며, 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화되기 때문에 Ti 첨가의 상한은 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb의 함량은 0.02~0.06%가 바람직하다.
상기 Nb는 결정립 미세화를 통하여 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 한다. 열간압연 중 생성되는 Nb 탄질화물은 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립 성장을 막아서 오스테나이트 결정립을 미세하게 한다. Mo와 함께 첨가될 때, 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립미세화 효과가 증대되고, 석출강화 및 경화능 향상을 통한 강화효과를 보다 두드러진다.
이러한 효과를 얻기 위하여 0.02% 이상 함유되는게 바람직하다. 그러나, 0.06%를 초과하여 첨가할 경우에는 더 이상 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라 과도한 Nb 탄질화물의 석출에 기인되어 오스테나이트 미재결정온도를 지나치게 높이기 때문에 재질이방성이 증가하고 고가의 합금원소이며 용접성 및 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미칠 수 있다.
V의 함량은 0.1% 이하가 바람직하다.
상기 V은 Nb과 유사한 역할을 하나, 그 효과는 Nb보다 다소 약하다. 그러나, Nb와 V이 함께 첨가될 경우 그 효과가 매우 확대될 수 있다. 그러나, 용접 열영향부의 인성 및 용접성을 고려하여 그 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al의 함량은 0.01~0.05%가 바람직하다.
상기 Al은 일반적으로 강의 탈산을 목적으로 첨가한다. 또한, 미세조직을 미세하게 할 뿐 아니라, 용접 열영향부의 조대결정립 영역에서 N을 제거함으로써 열영향부의 인성을 향상시킨다. 상기 효과를 확보하기 위하여 Al의 함량은 0.01% 이상 첨가하는 반면 0.05%를 초과하여 함유될 경우에는 Al산화물(Al2O3)을 형성하여 기지금속 및 열영향부의 인성을 저하시킬 수 있다. Ti 및 Si첨가를 통하여 탈산을 할 수 있으므로, Al을 반드시 첨가하여야 하는 것은 아니다.
Cu의 함량은 1.0%가 바람직하다.
상기 Cu는 기지금속 및 용접열영향부의 강화시키는 원소이다. 그러나, Cu를 1.0%를 초과하여 첨가하면 용접열영향부의 인성 및 현장용접성을 저하시킬 수 있다.
Ca의 함량은 0.006% 이하가 바람직하다.
상기 Ca는 주로 MnS 개재물의 형상을 제어하고 저온인성을 향상시키는 원소 로 사용된다. 그러나 0.006%를 초과하면 다량의 CaO-CaS가 형성 및 결합하여 조대한 개재물을 형성하므로 강의 청정도 저하는 물론 현장 용접성을 해칠 수 있다.
N의 함량은 0.001~0.006%가 바람직하다.
상기 N는 슬라브 가열 중 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, TiN 석출물은 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 상기의 효과를 확보하기 위하여 N의 함량은 0.001% 이상이 바람직한 반면, 0.006%를 초과하면 슬라브 표면결함을 조장하고, 용질질소가 있을 경우 기지 및 용접 열영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.
P의 함량은 0.02% 이하가 바람직하다.
상기 P는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극 저감하여야 할 필요가 있으나, P을 극한까지 저감하기 위해서는 제강 공정부하가 심화되고 0.02% 이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
S의 함량은 0.005% 이하가 바람직하다.
상기 S는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키고, 적열취성을 일으키는 원소로서, 상기 P와 마찬가지로 제강 공정 부하를 고려하여 그 상한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
본 발명에서는 고강도 및 우수한 변형능을 확보하기 위한 관점에서 내부조직의 종류와 형상을 제어할 수 있다.
본 발명의 강판 내부의 미세조직은 도 2에 도시한 바와 같이, 폴리고날 페라이트를 기지조직으로 하고 펄라이트와 베이나이트를 합계로 20% 이상을 포함할 수 있다. 여기서, 상기 조직의 비율은 면적 분율을 의미한다. 상기와 같은 내부조직을 갖는 강판은 X70급의 항복강도인 483MPa 이상, 압연방향(파이프의 축방향)으로의 균일연신율 12% 이상으로서 본 발명에서 목표로 하는 물성을 확보할 수 있다. 바람직하게는, 상기 펄라이트와 베이나이트의 면적 분율은 20~40%이다.
상기와 같은 형태의 내부조직 외에도 일부 M&A(마르텐사이트 오스테나이트 결합상)가 형성될 수 있다. 상기 M&A 조직은 인성을 저해하는 원인이 되므로 그 함량을 면적분율 기준으로 10% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.
먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1050~1180℃에서 재가열한다.
슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원할히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로 목적에 맞게 적절한 온도범위내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 상기 가열공정에서 중요한 것은 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하여야 할 뿐만 아니라 가열온도로 인하여 결정립이 과다하게 조대화되는 것을 최대한 방지하여야 하는 것이다.
상기 재가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 Nb나 V가 강중에 재고용되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울 뿐 아니라 부분 재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립이 균일하지 않게 형성되어 고인성화가 어려울 수 있다. 반면, 1180℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화되어 결국 강판의 결정립 크기가 증가하는 원인을 제공하게 되며 그 결과 강판의 인성이 극히 열화될 수 있다. 따라서, 상기 재가열온도 범위는 1050~1180℃로 제한하는 것이 바람직하다.
강판이 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다. 본 발명에서 압연은 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직한데, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.
먼저, 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정 영역에서 초기 슬라브 두께의 20~80%를 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다.
상기와 같은 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연은 오스테나이트 재결정을 통하여 결정립을 작게 하는 효과를 가지는데, 다단계 압연을 실시할 경우 오스테나이트 재결정 후 결정립 성장이 발생하지 않도록 각 단계의 압하율 및 시간을 잘 제어하여야 한다. 상술한 과정에 의해 형성된 미세한 오스테나이트 결정립은 최종 판재의 인성을 향상시키는 역할을 하게 된다.
이후 오스테나이트 재결정 온도(Tnr)영역 이하에서 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 이때, 재결정 온도영역에서 압연을 마친 슬라브 두께의 60~80%를 압연을 실시하며, Ar3온도(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도)이하에서 압연을 종료한다. Tnr(오스테나이트 재결정이 일어나지 않는 온도)와 Ar3온도(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도) 사이에서의 압연은 결정립을 찌그러뜨리고 결정립 내부에 변형에 의한 전위를 발달시켜 Ar3온도 이하에서의 압연시에 폴리고날 페라이트를 형성하는 핵생성 사이트로 작용하게 된다.
또한, Ar3온도 이하에서의 압연시에 폴리고날 페라이트 및 펄라이트가 생성되고, 형성된 폴리고날 페라이트는 압연에 의한 변형으로 강도가 증가함과 아울러 집합조직을 형성하여 인성시험시 세퍼레이션(seperation)을 조장하게 되어 연성파 면율 계상시 유리한 조건이 되므로 강의 인성을 향상시키는 역할을 한다.
이후, 본 발명에서 목적하는 25mm 이상의 후물강판의 저온인성을 더욱 향상시키기 위해서는 Ar3 이하의 온도범위에서 30~70%의 압하율로 압연을 추가적으로 실시하는 것이 보다 바람직하다. 물론, 상기 오스테나이트 재결정온도 이하라 함은 상기 Ar3 온도 범위를 포함하는 개념이지만, 강판의 저온인성을 보다 향상시키기 위해서는 상기 Ar3 이하의 온도범위에서의 압하율을 보다 명확히 한정할 필요가 있다.
상기와 같은 Ar3 이하의 온도범위에서의 압하율은 후물 강판의 인성을 향상시키는데 매우 효과적인 수단이다. 만일, 상기 Ar3 이하의 온도 범위의 압하율이 30% 미만이 될 경우에는 25mm 이상의 강판에서는 압연에 의한 집합조직 형성이 제대로 되지 않아 저온인성 향상효과가 크지 않으며 70%를 초과하는 경우에는 가공경화에 의하여 강도가 상승하는 반면 인성은 오히려 감소하는 문제가 있으므로 바람직하지 않다. 따라서 Ar3 이하의 온도범위에서의 압하율을 30~70%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연을 마무리한 후, 5~10℃/sec의 냉각속도로 400~600℃의 온도까지 냉각한다.
냉각속도는 강판의 인성과 강도를 향상시키는 중요한 요소이다. 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키고, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있기 때문이다. 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 변형 페라이트와 냉각중 형성된 조대한 페라이트가 혼재하게 되어 강도 및 인성에 불리하게 되고 인장강도를 높이고 가공경과지수를 향상시키는 역할을 하는 베이나이트상을 형성하기 어렵게 된다. 따라서, 압연후 상기 강판의 냉각속도는 최소 5℃/sec로 하여야 인성과 강도가 향상된 강판을 제조할 수 있다.
그러나, 10℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각할 경우에는 본 발명에서 대상으로 하고 있는 후물 광폭 강판의 특성상 수냉각 설비를 통한 냉각수량 제어 한계에 직면함은 물론 과다한 냉각수량으로 인하여 강판의 뒤틀림 현상이 발생하여 형상제어가 불량하게 된다.
강판의 내부조직을 제어하기 위해서는 냉각속도의 효과가 충분히 발현되는 온도까지 냉각하여 줄 필요가 있다. 만일 냉각을 정지하는 온도인 냉각정지온도가 600℃를 초과하는 경우에는 강판 내부에 미세한 결정립과 베이나이트상이 충분히 형성되기 어렵게 되므로 상기 냉각정지온도의 상한은 600℃로 제한하는 것이 바람직하다. 그러나 냉각정지 온도가 400℃ 미만인 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다 냉각으로 인한 판 뒤틀림 문제가 발생될 수 있다.
또한, 본 발명에서는 상기 강판의 냉각 정지 후 강판을 공냉 또는 방냉할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
[실시예]
하기 표 1에 기재된 조성으로 244mm 두께의 슬라브를 제작하여 하기 표 2에 나타난 제조조건으로 가열-압연-냉각하여 두께 30mm의 강판을 제조하였다.
상기 표 1의 조성을 가진 슬라브를 이용하여 표 2의 제조조건으로 제조한 강판의 일부분을 채취하여 인장시험, -20℃에서 샤르피(Charpy) 충격시험 및 DWTT시험을 수행하여 인장특성 및 파괴에너지를 측정한 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 여기서, 균일연신율 및 가공경화지수는 모두 압연방향(파이프의 축방향)으로의 시험결과를 나타내며, 항복강도, 인장강도, 충격에너지 및 DWTT 연성파면율은 모두 압연방향의 수직방향(파이프의 원주방향)으로의 시험결과이다.
또한, 도 1은 종래의 강재(A)와 본 발명의 강재(B)의 변형능을 비교한 것으로 본 발명의 강재(B)는 종래의 강재(A)에 비하여 우수한 균일연신율을 나타낸다.
구분 C Si Mn Mo Cr Ni Ti Nb V Al Cu Ca* N* P* S*
발명강 A 0.061 0.30 1.54 0.07 0.02 0.02 0.022 0.049 0.058 0.040 0.10 10 36 80 10
B 0.068 0.25 1.65 0.17 0.13 0.05 0.015 0.043 0.042 0.022 0.22 11 42 71 13
C 0.052 0.27 1.38 0.32 0.08 0.07 0.024 0.036 0.079 0.021 0.44 12 34 60 9
D 0.073 0.32 1.72 0.26 0.04 0.04 0.017 0.029 0.043 0.024 0.31 14 46 76 15
비교강 E 0.035 0.18 1.52 0.15 0.28 0.41 0.026 0.032 0.032 0.030 0.22 12 38 65 12
F 0.122 0.26 1.72 0.42 0.05 0.32 0.018 0.045 0.041 0.041 0.13 18 42 76 15
G 0.063 0.37 2.13 0.26 0.16 0.04 0.025 0.036 0.052 0.023 0.45 12 36 62 13
H 0.062 0.25 1.64 0.30 0.06 0.62 0.036 0.052 0.060 0.032 0.25 15 45 62 15
단, 상기 표 1에서 *표시된 원소의 함량단위는 ppm이며, 나머지 원소의 함량 단위는 중량%이다.
구분 슬라브 가열온도 (℃) 재결정역 압하율 (%) 미재결정역 압하율 (%) Ar3이하 압하율 (%) 냉각속도 (℃/sec) 냉각 정지온도 (℃)
발명강 A 1 1136 49 76 64 8.9 472
B 1 1124 53 74 62 7.8 521
C 1 1152 62 68 45 6.4 507
D 1 1172 53 74 57 7.3 466
비교강 A 2 1122 53 74 22 6.9 523
A 3 1187 51 75 65 7.4 473
A 4 1123 51 75 52 5.6 640
A 5 1118 53 74 63 3.8 525
A 6 1013 44 78 53 7.4 534
A 7 1134 73 54 38 7.2 498
E 1 1127 51 75 56 6.4 533
F 1 1150 49 76 58 8.7 482
G 1 1132 44 78 62 8.4 513
H 1 1152 60 69 58 6.8 482
삭제
구분 P+B (%) 항복강도 (MPa) 인장강도 (MPa) 균일연신율 (%) 가공경화 지수 vE-20℃ (%) DWTT S.A. (%)
발명강 A 1 28 525 624 13.2 0.13 371 100
B 1 20 510 620 14.1 0.14 362 100
C 1 24 523 617 12.8 0.12 406 96
D 1 32 545 656 13.4 0.13 324 100
비교강 A 2 23 464 581 13.2 0.13 286 89
A 3 24 526 612 12.2 0.12 184 52
A 4 8 492 545 10.8 0.11 430 89
A 5 13 494 558 10.2 0.10 368 98
A 6 21 432 526 9.8 0.10 268 94
A 7 26 483 624 13.2 0.13 346 67
E 1 21 421 480 9.8 0.10 480 96
F 1 26 580 674 12.1 0.12 156 55
G 1 21 514 615 12.3 0.12 91 41
H 1 24 525 620 12.1 0.12 49 49
여기서, P+B는 펄라이트와 베이나이트의 분율이며, DWTT S.A는 DWTT시험을 마친 파단면의 연성파면율이다.
상기 표 3의 결과로부터 알 수 있듯이, 본 발명에서 제한하고 있는 조성 및 제조조건을 가지는 발명강의 경우에는 모두 X70강의 요구강도를 만족하고 있다. 파괴인성을 살펴 보면, -20℃에서의 샤르피(Charpy) 파괴에너지는 300J이상의 높은 값을 나타내고 있으며, DWTT 연성파면율 96% 이상으로서 우수한 값을 나타내고 있다. 또한, 변형능을 판단할 수 있는 기준인 균일연신율 및 가공경과지수 역시 우수한 값을 나타내고 있다.
비교강 A2의 경우는 Ar3이하에서의 압하율이 과다하게 낮은 경우로서 결정립내 전위집적효과가 부족하여 항복강도가 낮은 결과를 나타내었다. 비교강 A3는 슬라브 재가열온도가 과다하게 높은 경우로서, 가열로에서 추출되었을 때의 오스테나이트의 결정립 크기가 조대하여 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연 후에도 오스테나이트 결정립의 크기가 미세하지 않아 DWTT 연성파면율이 너무 낮은 값을 나타내었다.
또한, 비교강 A4는 냉각정지온도가 과다하게 높은 경우, 베이나이트상이 충분히 형성되지 않아 충분한 인장강도를 얻지 못한 결과를 나타내고 있는데, 항복강도에 비하여 인장강도가 낮아 균일연신율 및 가공경화지수도 낮은 값을 나타내었다. 비교강 A5는 냉각속도가 너무 낮은 경우로서, 변형 페라이트와 조대한 페라이트가 혼재하여 강도와 인성이 모두 열위한 결과를 보여주고 있는데, 비교강 A4의 경우와 같은 이유로 균일연신율 및 가공경화지수가 낮은 값을 보여주고 있다.
또한, 비교강 A6는 슬라브 재가열온도가 너무 낮은 경우로서 합금원소에 의한 고용강화효과가 미비하여 강도가 미흡한 결과를 나타내고 있는데, 고용강화효과의 미흡은 인장강도에 더욱 크게 영향을 주게 되어 균일연신율 및 가공경화지수에도 나쁜 영향을 주고 있다. 그리고, 비교강 A7은 본 발명에서 규정된 범위 이하로 낮은 경우로서 오스테나이트 결정의 변형이 미흡하여 페라이트 변태시 조대한 페라이트가 형성되어 강도 및 인성이 열위한 결과를 보여주며, 항복강도 대비 인장강도가 낮고 균일연신율 및 가공경화지수가 낮은 값을 나타내었다.
한편, 비교강 E는 C이 너무 낮은 경우로서, 인성은 우수하나 강도가 매우 열위하고 균일연신율 및 가공경화지수가 매우 낮은 결과를 나타내었다. 비교강 F, G, H는 각각 C, Mn, Ti가 과도하게 높은 경우로서, 강도 및 변형능은 만족할 만한 결과를 얻었으나 인성이 열위한 결과를 나타내었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 2차 냉각 또는 템퍼링 등의 추가적인 공정없이 내부조직 및 압연조건을 적절히 제어함으로써 변형능의 향상과 동시에 고강도 고인성을 확보할 수 있는 라인파이프용 강판을 제공할 수 있다.

Claims (4)

  1. 중량%로 C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.3~1.8%, Mo: 0.05~0.5%, Cr: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Al: 0.01~0.05%, Cu: 1.0% 이하, Ca: 0.006% 이하, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 내부조직은 폴리고날 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트와 베이나이트를 합계로 20% 이상 포함하여 이루어지는 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판.
  2. 중량%로 C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.4%, Mn: 1.3~1.8%, Mo: 0.05~0.5%, Cr: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Al: 0.01~0.05%, Cu: 1.0% 이하, Ca: 0.006% 이하, N: 0.001~0.006%, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1050~1180℃에서 재가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 20~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 1차 다단계 압연하는 단계;
    상기 1차 압연된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이하의 온도에서 60~80%의 압하율로 2회 이상 2차 다단계 압연하는 단계;
    상기 압연된 강판을 5~10℃/sec의 냉각속도로 400~600℃의 온도까지 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지는 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의 제조방법.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 2차 다단계 압연 후 Ar3이하의 온도에서 30~70%의 압하율로 압연하는 것을 추가로 포함하는 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의 제조방법.
  4. 제 2항 또는 제 3항에 있어서, 상기 강판의 냉각 정지 후 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것을 특징으로 하는 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의 제조방법.
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