KR101091368B1 - 극저온 충격인성이 우수한 고강도 라인파이프용열연강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 건축, 라인파이프 및 해양구조물등의 용도로 사용되는 강관용 고장력 열연강판의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 Mo, Nb과 Ti을 적절히 사용하고 압연 제조공정 조건을 최적화하여 석출 및 조직 미세화에 의한 강도 증가와 더불어 극저온 충격인성이 우수한 열연강판의 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C;0.03-0.09%, Si;0.01-0.50%, Mn;1.2-2.0%, P;0.01%이하, S;0.001%이하, Ti;0.01-0.10%, N;0.01%이하, Nb;0.04-0.07%, Ni;0.1-0.5%, Mo;0.1-0.5%, 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순 원소들로 조성된 강슬라브를 마련하는 공정; 상기 조성의 강슬라브를 가열대 온도 1150-1350℃에서 재가열한 후 750-850℃ 마무리 압연온도로 열간압연하는 공정; 및 상기 마무리 열간압연된 강슬라브를 수냉각하여 500-600℃의 온도에서 권취하는 공정;을 포함하는 DWTT 연성파면율이 높은 라인파이프용 열연강판의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

라인파이프, 저온인성, DWTT

Description

극저온 충격인성이 우수한 고강도 라인파이프용 열연강판의 제조방법{Method for manufacturing a high-strength hot rolled steel sheet for linepipe with superior DWTT characteristics at low temperature}

본 발명은 건축, 파이프라인 및 해양구조물등의 용도로 사용되는 항복강도 540~570MPa의 라인파이프 강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 열연공정을 적절히 제어함으로써 석출물 형성에 의한 미세조직의 관리와 석출물 자체의 분포 및 크기의 관리에 의해 극저온 충격인성이 우수한 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

우수한 저온 인성을 지닌 고강도 열연강판을 제조하기 위해서 전 세계에 걸쳐 많은 시도가 이루어 지고 있으며, 이중 열연강판 선후단부의 재질편차를 최소화하기 위한 기술이 대한민국 공개특허 번호2000-0038781호에 제시되어 있다.

상기 특허공보에서는 중량%로, C;0.04-0.06%, Si;0.025%이하, Mn;0.2-1.0%, S;0.008%이하, Cu;0.4%이하, Sn;0.001-0.04%, Pb;0.001~0.012%, Ni;0.2%이하, Cr;0.1%이하 및 Ca;0.0002~0.008%를 포함하여 조성된 1차 압연된 열연 바를 가열대 에서 중앙부보다 선후단부가 40~60℃ 높게 가열하고, 코일박스의 분위기 온도를 1020℃이상으로 유지하며, 후압연시에는 압연온도를 850℃이상에서 압연을 실시함으로써 열연강판을 제조후, 선후단부가 중앙부보다 20℃이상 높은 상태로 코일링하는 고강도 열연강판 제조기술이 제시되어 있다.

그러나 상기 특허공보에 나타난 조업조건은 바 히터와 코일박스가 설치된 미니밀 공정에는 적용될 수 있지만, 일반 열간압연 조업공정에는 적용할 수 없는 단점이 있다. 더욱이, 상기와 같은 조업 조건이 항복강도에 미치는 영향은 분석하였으나, 저온 인성에 미치는 영향에 대한 언급이 없다는 한계가 있다.

따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 강 조성성분으로 Mo, Nb 및 Ti등을 복합첨가함과 아울러, 열연공정을 적절히 제어하여 석출물 형성에 의한 미세조직의 관리, 석출물 자체의 분포 및 크기를 관리함으로써 극저온 충격인성이 우수한 항복강도 560~590Mpa급 라인파이프용 열연강판 제조방법을 제공함을 그 목적으로 한다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명자는 길이 방향 항복강도 편차가 적은 강관용 고장력 열연강판을 제조하는 방안에 대하여 연구와 실험을 거듭하였으며, 그 결과, 소량의 합금원소 첨가와 열간압연조건을 최적화함으로써 소재의 강도를 증가시키는 석출물 형성에 의한 미세조직의 변화, 석출물 자체의 분포 및 크기등을 효과적으로 관리할 수 있으 며, 이에 따라 강재 길이방향 재질이 크게 변화될 수 있다는 것을 실험을 통해 확인하고, 그 실험결과에 기초하여 본 발명을 제안하는 것이다.

따라서 본 발명의 열연강판 제조방법은,

중량%로 C;0.03-0.09%, Si;0.01-0.50%, Mn;1.2-2.0%, P;0.01이하, S;0.001%이하, Ti;0.01-0.10%, N;0.01%이하, Nb;0.04-0.07%, Ni;0.1-0.5%, Mo;0.1-0.5%, 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순 원소들로 조성된 강슬라브를 마련하는 공정;

상기 조성의 강슬라브를 가열대 온도 1150-1350℃에서 재가열한 후 750-850℃ 마무리 압연온도로 열간압연하는 공정; 및

상기 마무리 열간압연된 강슬라브를 수냉각하여 500-600℃의 온도에서 권취하는 공정;을 포함하여 구성된다.

이하, 본 발명의 강 조성성분 및 그 성분제한 사유를 설명한다.

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소나 다량 첨가에 따라 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 원소이다. 따라서 본 발명에서는 이를 고려하여 그 첨가량을 0.03-0.09중량%(이하, %라 한다)로 제한한다. 그 첨가량이 0.03%미만이면 동일한 강도를 얻기 위하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하며 0.09%를 초과하면 용접성, 성형성 및 인성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다.

Si는 고용강화 및 용강을 탈산시키는 역할을 하는 원소로서, 본 발명에서는 이를 0.01-0.50%범위로 첨가한다. 그 첨가량이 0.01%미만에서는 용강의 탈산역할을 충분히 하지 않기 때문에 청정한 강을 얻기 어려우며, 0.5%를 초과하면 열간압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 될 뿐만 아니라 연성도 저하되기 때문에 바람직하지 않다.

Mn은 강을 고용강화시킴에 효과적인 원소로서 1.2%이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나 그 첨가량이 2.0%를 초과하면 제강공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해치기 때문에 바람직하지 않다.

P는 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.01%로 제한한다

S도 역시 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.001%로 제한한다.

Nb은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소임과 동시에, 강의 강도도 크게 향상시키는 역할을 하기 때문에 적어도 0.04% 이상을 첨가하여야 하나, 0.07%를 초과하면 과도한 Nb 탄질화물의 석출에 따라 오스테나이트 미재결정온도가 지나치게 올라가기 때문에 재질이방성이 증가하게 되므로 0.04-0.07%로 제한한다.

Ti은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소로써 강 중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열 과정에서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며, 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합하여 아주 미세한 TiC 석출물이 형성함으로써 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다. 따라서 TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.01%이상의 Ti이 첨가될 것이 요구되나, 0.10%를 초과하면 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 따라 TiN이 재고용되고, 이에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화되기 때문에 Ti 첨가량의 상한은 0.10%로 제한한다.

N은 상기 Ti 첨가에 밀접한 관련이 있다. 일반적으로 N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나 한편으로 강 중에 질소가 존재하면 할 수록 인성은 크게 저하시키는 것으로 알려져 있으므로 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재시키고, 이를 Ti과 반응시켜 TiN를 형성함으로써 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하였다. 그러나 Ti의 일부는 N와 반응하지 않고 남아 이후의 공정에서 탄소와 반응하여 TiC를 형성함으로써 소재의 인성을 해칠 수 있으므로 그 첨가량을 0.01%이하로 제한한다.

Mo는 소재의 강도를 상승시킴에 매우 유효하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 생성을 조장함에 의해 항복비를 낮추는 역할을 한다. 또한 시멘타이트와 탄화물이 집적되어 있어 열화한 충격특성을 보이는 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성도 확보할 수 있다.

이를 위해 본 발명에서는 Mo를 0.1%이상 첨가하나, 고가의 원소임을 고려하여 그 첨가량의 상한을 0.5%로 제한함이 바람직하다.

Ni은 오스테나이트 안정화 원소로서 펄라이트 형성을 억제하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 형성을 용이하게 하는 원소로서 본 발명에서는 이를 0.1%이상 첨가하나 고가의 원소이므로 그 첨가량의 상한을 0.5%로 제한함이 바람직하다.

다음으로 본 발명의 제조방법에 대해서 설명한다.

본 발명에서는 먼저, 상술한 조성을 갖는 강슬라브를 가열대 온도 1150-1350℃에서 재가열한다. 슬라브 재가열온도는 본 발명에서 중요하다. 만약 재가열온도를 1150℃미만으로 석출물이 충분히 재고용되는 온도 이하로 설정하면 열간압연 이후의 공정에서 NbC등의 석출물이 감소하게된다. 따라서 재가열 온도를 1150℃이상 으로 유지하므로써 석출물의 재고용을 조장하고 적당한 크기의 오스테나이트 결정립도를 유지할 수 있으며, 이에 따라 소재의 강도수준도 향상시키면서 코일의 길이 방향으로 균일한 미세조직을 얻을 수 있다. 이때 재가열대 온도가 너무 높으면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로 재가열대 온도 상한은 1350℃로 하는 것이 좋다.

이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강슬라브를 조압연후, 750-850℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한다.

본 발명에서는 Mo, Nb, Ti이 복합첨가 되어 있으며, 이와 같은 석출원소의 석출강화에 의한 강도증대 효과를 얻기 위해서 열간압연 마무리온도를 750-850℃의 범위로 정하였다. 만일 열간압연 마무리 온도가 780℃보다 낮으면, 열간압연 도중에 오스테나이트에 강한 변형집합조직이 형성되고, 이에 따라 상변태에 의해 생성된 페라이트 및 침상형(acicular) 페라이트에도 강한 변태집합조직이 형성되게 된다. 한편, 열간압연 마무리 온도를 820℃보다 높게 설정하면 마무리 압연개시온도가 높게 되어 변태에 의해 생성되는 페라이트의 결정립이 미세하지 않게 되며, 그 결과 원하는 강도 수준을 나타내지 못하기 때문에 경제적이지 못하다.

보다 바람직하게는, 오스테나이트 미재결정 온도영역 전체 압하량이 60%이상이 되도록 상기 재가열된 강슬라브를 마무리 열간압연하는 것이다. 이러한 전체 압하량으로 압연함으로써 오스테나이트 결정립을 세립으로 가져올 수 있으며, 이에 따라 변태후 형성되는 페라이트의 결정립을 효과적으로 미세화시킬 수 있다.

다음으로, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연된 강슬라브를 수냉각하여 500-600℃의 온도에서 권취한다. 즉, 본 발명에서는 열간압연을 마무리한 후, 런-아웃 테이블 상에서 수냉각을 실시함으로써 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 동시에 페라이트 조대화를 방지하므로써 인성저하를 억제한다.

권취온도는 500-600℃ 온도범위가 적당한데, 600℃보다 높으면 미세조직이 조대한 페라이트와 펄라이트로 형성되고 석출물이 증가하여 인성이 나빠지게 되며 500℃보다 낮으면 베이나이트 변태가 일어나 강도는 증가하나 소재의 인성이 크게 저하하고 재질이방성도 증가하기 때문이다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 일실시예일뿐 본 발명의 범위가 이러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다.

(실시예 1)

강종	C	Si	Mn	P	S	Nb	Ni	Mo	Ti	N	비고
A	0.061	0.21	1.6	0.011	0.001	0.053	0.24	0.3	0.018	0.0069	발명강
B	0.058	0.23	1.62	0.01	0.001	0.057	0.24	0.24	0.02	0.0057	발명강
C	0.054	0.2	1.55	0.009	0.0008	0.053	0.23	0.23	0.022	0.0071	발명강
D	0.06	0.21	1.7	0.008	0.0008	0.054	0.28	0.28	0.023	0.005	발명강

상기 표1과 같은 화학성분을 갖는 발명강을 용해하여 강슬라브를 제조하였다.

강종	가열 온도(℃)	마무리 압연온도(℃)	미재결정 압하량	권취온도(℃)	두께 (mm)	비고
A	1175	750	55	610	14.6	비교재1
B	1180	750	70	590	14.6	발명재1
C	1210	820	58	580	14.6	비교재2
D	1285	815	73	587	14.6	발명재2

이어, 상기와 같이 마련된 각각의 강슬라브를 상기 상기 표 2와 같은 조건으로 처리하여 열연강판을 제조하였으며, 이어, 제조된 열연강판에 대한 충격 및 DWTT 시험을 실시하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 한편 상기 표 2에서, 강종 A, C는 발명강을 이용하여 본 발명을 벗어난 조건으로 압연등을 한 것이고, 강종 B, D는 발명강을 이용하여 본 발명범위의 조건으로 열연강판을 제조한 것이다. 이때, 그 최종 코일 두께는 17.5mm이다.

시편	YP(MPa)	TS(MPa)	EL(%)	DWTT(℃,%)		비고
				-20	-40
A	545/537	695/688	34.5/34.5	98	75	비교재1
B	568/579	730/721	28/29.3	99	88	발명재1
C	548/554	673/702	32/33.2	100	64	비교재2
D	563/577	734/713	28.9/28.5	98	90	발명재2

상기 표 3에 나타난 바와 같이, 비교재(1-2)의 경우 항복강도가 545~554Mpa에 불과하나, 본 발명의 공정을 이용하여 제조된 발명재(1-2)의 경우 그 항복강도가 563~579MPa로 높은 값을 나타냄을 알 수 있다.

또한 DWTT의 경우 모두 -20℃에서 95%이상의 연성파면율을 나타내나, -40℃에서는 비교재(1-2)의 경우 연성파면율은 64%, 75%로 낮은 값을 보임에 반하여, 발명재(1-2)의 경우 88~80%로 높은 값을 나타냄을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 강 화학성분을 조절하고 슬라브 가열온도, 열간압연 및 권취조건을 제어하므로써, 페라이트 및 침상형(acicular) 페라이트 조직 형성과 동시에 미세한 석출물을 형성할 수 있으며, 이에 따라 높은 항복강도 및 DWTT 연성파면율을 얻을 수 있다. 또한 제조조건에 있어 비교적 정확한 열간압연 조건을 사용함으로써 압연 생산성을 향상시킬 수 있으며 본 발명에 의해 제조원가의 저하를 도모할 수 있는 등, 그 효과가 매우 크다고 하겠다.

Claims (2)

1. 중량%로 C;0.03-0.09%, Si;0.01-0.50%, Mn;1.2-2.0%, P;0.01%이하, S;0.001%이하, Ti;0.01-0.10%, N;0.01%이하(0%는 제외), Nb;0.04-0.07%, Ni;0.1-0.5%, Mo;0.1-0.5%, 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순 원소들로 조성된 강슬라브를 마련하는 공정;

   상기 조성의 강슬라브를 가열대 온도 1150-1350℃에서 재가열한 후 오스테나이트 미재결정 온도 영역 전체 압하량이 60% 이상 되도록 750-850℃에서 마무리 압연온도로 열간압연하는 공정; 및

   상기 마무리 열간압연된 열연강판을 수냉각하여 500-600℃의 온도에서 권취하는 공정을 포함하는 DWTT 연성파면율이 높은 라인파이프용 열연강판의 제조방법.
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