KR101289192B1

KR101289192B1 - 파괴전파 저항성 및 ｄｗｔｔ 역파면 억제능이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101289192B1
Application number: KR1020090119770A
Authority: KR
Inventors: 천승환; 유장용; 김도성; 배무종
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2009-12-04
Filing date: 2009-12-04
Publication date: 2013-07-26
Also published as: KR20110062902A

Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.10%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 바나듐(V): 0.08% 이하, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 니켈(Ni): 0.1~0.4%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 면적분율로, 등축 페라이트 25~40% 및 침상 페라이트 60~75%를 포함하는 라인파이프용 강판에 관한 것이다.

라인파이프, DWTT, 등축 페라이트, 침상 페라이트

Description

파괴전파 저항성 및 ＤＷＴＴ 역파면 억제능이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법{STEEL PLATE FOR PIPELINE WITH EXCELLENT FRACTURE ARRESTABILITY AND INHIBITORY ACTIVITY OF DWTT INVERSE FRACTURE AND MANUFACTURING METOD OF THE SAME}

본 발명은 한랭지역에서 사용되는 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강판의 미세조직을 등축 페라이트와 침상 페라이트로 제어한 파괴전파 저항성 및 DWTT 역파면 억제능이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근들어 에너지 사용량이 증가함에 따라 기후조건이 열악한 시베리아, 알래스카 등의 한랭지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지고 있으며, 이러한 유전지역의 풍부한 가스 자원을 라인파이프를 이용하여 소비지역으로 수송하고 있다. 이러한 라인파이프에 적용되는 강재는 수송가스의 압력뿐만 아니라 심해저의 수압을 고려하여 점점 후물화되는 경향을 보이며, 최근 두께 41mm의 항복강도 70ksi급의 강판까지 필요성이 대두되고 있다. 더불어, 저온에서 안전하게 이용하기 위하여 취성 파괴 정지 특성을 나타내는 DWTT(Drop Weight Tear Tester) 특성이 필수적으로 요구되고 있다.

일반적으로 라이파이프 상태에서 DWTT 연성파면율이 -10℃에서 85% 이상이면 사용이 가능하다. 이러한 파이프에 공급되는 강판은 기본적으로 DWTT 연성파면율이 -20℃에서 85% 이상을 보유해야 한다.

통상적으로 강재의 두께가 증가할수록 두께방향의 재질편차가 증가한다. 특히 중심편석이나 조대한 결정립 크기의 상들이 상대적으로 많이 분포하고 있는 후육 강판의 경우 두께 중심부위는 균열의 개시점으로 작용할 뿐만 아니라 전파 저항성이 매우 취약하여 벽개파괴가 중심부를 따라서 용이하게 발생한다. 따라서 저온 DWTT 특성이 우수한 라인파이프용 강판을 제조하기 위해서는 중심편석을 야기하는 불순물 원소들의 함량을 최대한 낮춰야 하고, 중심부 미세조직의 결정립 입도를 균일하고 미세화할 수 있는 제조방법이 요구되고 있다.

한편, 고강도(항복강도 70ksi 이상) 라인파이프용 강판의 DWTT 수행시, 시편의 해머 타격부에서 소위 벽개형태의 역파면이 날카롭게 발달하여 DWTT 특성을 열화시키는 경우가 자주 발생한다. 역파면 형성 원인은 아직 명확히 규명된 바는 없으나, 최근 개발된 고강도 라인파이프용 강재의 높은 파괴개시에너지에 기인하여 노치부에서 벽개파괴 개시에 필요한 에너지가 크기 때문에 시편의 파괴과정 동안 해머 타격부에 많은 압축변형이 도입되어 용이하게 취화되어 역파면이 크게 형성될 가능성이 있다고 보고되고 있다. 역파면은 강판의 두께가 증가하고 시험온도가 낮을수록 더욱 심각하게 나타나는 경향을 보인다. 따라서, 라인파이프용 강판의 저온 DWTT 인성을 확보하기 위해서는 상술한 균일 미세 결정립 제어방법 뿐만 아니라 역파면에 대한 높은 저항성을 갖는 강판 제조방법이 요구되고 있다.

본 발명은 저온에서 외부의 응력이나 충격에 의하여 벽개파괴가 개시되어 전파될 때 균열경로를 최소화함으로써, 벽개파괴 전파 저항성을 향상시키고, 강판의 결정립을 미세화하여 DWTT 역파면 형성을 최대한 억제하는 라인파이프용 강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 일 구현례로서, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.10%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 바나듐(V): 0.08% 이하, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 니켈(Ni): 0.1~0.4%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 면적분율로, 등축 페라이트 25~40% 및 침상 페라이트 60~75%를 포함하는 라인파이프용 강판을 제공한다.

상기 등축 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.

상기 침상 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명은 다른 구현례로서, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.10%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 바나듐(V): 0.08% 이하, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 니켈(Ni): 0.1~0.4%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1120℃에서 재가열한 후 1090℃ 이하에서 상기 슬라브를 추출하는 슬라브 재가열 단계; 상기와 같은 재가열된 슬라브를 Tnr+30℃~Tnr+55℃에서 압연을 개시하여 Tnr-10℃~Tnr+10℃에서 압연을 종료하는 재결정역 압연단계; 상기와 같은 재결정역 압연된 강판을 Ar3+40℃~Ar3+60℃에서 압연을 개시하고 누적압하율 63~67%로 압연하여 Ar3-10℃~Ar3+10℃에서 종료하는 미재결정역 압연단계; 및 상기와 같이 미재결정역 압연된 강판을 Ar3-40℃~Ar3-25℃에서 냉각을 개시하여 10℃/s 이상의 냉각속도로 Ms+20℃~Ms+35℃로 냉각하는 단계를 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법을 제공한다.

상기 재결정역 압연단계의 평균 압하율은 10% 이상인 것이 바람직하다.

상기 냉각단계 후 공냉 또는 방냉단계를 추가적으로 포함할 수 있다.

본 발명을 통하여, 벽개파괴 전파저항성이 우수하고, DWTT 역파면 형성을 최소화할 수 있는 극후물 라인파이프용 강판을 제공할 수 있다.

본 발명은 중심편석을 일으키는 불순물의 함량을 최소화하고, 미세조직은 등 축 페라이트 25~40% 및 침상 페라이트 60~75%로 제어하며, 그 결정립을 미세하게 제어함으로써, 저온에서 외부 응력 또는 충격에 의하여 벽개파괴가 개시되어 전파될 때, 단위균열경로를 최소화하여 벽개파괴 전파저항성을 증대시키고, DWTT 역파면 형성을 최소화할 수 있는 극후물 라인파이프용 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 한다.

DWTT 특성은 강재의 유효 결정립 크기와 연관성이 있는데, 유효 결정립 크기는 고경각입계를 갖는 결정립들의 크기로 정의되며, 균열이 개시되어 전파할 때 균열은 유효 결정립계에서 진전 경로가 바뀌게 된다. 따라서 유효 결정립도가 미세화될수록 균열의 전파저항성은 증가하게 된다. 또한, 후물재의 경우 중심편석이 발생하기 쉬운데, 이러한 중심편석은 균열의 개시점으로 작용할 수 있고, 균열의 전파 저항성이 낮아 균열이 쉽게 진전하므로, 중심편석을 발생시킬 수 있는 불순물을 최소화하여야 한다.

이하, 본 발명 강판의 성분계 및 조성범위에 대하여 먼저 설명한다.

탄소(C): 0.04~0.10중량%

탄소는 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적인 원소이나, 지나치게 다량 첨가될 경우에는 오히려 용접성, 성형성 및 인성 등을 저하시킬 수 있다. 탄소의 함량이 0.04중량% 미만인 경우에는 탄소의 함량이 너무 낮아 원하는 강도를 얻기 어려워 고가의 합금원소를 추가적으로 포함하여야 원하는 강도를 얻을 수 있다. 그러나, 0.10중량%를 초과하는 경우에는 탄소의 함량이 너무 높아 상술한 바와 같이, 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si): 0.05~0.50중량%

실리콘은 용강을 탈산시키는 탈산제 역할을 하고, 고용강화 원소로 사용된다. 실리콘의 함량이 0.05중량% 미만인 경우에는 용강의 탈산이 충분하지 못하여 인성이 저하될 수 있다. 그러나, 0.50중량%를 초과하는 경우에는 열간압연시 실리콘에 의한 붉은 스케일이 형성되어 강판 표면 형상이 매우 열악해지고 용접부 인성이 저하된다.

망간(Mn): 1.4~2.0중량%

망간은 고용강화 효과로 인하여 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 망간은1.4중량% 이상 포함되어야 소입성의 증가효과와 항복강도 80ksi급 강재에서 요구하는 고강도를 얻을 수 있다. 그러나, 2.0중량%를 초과하는 경우에는 제강공정에서 슬라브를 주조할 때 두께 중심부에 편석이 발생하여 최종 생성물의 용접성을 해칠 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01~0.05중량%

알루미늄은 실리콘과 함께 제강단계에서 탈산제로 첨가되고, 고용강화에 의 하여 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 알루미늄이 0.01중량% 미만으로 포함되는 경우 상술한 탈산효과가 불충분하여 인성이 저하된다. 그러나,0.05중량%를 초과하는 경우에는 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

티타늄(Ti): 0.005~0.02중량%

티타늄은 강의 응고단계에서 N과 결합하여 TiN 석출물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하며, 최종 조직의 입도를 미세화시켜 강의 인성을 향상시킬 수 있다. 티타늄의 함량이 0.005중량% 미만인 경우에는 TiN 석출물이 불충분하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 어렵다. 그러나, 0.02%를 초과하는 경우에는 통상 용질 Ti가 과다하게 존재하여 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출되어 입도 미세화에 적절하지 못하다.

질소(N): 0.002~0.01중량%

질소는 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 고용강화 효과는 탄소보다 크다. 강 중에 질소가 존재하면 인성이 저하된다고 알려져 있다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 이용하여 티타늄과 반응시켜 TiN을 형성하여 슬라브의 재가열과정에서 결정립 성장을 억제하도록 제어한다. 질소의 함량이 0.002중량% 미만인 경우에는 TiN 석출물의 함량이 적어 결정립 성장을 억제하는 효과가 그리 크지 않다. 반면에, 질소의 함량이 0.01중량%를 초과하는 경우 질소는 고용질소로 존재하여 인성을 크게 저하시키는 문제가 있다.

니오븀(Nb): 0.02~0.07중량%

니오븀은 결정립을 미세화시키는데 매우 유용한 원소이고, 고강도 조직인 침상페라이트 또는 베이나이트의 형성을 촉진시켜 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 0.02중량% 미만으로 첨가되는 경우 상기와 같은 효과가 미미하다. 그러나, 0.07중량%를 초과하는 경우에는 용접성을 저하시킬 수 있다.

바나듐(V): 0.08중량% 이하

바나듐은 탄소와 반응하여 V(C,N)석출물을 형성하고, 상기 석출물에 의하여 석출강화 및 소입성을 향상시킬 수 있다. 다만, 0.08중량% 이상으로 포함되는 경우에는 용접성 및 인성이 저하될 수 있다.

칼슘(Ca): 0.0005~0.004중량%

칼슘은 MnS 비금속 개재물을 구상화하는데 유용한 원소로서, 상기 MnS 개재물 주위에서의 균열 생성을 억제할 수 있다. 칼슘의 함량이 0.0005중량% 미만인 경우 MnS 개재물의 구상화 효과가 나타나지 않는다. 그러나, 그 함량이 0.004중량%를 초과하는 경우에는 오히려 CaO계 개재물이 다량 생성되어 충격인성을 저하시킨다.

니켈(Ni): 0.1~0.4중량%

니켈은 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 본 발명에서는 후 물재의 강도 및 취성파괴정지 특성을 향상시키는 역할을 한다. 니켈의 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과가 미미하다. 그기고 니켈은 매우 고가의 원소이므로, 상기와 같은 효과가 있음에도 불구하고 첨가량을 무조건 증가시키는 것은 바람직하지 못하다. 왜냐하면, 가격대비 강도 및 인성 향상효과가 상대적으로 적기 때문이다. 따라서, 가격과 강도 및 인성향상 효과를 고려하여 그 상한은 0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.05~0.3중량%

몰리브덴은 강의 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 다만, 0.05중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 강도 향상 효과가 미미하다. 그리고, 0.3중량%를 초과하여 첨가되는 경우에는 후물재 중심부에 조대한 베이나이트와 도상 마르텐사이트(MA)조직을 형성하여 DWTT특성을 저하시킬 수 있다. 다만, 몰리브덴은 고가의 원소이고 그 함량이 높아지면 용접성이 저하되므로, 그 상한을 0.1중량%로 한정하는 것이 보다 바람직하다.

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 때문 에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

인(P): 0.01중량% 이하

인은 강제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, 상술한 바와 같이 본 발명에서 인의 함량을 최대한 낮게 제어하여야 한다. 인이 첨가되면 강판의 중심부에 편석되고 균열 개시점 또는 진전 경로로 이용될 수 있다. 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 0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.005중량% 이하

황은 강제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 비금속개재물을 형성하여 강의 인성 및 강도를 저하시키고 특히, 극저온상태에서 취성 파괴 정지 특성을 확보하기 위하여 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.

상술한 성분계를 가지는 강판으로서, 벽개파괴 전파 저항성이 우수하고 DWTT 역파면 저항성이 우수한 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 강판의 미세조직에 대하여 한정할 필요가 있다.

본 발명에서는 벽개파괴 전파 저항성 및 DWTT 역파면 저항성을 향상시키기 위하여, 강판의 미세조직은 면적분율로, 등축 페라이트 25~40% 및 침상 페라이트 60~75%를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 등축 페라이트 및 침상 페라이트의 평균결정립 크기는 5㎛ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 상술한 바와 같이, 결정립의 크기가 작을 수록 균열의 진전 경로가 변경되어 균열의 전파저항성은 증가하게 된다.

상술한 성분계를 가지며 내부조직 조건을 충족하는 강판은 항복강도 530~555MPa, 인장강도 590~630MPa, -20℃ DWTT 연성파면율 85%이상 및 DWTT 역파면율 7%이하인 것으로서, 본 발명에서 목적하는 성질을 모두 충족하는 강판이다.

상술한 바와 같은 본 발명의 목적을 충족하는 강을 제조하기 위하여 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 방법에 대하여 아래에서 설명한다.

본 발명의 제조방법은 개략적으로는 본 발명의 강 조성을 갖는 슬라브를 가열한 후, 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역 압연 및 오스테나이트 미재결정역 압연을 실시한 후 10℃/s 이상의 냉각속도로 가속냉각한 다음 냉각정지한다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

슬라브 재가열단계

열간압연전 슬라브를 1100℃ 이상으로 재가열하여 NbC가 용해되어 Nb 원자 상태로 존재하도록 해야 한다. 재가열온도가 1200℃를 초과하는 경우에는 재가열시 조대한 TiN 석출물이 형성되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 슬라브 재가열 단계의 온도범위는 1100~1200℃로 한정하는 것이 바람직하다. 더불어, 재가열된 슬라브는 균열대에서 1090℃ 이하로 유지한 후 추출한다. 본 발명에서는 저온 재결정역역 압연을 위하여 조압연 개시온도를 공냉을 통해 하향 조정하므로 슬라브 추출온도를 1090℃이하로 관리하는 것이 바람직하며 그 추출온도의 상한은 재결정역 압연단계의 온도를 고려하여 한정할 수 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 바람직한데, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.

재결정역 압연단계

상기 추출된 슬라브를 Tnr+30℃ ~ Tnr+55℃ 범위로 냉각한 후 상기 온도 범위에서 재결정역 압연을 개시하는 것이 바람직하다. 여기서 Tnr 온도는 오스테나이트의 재결정역이 정지되는 온도를 말하는 것으로서, Tnr= 887 + (464*C) + ((6445*Nb) - (644*SQRT(Nb))) + ((732*V) - (230*SQRT(V))) + (890*Ti) + (363*Al) - (357*Si) 로 도출해낼 수 있다. 재결정역 압연을 통하여 구 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 압연개시온도가 Tnr+55℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대해지는 문제점이 있다. 또한, 재결정역 압연시 평균 압하율은 10%이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 평균압하율이 10% 미만인 경우에는 조대한 미재결정역 오스테나이트가 잔존하여 DWTT 특성을 크게 저하시킬 수 있다. 더불어 압연종료온도는 Tnr-10℃ ~ Tnr+10℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 압연종료온도가 Tnr-10℃ 미만인 경우에도 조대한 미재결정역 오스테나이트가 잔존하여 DWTT 특성을 크게 저하시킬 수 있다.

미재결정역 압연단계

미재결정역 압연 개시온도는 Ar3+40℃ ~ Ar3+60℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. Ar3 온도는 오스테나이트가 페라이트로 변태되는 온도를 말하는 것이며, 이론상 Ar3 = 910-(273*C)-(74*Mn)-(57*Ni)-(16*Cr)-(9*Mo)-(5*Cu)로 도출해낼 수 있다. 압연개시온도가 Ar3+60℃를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트 조직이 형성되는 문제점이 있다. 또한, 미재결정역 압연단계의 누적압하율은 63~67%로 한정하는 것이 바람직하다. 누적압하율이 67%를 초과하는 경우에는 재결정역 압연효과가 약화되어 조대한 미재결정 오스테나이트가 잔존한다. 반면에, 63% 미만인 경우에는 오스테나이트가 충분히 찌그러지지 않아 미세한 침상 페라이트와 등축 페라이트 조직을 얻을 수 없다. 미재결정역 압연종료온도는 Ar3-10℃ ~ Ar3+10℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 미재결정역 압연종료온도가 Ar3+10℃를 초과하는 경우에는 미세한 등축 페라이트 조직의 분율이 낮아지고 조대한 침상 페라이트 조직의 분율이 증가된다.

냉각단계

상기 압연 종료 후 가속냉각을 실시한다. 냉각개시온도를 제어하는 것은 미세한 등축 페라이트의 형성에 중요한 요소이다. 본 발명에서 냉각개시온도는 Ar3-40℃ ~ Ar3-25℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 냉각 개시온도가 Ar3-25℃를 초과하는 경우에는 중심부에 등축 페라이트의 형성이 억제되어 냉각 후, 침상 페라이트 분율이 75%를 초과하게 되므로 DWTT 역파면 억제 효과가 약화된다. 냉각속도는 10℃/s 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 냉각속도는 특별히 한정되는 것은 아니지만 극후물재 특성상 적절한 상한이 존재할 수 있다. 냉각속도가 10℃/s 미만일 경우에는 등축 페라이트의 분율이 증가하고 결정립 크기가 조대해지므로 강도와 인성 모두 열화된다. 냉각종료온도는 Ms+20℃ ~ Ms+35℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다. Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 말하는 것으로서, 본 발명에서는 Ms = 561 - 474*(%C) - 33*(%Mn) - 17*(%Ni) - 17*(%Cr) - 21*(%Mo)로 도출해낼 수 있다. 냉각종료온도가 Ms+35℃를 초과하는 경우에는 침상페라이트 분율이 감소하여 강도가 크게 저하된다. 또한, 냉각 종료온도가 Ms+20℃ 미만일 경우에는 베이나이트 생성이 촉진되어 강도는 증가하나 인성이 열화된다. 아울러, 가속냉각 종료온도가 Ms 이하가 되면, 도상 마르텐사이트 조직이 변태되어 인성이 크게 저하된다.

공냉 또는 방냉단계

이후 추가적으로 공냉 또는 방냉을 통하여 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 설명한다.

(실시예)

하기 표1에 기재된 성분계를 만족하는 슬라브를 하기 표2에 기재된 제조조건에 따라 41mm 두께의 판재로 제조하였다. 상기와 같이 제조된 발명예1 내지 8 및 비교예1 내지 10에 대하여 DWTT 및 인장시험을 실시하였다. DWTT시험은 -20℃에서 실시하였으며, 각 시편에 대하여 노치부의 연성파면율과 해머타격부의 역파면율을 측정하여 하기 표3에 나타내었다. 더불어, 항복강도 및 인장강도를 측정하여 하기 표3에 나타내었으며, Electron Backscatter Diffraction(EBSD) 분석을 수행하여 고경각입계를 갖는 유효결정립의 평균 크기를 측정하여 하기 표3에 함께 나타내었다.

구분	C	Si	Mn	P	S	Nb	V	Ni	Cr	Mo	Al	Ca	Ti	N
발명강1	0.065	0.12	1.55	0.004	0.005	0.042	0.04	0.3	-	0.09	0.035	0.0010	0.012	0.0043
발명강2	0.060	0.15	1.65	0.012	0.003	0.044	0.05	0.37	-	0.07	0.02	0.0005	0.014	0.0040
발명강3	0.063	0.17	1.70	0.010	0.002	0.042	0.044	0.35	-	0.05	0.03	0.0006	0.017	0.0045
발명강4	0.065	0.15	1.58	0.012	0.005	0.045	0.04	0.35	-	0.15	0.025	0.0005	0.015	0.0048
비교강1	0.070	0.2	1.50	0.010	0.002	0.049	0.045	0.40	-	0.05	0.020	0.0011	0.015	0.0039
비교강2	0.072	0.24	1.51	0.008	0.003	0.040	0.045	0.25	0.1	-	0.027	0.0010	0.013	0.0035
비교강3	0.069	0.17	1.48	0.012	0.005	0.045	0.05	0.27	0.17	0.1	0.035	0.0008	0.014	0.0033

(단, 각 원소의 함량단위는 중량%임)

시편펀호	강종	추출 온도 (℃)	재결정역 압연 개시온도 (℃)	재결정역 압연 종료온도 (℃)	이론 Tnr (℃)	미재결정역 압연 개시온도 (℃)	미재결정역 압연 종료 온도 (℃)	미재결정역 누적 압하율 (%)	냉각 개시온도 (℃)	이론 Ar3 (℃)	냉각 속도 (℃/s)	가속냉각 종료온도 (℃)	이론 Ms (℃)
발명예1	발명강1	1075	1051	1011	1020	801	750	64	721	759	13	479	458
발명예2	발명강1	1079	1054	1012	1020	804	755	64	725	759	12	482	458
발명예3	발명강2	1084	1053	1018	1015	807	750	65	721	749	13	480	456
발명예4	발명강2	1086	1053	1011	1015	798	743	67	704	749	11	477	456
발명예5	발명강3	1087	1049	1008	1004	803	756	65	721	746	10	485	456
발명예6	발명강3	1087	1057	1014	1004	799	747	64	717	746	14	481	456
발명예7	발명강4	1077	1058	1019	1023	805	755	64	720	753	10	490	457
발명예8	발명강4	1084	1055	1018	1023	810	749	67	715	753	11	477	457
비교예1	발명강1	1085	1056	1021	1020	849	812	64	772	759	11	481	458
비교예2	발명강1	1082	1053	1018	1020	773	735	64	703	759	10	490	458
비교예3	발명강2	1141	1123	1083	1015	803	759	64	729	749	12	491	456
비교예4	발명강3	1109	1067	999	1004	805	759	64	725	746	9	503	456
비교예5	발명강4	1083	1055	1023	1023	805	745	70	715	753	13	478	456
비교예6	발명강4	1091	1067	1033	1023	799	745	64	711	753	8	512	456
비교예7	비교강1	1088	1055	1021	1026	805	752	64	708	756	15	420	456
비교예8	비교강2	1085	1051	1022	969	777	732	67	702	762	12	477	457
비교예9	비교강2	1079	1052	1022	969	781	738	67	707	762	10	479	457
비교예10	비교강3	1120	1055	1023	1022	806	767	62	738	762	10	481	457

시편번호	등축 페라이트 분율(%)	-20℃ DWTT 연성파면율 (%)	-20℃ DWTT 역파면율 (%)	압연직각 방향 항복강도 (MPa)	압연직각 방향 인장강도 (MPa)	결정립 평균크기 (㎛)
발명예1	33	90	5	545	624	4.4
발명예2	29	90	3	530	601	5.1
발명예3	29	91	2	542	627	4.9
발명예4	37	91	3	530	592	4.2
발명예5	25	89	4	555	630	-
발명예6	36	92	4	535	621	-
발명예7	31	87	7	549	605	4.5
발명예8	39	94	2	535	599	5.5
비교예1	15	68	21	565	631	9.3
비교예2	55	80	15	513	582	13.5
비교예3	20	56	15	533	602	16.5
비교예4	18	69	21	523	599	-
비교예5	47	72	11	525	591	18.3
비교예6	53	78	15	521	588	20.5
비교예7	55	53	13	525	593	-
비교예8	65	65	19	503	577	-
비교예9	66	79	18	511	555	-
비교예10	18	68	15	535	611	-

상기 표3에 나타난 바와 같이, 비교예1 내지 비교예6은 본 발명의 성분범위는 모두 만족하나 제조조건이 본 발명에서 제어하는 조건을 벗어난 경우로서, -20℃ DWTT 연성파면율은 56~80%로 낮고, 역파면율은 11~21%로 높아 전파저항성 및 역파면 형성 억제능도 불량함을 알 수 있다. 또한, 비교예7 내지 비교예10은 본 발명의 성분범위 및 제조조건 모두 만족하지 않은 경우로서, -20℃ DWTT 연성파면율은 53~79%로 낮고, 역파면율은 13~19%로 높아 전파저항성 및 역파면 형성 억제능도 불량함을 알 수 있다.

이에 비하여, 본 발명의 성분범위와 제조조건을 모두 만족하는 발명예1 내지 발명예8은 5.5㎛이하의 평균 결정립크기를 갖는 등축페라이트를 25~39% 포함하며, 항복강도 530~555MPa, 인장강도 599~627MPa, 그리고 -20℃ DWTT 연성파면율 87~94% DWTT 역파면율 7%이하를 나타내어 전파저항성 및 역파면 형성 억제능이 우수함을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.04~0.10%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 바나듐(V): 0.08% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 니켈(Ni): 0.1~0.4%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 면적분율로, 등축 페라이트 25~40% 및 침상 페라이트 60~75%를 포함하는 라인파이프용 강판.
제1항에 있어서, 상기 등축 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
제1항에 있어서, 상기 침상 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.04~0.10%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.02~0.07%, 바나듐(V): 0.08% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 니켈(Ni): 0.1~0.4%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1120℃에서 재가열한 후 1090℃ 이하에서 상기 슬라브를 추출하는 슬라브 재가열 단계;

상기 재가열된 슬라브를 Tnr(오스테나이트의 재결정역이 정지되는 온도)+30℃~Tnr(오스테나이트의 재결정역이 정지되는 온도)+55℃에서 압연을 개시하여 Tnr(오스테나이트의 재결정역이 정지되는 온도)-10℃~Tnr(오스테나이트의 재결정역이 정지되는 온도)+10℃에서 종료하는 재결정역 압연단계;

상기 재결정역 압연된 강판을 Ar3+40℃~Ar3+60℃에서 압연을 개시하고, 누적압하율 63~67%로 압연하여 Ar3-10℃~Ar3+10℃에서 종료하는 미재결정역 압연단계; 및

상기 미재결정역 압연된 강판을 Ar3-40℃~Ar3-25℃에서 냉각을 개시하고, 10℃/s 이상의 냉각속도로 Ms+20℃~Ms+35℃까지 냉각하는 단계를 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 재결정역 압연단계의 평균 압하율은 10% 이상인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 제조방법은 상기 냉각단계 후 공냉 또는 방냉단계를 추가적으로 포함하는 라인파이프용 강판의 제조방법.