KR101360467B1 - 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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 %, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3 %, 니켈(Ni): 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 바나듐(V): 0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.3% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004 %, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 미세조직은 등축 페라이트를 30 내지 60 % 이상 함유하는 페라이트 및 베이나이트 혼합 조직을 면적분율로 95% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판에 관한 것이다.

Description

저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 {LINEPIPE STEEL PLATE WITH EXCELLENT LOW TEMPERATURE FRACTURE TOUGHNESS AND HIGH UNIFORM ELONGATION METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 극저온 및 지진대에서 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

라인파이프는 주로 원유나 천연가스의 수송 등을 위해 사용되는 강관을 의미한다. 상기 라인파이프 내에는 고압의 가스 또는 원유가 흐르기 때문에, 높은 압력이 라인파이프에 작용하게 되며, 라인파이프가 이러한 높은 압력을 견디기 위해서 고강도 특성이 요구된다.

최근, 기후조건이 열악한 시베리아, 알래스카의 유전 개발 등 한랭지 유전, 가스전 개발에 따라 라인파이프용 강재의 저온 파괴인성 요구조건이 강화되는 추세로, 기존에는 -10℃나 -20℃ 보증의 강재가 사용되었으나, 최근에는 -50℃ 보증의 강재가 요구되고 있다.

저온에서 라인파이프용 강재가 안전하게 사용되기 위해서는, 불완전 연성파괴에 대한 저항성 및 취성파괴 정지 특성이 필수적으로 우수해야 한다.

불완전 연성파괴는, 연성파괴 양식에 의해 순식간에 수 km 이상의 파이프에 크랙(crack)이 전파되는 파괴로서, 이에 대한 저항성은 샤르피(Charpy) 충격인성에 비례한다. 종래 환경에서는 항복강도 80 ksi 급의 X80 강의 경우, 샤르피 충격인성이 -20℃에서 180J 이상이면, 사용 중 발생 가능한 불완전 연성파괴를 막을 수 있으나, 시베리아나 알래스카와 같은 한냉지에서는 샤르피 충격인성이 -50℃에서 240J 이상 이여야 불완전 연성파괴를 방지할 수 있다.

취성파괴 저항성은, DWTT(Drop Weight Tear Tester) 시험에 의해 평가되는데, 종래 환경에서는 DWTT 연성파면율이 -10℃에서 85% 이상이면 사용이 가능하였으나, 시베리아나 알래스카와 같은 한냉지 환경에서는 DWTT 연성파면율이 -20℃에서 85% 이상을 만족하는 강재가 요구되고 있다.

또한, 지진에 대한 파이프라인의 안정성 요구로는, 한랭지로 갈수록 동토의 해빙 시 토양의 이동에 의한 파이프라인의 붕괴 위험이 높으므로, 파이프 축방향으로의 소성변형능이 우수할 것이 요구되고 있다.

파이프 축방향의 소성 변형능은 인장시험으로 평가시, 균일연신율에 의해 결정되는 것으로 알려져 있으며, X80급 강의 경우에는 지진 및 토양의 이동에 대한 저항성을 갖기 위해, 통상적으로 균일연신율 9% 이상이 되어야 경제적으로 시공이 가능하다고 알려져 있다.

파이프 상태에서 소성변형능이 우수한 강판에 대한 종래 기술로서,

특허문헌 1에는 중량％로，C:0.03∼0.25％，Mn:0.5∼2.0％를 함유하고, 나아가서 Si:0.01~1.0%, Cu:0.05~0.5%, Ni:0.05~0.5%, Cr:0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.5%, Nb:0.005~0.1%, V:0.005~0.1%, Ti:0.005~0.1%의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 강이고，금속 조직은，면적 분율로 10∼80％의 페라이트와 잔부가 베이나이트，마르텐사이트의 1 종 또는 2 종으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강을 이용한 내좌굴 특성이 우수한 강 부재에 관해 개시하고 있으며, 특허문헌 2에는 C:0.03∼0.15％, Si:0.01~1%, Mn:0.5∼2.0％를 함유하고, 나아가서 Cu:0.05~0.5%, Ni:0.05~0.5%, Cr:0.05~0.5%, Mo:0.05~0.5%, Nb:0.005~0.1%, V:0.005~0.1%, Ti:0.005~0.1%의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 1000~1200°C로 가열하고, 열간압연하여 Ar3 ~ (Ar3 - 80°C)의 온도역으로부터 550°C 이하의 온도까지 15°C/s 이상의 냉각속도로 냉각하여 면적분율로 10~50%의 하부 베이나이트를 함유하는 강에 대해 개시하고 있다.

또한, 특허문헌 3에는 합금원소를 제어하며 특히, Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/32 + Mo/7 ≥ 0.11의 관계를 만족하는 강이고, Aspect ratio ≤ 4.0 인 MA (Martensite Austenite) 공존 조직 5~20%를 함유하는 베이나이트 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강을 이용한 내좌굴(耐座屈) 특성이 우수한 강 부재에 관해 개시하고 있으며, 특허문헌 4에는 모재부의 조직이, 평균 입경으로 5㎛ 이하의 페라이트를 면적률로 20%이상 함유하는 베이나이트 주체 조직이고, 용접열영향부의 조대한 구 오스테나이트 입계에 생성한 조직 중에 하부 베이나이트를 면적률로 5%이상 함유하는 것을 특징으로 하는 변형성능, 저온인성 및 HAZ인성이 우수한 고강도 강관 및 그 제조방법에 대해 개시하고 있다.

또한, 특허문헌 5에는 평균 결정립 10㎛ 이하, 면적율이 70 ~90%의 페라이트를 함유하는 미세조직을 갖고 X-선 회절로 측정시 잔류 오스테나이트 함량이 5~15% 함유하는 것을 특징으로 하는 좌굴 특성이 우수한 고강도 강관에 관한 것이며, 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 대해 개시하고 있다.

상기 일본 특허공보들에서 제시하고 있는 기술은 모두 지진발생 환경하에서의 소성변형능 만을 고려한 결과로, 극한지방에서 요구되는 불완전 연성파괴 및 취성파괴 정지 특성 확보에 대한 기술 개시가 없으므로, 지진 및 토양 이동의 엄격한 환경에 대해서는 대응이 어려운 문제가 있다.

한편, 특허문헌 6의 경우, 소성변형능 및 극저온에서의 취성파괴 정지 특성이 우수한 항복강도 80ksi급의 라인파이프용 후판을 제조하는 방안에 대해 개시하고 있다. 상기 기술은 Mo, Nb, Ti을 복합첨가하고 후판 압연 공정에서 재결정역에서 압연을 하고 곧바로 강판의 온도가 목표하는 미재결정역 시작온도가 되도록 수냉을 한 후, 미재결정역에서의 강압연 및 Ar3 온도 근방에서 강냉 가속냉각을 행하여 균일하게 분포하는 미세한 등축페라이트 + 베이나이트의 복합 조직을 형성시킴으로써 변형성능 및 저온에서의 취성 파괴 정지 특성이 우수한 항복강도 80ksi급 라인파이프용 후판을 제조하는 방법을 제공하고 있으나, 불완전 연성파괴 저항성 확보에 대한 고려가 없어, 최근의 극한지 환경에서 요구하는 강재 제조에 적용할 수 없는 난점이 있다.

일본 특허공개공보 제1998-330885호 일본 특허공개공보 제1999-279700호 일본 특허공개공보 제2003-293075호 일본 특허공개공보 제2004-131799호 일본 특허공개공보 제2004-143499호 한국 특허공개공보 제2005-0128665호

본 발명의 일 측면은 상술한 문제점을 해결하기 위한 것으로, 적절한 압연 패턴으로 오스테나이트 재결정압연 및 미재결정 압연을 행한 후, 냉각 개시 시점을 제어하고, 냉각 구간별 냉각속도 제어를 통해 강판의 미세조직을 제어함으로써 저온 파괴인성 및 균일연신율 특징을 만족하는 라인파이프용 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 한다.

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 %, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3 %, 니켈(Ni): 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004 %, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 미세조직은 면적분율로 30 내지 60 %의 등축 페라이트 및 40 내지 70%의 베이나이트 혼합 조직을 주상 조직으로 포함하는 것을 특징으로 하는 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판에 관한 것이다.

또한, 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 %, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3 %, 니켈(Ni): 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004 %, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1050 내지 1180 ℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하는 재결정역 압연단계; 상기 압연된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이하의 온도와 오스테나이트가 페라이트로 변태하는 온도(Ar3) 이상의 온도 구간에서 마무리 압연하여 강판을 제조하는 마무리 압연단계; 상기 압연된 강판을 15~35 초간 공냉한 후, 15 내지 30 ℃/sec 냉각속도로 Bs 온도까지 냉각하는 제1냉각단계; 상기 제1냉각된 강판을 30 내지 60 ℃/sec 냉각속도로 냉각하는 제2냉각단계; 및 상기 제2냉각 후 강판을 350 내지 500 ℃의 온도범위에서 냉각을 정지하는 냉각정지단계를 포함하는 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명에 따라, 적절한 압연 패턴으로 오스테나이트 재결정 압연 및 미재결정 압연을 행하고, 수냉개시 시점을 제어하고, 냉각 구간별 냉각속도를 제어함으로써 한냉지 환경에서 요구되는 저온 파괴인성 및 균일연신율 특성을 만족하는 X80급 라인파이프 강판을 제조할 수 있다. 본 발명에 의해 제조된 X80급 라인파이프 강판은 극한지의 경제적인 파이프라인 건설에 크게 기여할 것으로 사료된다.

도 1a는 발명강의 조직에 대한 광학현미경 관찰 사진을 나타낸 것이다.
도 1b는 발명강의 조직에 대한 투과전자현미경 관찰 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 비교강의 미세조직에 대한 광학현미경 관찰 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명에 따른 발명강의 제조방법(A)과 종래의 강재 제조방법(B)의 냉각곡선을 나타낸다.

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 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판은 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 %, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3 %, 니켈(Ni): 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 바나듐(V): 0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.3% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004 %, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 강판의 미세조직은 면적분율로 30 내지 60 %의 등축 페라이트 및 40 내지 70 %의 베이나이트 혼합 조직을 포함한다.

이때, 상기 강판의 조성에는 바나듐(V): 0.08% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 것이 바람직하다.

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

이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.04~0.10 %

탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나, 그 함량이 0.10% 초과하여 함유될 경우 용접성, 성형성, 인성 등에 좋지 않으며, 반면 그 함량이 0.04% 미만일 경우에는 동일한 강도를 발휘시키기 위하여 Mo, Ni 등과 같은 다른 고가의 합금 원소가 다량 첨가되어야 하므로 매우 비경제적이다. 따라서, 탄소의 함량은 0.04~0.10 %로 한정하는 것이 바람직하다.

Si: 0.05~0.50 %

실리콘(Si)은 알루미늄을 보조하여 용강을 탈산시키는 작용을 하므로 탈산 효과를 얻는데 유용하며, 고용강화 원소로서의 역할도 한다. 강중 Si 함량이 0.05% 미만이면 용강의 탈산이 충분하지 않아 인성이 저하될 우려가 있으며, 반면 0.5%를 초과하여 첨가할 경우에는 열간압연시 Si에 의한 붉은 스케일이 형성되어 강판 표면품질이 저하될 수 있고, 용접부 인성도 저하시킨다.

Mn: 1.4~2.0 %

망간(Mn)은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 1.4% 이상으로 함유되어야 소입성 증가 효과와 더불어 충분한 항복 강도(80ksi급 강재에서 요구되는 고강도)가 나타날 수 있다. 그러나, 그 함량이 2.0%를 초과할 경우에는 제강 공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고, 최종 제품의 용접성을 방해하기 때문에 바람직하지 않다.

Al: 0.01~0.05 %

알루미늄(Al)은 제강시 Si와 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있어 0.01% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 0.05%를 초과하여 함유되면 충격 인성이 저하되고, 0.01% 미만에서는 탈산효과가 불충분하여 인성이 저하될 수 있으므로, 그 함량을 0.01~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.02 %

티타늄(Ti)은 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여 슬라브 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립 조대화를 억제함으로써 최종적으로 조직의 입도를 미세화시키고, 강의 인성을 향상시킨다. 그 함량이 0.005% 미만일 경우에는 TiN 석출물 형성이 불충분하여 입도 성장 억제효과를 기대하기 어려우며, 반면 0.02%를 초과하여 함유되면 통상 용질 Ti의 과다 존재로 인해 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출하여 입도 미세화에 적절하지 않다.

N: 0.002~0.01 %

질소(N)는 일반적으로 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 능력은 탄소에 비해 훨씬 크다. 하지만, 강 중에 존재하는 N은 인성을 저하시킬 수 있는 우려가 있어, 가능한 그 함유량을 감소시킨다.

본 발명에서는 N을 0.002~0.01 %로 함유시킴으로써, 강중에 적정량의 N이 존재하도록 하여 Ti와 반응시켜 TiN 석출물을 형성시킨다. 이로 인해, 재가열 과정에서 결정립 성장을 억제시키는 역할을 한다. 그러나, 상기 N을 0.002% 미만으로 지나치게 감소시킬 경우에는 TiN 석출물의 함량이 적어 입도 성장 억제효과가 좋지 않다. 반면, N의 함량이 많을 경우에는 N이 TiN 형태가 아닌 고용 N으로 존재하게 되므로, 인성이 크게 저하될 수 있다. 따라서, N의 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.02~0.07 %

니오븀(Nb)은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며, 동시에 고강도 조직인 침상 페라이트 또는 베이나이트의 형성을 촉진시켜 강의 강도를 크게 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 그 함량을 0.02% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.07%를 초과하게 되면 용접성이 저하될 수 있는 문제가 발생하므로, 그 상한을 0.07%로 한정하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.05~0.3 %

몰리브덴(Mo)는 소재의 강도를 상승시키며, 저온 변태 조직인 베이나이트의 생성을 조장함으로써 고강도 및 고인성 특성을 동시에 얻는데 도움을 준다. 또한, 소입성 향상에 영향을 미치는 원소로서, 강냉 가속냉각시 도상 마르텐사이트/오스테나이트 (MA) 조직을 형성하는데 기여하므로, 파이프의 소성 변형능을 향상시킨다. 이는, 극한랭 환경에서의 파이프 변형에 대한 저항성에 영향을 미친다. 따라서, 상기 Mo는 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하지만, Mo는 고가의 원소이고 첨가량이 증개하면 용접성이 저하되는 문제점이 발생하므로 그 상한을 0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.3% 이하

니켈(Ni)은 인성을 향상시키는데 사용되는 원소로서, 본 발명에서도 강판의 취성 파괴 정지 특성을 향싱시키는 작용을 하며, 강도 향상에도 기여한다. 이러한 Ni는 첨가량이 증대될수록 인성이 향상되는 특성이 있으나, 고가의 원소이며 첨가량 증가에 따른 인성 향상이 비례적이지는 않으므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.02% 이하

인(P)은 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 손상시키기 때문에 적극 저감하여야 할 필요가 있으나, P을 극한까지 저감하기 위해서는 제강 공정부하가 심화되고, 관리하는데에 시간 및 비용이 많이 투입되어야 한다. 그러나, 0.02 중량%이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로 그 상한을 0.02 중량%로 한다.

S: 0.005% 이하

황(S)은 상기 P와 마찬가지로 강 중에 존재하는 불순물 원소로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하여 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 그 함량을 감소시키는 것이 바람직하다. 특히, 극저온 환경에서 취성 파괴 정지 특성을 확보하기 위해, 0.005% 이하로 함유되는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0005~0.004 %

칼슘(Ca)은 MnS 개재물을 구상화시켜 개재물 주변에서의 균열 생성을 억제시키는 원소로 0.0005% 이상 첨가한다. 반면, 0.0005% 미만일 경우에는 개재물 구상화 효과가 나타나지 않으며, 0.004%를 초과하는 경우에는 CaO계 개재물의 다량 형성에 의해 충격인성이 저하될 수 있다.

V: 0.08% 이하

바나듐(V)은 VC, VN 석출물에 의한 석출 강화 및 소입성 향상 효과로 강도를 향상시키는데 유용한 원소이나, 다량 첨가할 경우에는 용접성 및 인성이 열화되므로, 그 첨가량은 0.08% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.3% 이하

크롬(Cr)은 본 발명의 구성의 필수 원소는 아니나, Mo와 같이 소재의 강도를 상승시키는데 유용한 원소이며, 강냉 가속냉각시 도상 마르텐사이트/오스테나이트 (MA) 형성을 조장하는 기능이 있어, 고가의 Mo 원소를 대체할 수 있다. 그러나, 지나치게 다량 첨가하게 되면 용접성의 열화를 유발할 수 있으므로 0.3% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

상술한 성분계를 가지는 강판으로서, 극저온 파괴 인성 및 균일연신율이 우수한 고강도 고인성 X80급 라인파이프 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 강판의 미세조직에 대하여 한정할 필요가 있다.

상술한 성분계를 갖는 강판의 미세조직은 도 1a 및 도 1b에 나타낸 바와 같이 등축 페라이트 30 내지 60% 이상을 함유하는 페라이트와 베이나이트 혼합 조직을 주된 조직으로 가지며, 도상 오스테나이트/마르텐사이트 (MA)를 포함함을 특징으로 한다. 이때, 과도한 도상 오스테나이트/마르텐사이트 (MA)는 불완전 연성파괴 저항성을 저해하는 원인이 되므로 그 함량을 면적분율 기준으로 5% 이하로 제한하는 것이 좋다.

상술한 성분계와 내부조직을 만족하는 강판은 항복강도 550 MPa, -50 ℃에서의 샤르피(Charpy) 충격 흡수에너지가 240J 이상, 균일연신율 9% 이상의 물성을 가짐으로써 본 발명에서 목적하는 성질을 모두 충족하는 강판인 것이다.

이하, 상술한 강성분을 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): 0.04~0.10 %, 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 %, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3 %, 니켈(Ni): 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 바나듐(V): 0.08% 이하, 크롬(Cr): 0.3% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004 %, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 가열한 후, 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하는 재결정역 압연한 후, 상기 오스테나이트 재결정온도 이하의 온도에서 마무리 압연하여 강판을 제조한 후, 15 내지 35 초로 공냉하는 것을 포함하여 15 내지 30 ℃/sec의 냉각속도로 냉각하고, 또 다시 30 내지 60 ℃/sec 냉각속도로 냉각한 후, 350 내지 500 ℃의 온도범위에서 냉각을 종료하는 과정으로 이루어진다.

이때, 상기 강 슬라브의 조성에는 바나듐(V): 0.08% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 것이 바람직하다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

강 슬라브 가열단계: 1050 내지 1180 ℃

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.

강의 가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 Nb가 강중에 재고용되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울 뿐만 아니라, 부분 재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립이 균일하지 않게 형성되어 고인성화가 어렵다. 반면에, 가열온도가 1180℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화되어 결국 강판의 결정립 크기가 증가하는 원인을 제공하게 되고, 그로 인해 강판의 인성이 극히 열화된다.

압연 조건

강판이 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 가능하다. 본 발명에서 압연공정은 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직한데, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.

먼저, 오스테나이트 재결정 영역에서 평균 압하율 10% 이상으로 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 상기와 같은 1회 압연 또는 다단계 압연을 실시할 경우, 패스 당 평균 압하율이 10% 미만에서는 재결정 오스테나이트 입도가 조대해서 인성이 열화될 수 있으므로 재결정역 압연의 평균 압하율은 10% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이때, 평균 압하율은 각 단계 압하율의 총합을 압하 단계수로 나눈 값을 의미한다.

재결정 영역에서의 압연 후, 통상 950℃ 이하까지는 슬라브를 압연하지 않고 공냉시킨다. 이는, 상기 구간에서 압연을 가하면 부분 재결정이 일어날 수 있어, 조대한 오스테나이트 입도에 기인한 취성 파괴가 일어날 가능성이 높아지기 때문이다.

이후, 950℃ 이하로 냉각된 슬라브는 미재결정 영역(오스테나이트 재결정이 일어나지 않는 미재결정 온도(Tnr)와 오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 페라이트 변태 시작 온도(Ar3) 사이의 온도 영역)인 950℃~Ar3 온도 범위에서 누적 압하량 65% 이상으로 열간압연한다. 미재결정 영역에서의 압연 공정은 길게 연신된 오스텐나이트의 입계 및 입내 변형 조직을 유기시켜 미세한 페라이트와 베이나이트를 얻기 위한 것으로, 강도, 균일연신율, 불완전 연성파괴 저항성 및 취성 파괴 정지 특성을 크게 향상시킨다. 또한, 누적 압하량이 클수록 인성 향상에 유효하며, 누적 압하량 65% 미만에서는 취성 파괴 저항성이 충분하게 얻어지지 않는다.

열간압연 마무리 온도는 낮을수록 오스테나이트 변형도가 증가하여 저온 파괴 인성 향상에 유효하나, Ar3 온도 미만에서는 압연 중에 변형된 등축 페라이트 조직의 형성에 의해 저온 파괴인성이 열화될 수 있고, 균일연신율에 악영향을 미치므로, 미재결정 영역에서 압연의 하한온도는 Ar3로 하는 것이 바람직하다.

미재결정 온도는 이론상 Tnr = 887+(464*C)+((6445*Nb)-(644*SQRT(Nb)))+((732*V)-(230*SQRT(V)))+(890*Ti)+(363*Al)-(357*Si) 로 도출해낼 수 있다.

페라이트 변태 시작온도는 이론상 Ar3 = 910-(273*C)-(74*Mn)-(57*Ni)-(16*Cr)-(9*Mo)-(5*Cu) 로 도출해낼 수 있다.

제1냉각 단계: 15~30 ℃/sec

1단계 냉각은 저온 파괴인성 및 균일연신율을 향상시키는데 중요한 요소이다.

도 3에 나타낸 바와 같이, 냉각곡선 B는 종래의 냉각방법 중 일 예에 관한 것으로, 압연 후 곧바로 강냉 시 저온 파괴인성 및 균일연신율 향상에 필수적인 상인 등축 페라이트 형성이 어려우므로 바람직하지 않다. 따라서, 냉각곡선 A와 같이 압연 후 15초 이상 공냉 대기를 행하고, 15~30 ℃/sec의 범위로 Bs 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 만일, 냉각속도가 30℃/sec 이상일 경우에는 냉각 중 등축 페라이트가 형성되지 않아, 균일연신율 및 저온 파괴인성이 크게 열화된다. 반면, 냉각속도가 15℃/sec 미만일 경우에는 등축 페라이트 분율이 60% 이상으로 크게 증가하여 X80급 라인파이프 강재의 강도 확보가 어렵다.

상술한 바와 같이, 제1냉각은 Bs 이상의 온도에서 종료되는데, Bs 이하까지 냉각할 경우에는 강도 확보를 위한 베이나이트와 도상 오스테나이트/마르텐사이트 (MA) 분율 제어가 어렵다.

여기서, Bs 온도란 베이나이트가 형성될 수 있는 온도를 의미하며, 베이나이트 변태 시작온도는 이론상 Bs = 830-(270*C)-(90*Mn)-(37*Ni)-(70*Cr)-(83*Mo) 로 도출해낼 수 있다.

또한, 냉각 전 수행되는 공냉 대기 시간은 15 내지 35 초로 수행하는 것이 바람직한데, 이는 15초 미만으로 공냉할 경우 대체로 전위가 많은 페라이트가 형성되는 경향이 있어 균일연신율이 저하되는 경향이 있기 때문이다.

제2냉각 단계: 30~60 ℃/sec

상기 제1냉각 단계를 마친 후, 강도 확보를 위한 베이나이트 및 도상 오스테나이트/마르텐사이트 (MA) 조직을 형성하기 위해, 30~60 ℃/sec으로 제2냉각을 수행한다. 이때, 냉각속도를 30℃/sec 미만으로 할 경우에는 베이나이트 분율 저하로 X80급 강에서 요구하는 인장강도 확보가 어려우며, 반면 60℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각할 경우에는 본 발명에서 대상으로 하고 있는 강판의 특성상 과다한 냉각수량으로 인해 강판의 뒤틀림 현상이 발생하여 형상제어가 불량하게 된다.

냉각종료온도: 350~500 ℃

최적의 강도-인성을 보유한 페라이트 및 베이나이트 혼합 조직을 얻기 위해서는 Bs 온도보다 현저히 낮은 온도까지 냉각하여 줄 필요가 있다.

냉각종료온도가 500℃ 보다 높을 경우, 강판 내부에 페라이트 조대화가 일어나고, 베이나이트상이 충분히 형성되기 어려우며, 반면 350℃ 이하일 경우에는 냉각 효과가 포화될 뿐만 아니라, 과다 냉각으로 인한 판 뒤틀림 문제가 발생될 수 있다. 아울러 과도한 강도상승으로 인하여 저온 파괴인성이 낮아지는 문제가 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 1에 기재된 조성의 슬라브를 표 2에 나타낸 제조조건으로 가열-압연-냉각하여 두께 21.6mm, 23mm 및 33.4mm의 강판을 제조하였다.

구분		C	Si	Mn	P*	S*	Ni	Cr	Mo	Nb	V	Al	Ca*	Ti	N*	Tnr	Ar3	Bs
발 명 강	A	0.060	0.26	1.55	66	27	0.16	-	0.15	0.050	0.05	0.030	16	0.015	37	1010	768	656
	B	0.075	0.27	1.52	100	21	0.19	-	0.08	0.042	0.048	0.030	19	0.013	38	971	765	659
	C	0.062	0.28	1.56	114	27	0.19	-	0.09	0.043	0.054	0.030	21	0.017	25	972	766	658
	D	0.064	0.21	1.79	89	27	0.22	0.12	0.12	0.039	-	0.023	27	0.011	26	984	745	625
	E	0.061	0.22	1.80	91	10	0.22	0.16	0.13	0.056	-	0.028	20	0.013	29	1067	744	621
비 교 강	F	0.070	0.22	1.55	100	10	0.15	0.08	-	0.040	-	0.030	10	0.015	34	994	766	660
	G	0.051	0.27	1.24	80	20	0.19	-	0.20	0.037	0.05	0.030	7	0.015	50	938	792	681
	H	0.060	0.25	2.10	75	15	0.3	0.15	0.10	0.050	-	0.030	16	0.015	50	1028	718	595

단, 상기 표에서 * 표시된 원소의 함량단위는 ppm이며, 나머지 원소의 함량 단위는 중량% 이다.

상기 표 1에 나타낸 바와 같이, 발명강 A 내지 E는 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 경우이며, 비교강 F 내지 H는 본 발명의 조건을 벗어나는 경우이다.

보다 구체적으로, 비교강 F는 Mo 미첨가한 강이며, 비교강 G는 Mn의 함량이 낮은 경우에 해당되며, 비교강 H는 Mn의 함량이 과다하게 높은 경우이다.

시편		강종	강판두께 (mm)	가열 온도 (℃)	압연 시작 온도 (℃)	미재결정역 누적압하율 (%)	압연 종료 온도 (℃)	냉각 대기 시간 (s)	냉각 시작 온도 (℃)	냉각 종료 온도 (℃)	제1냉각 속도 (℃/s)	제2냉각 속도 (℃/s)
발명예	1	A	21.6	1141	871	76	795	15	764	482	21.2	42.3
	2	A	23	1140	913	76	823	19	763	449	16.5	45.0
	3	B	23	1119	907	78	801	18	768	487	18.6	38.5
	4	C	23	1122	893	78	815	16	769	468	25.6	41.2
	5	C	23	1147	874	78	802	17	768	478	26.5	42.5
	6	D	21.6	1108	863	78	791	17	753	456	22.6	38.7
	7	D	23	1106	862	78	801	17	753	488	20.6	35.2
	8	D	23	1107	834	78	789	16	751	388	25.1	39.2
	9	D	33.4	1106	798	75	756	20	749	403	26.7	37.5
	10	D	33.4	1105	798	75	771	34	751	441	18.2	36.5
	11	E	23	1124	850	78	763	15	747	437	25.0	37.5
	12	E	23	1121	861	78	771	15	746	455	24.6	38.5
	13	E	33.4	1109	798	75	745	34	732	446	20.6	33.8
	14	E	33.4	1112	798	75	759	32	749	406	24.2	35.7
비교예	1	A	23	1140	900	76	790	17	755	460	48.0	25.0
	2	B	23	1143	917	76	834	15	786	489	47.0	18.0
	3	D	23	1136	919	75	816	16	733	414	46.0	20.0
	4	E	23	1122	833	78	747	15	742	434	47.0	16.0
	5	A	23	1150	910	76	810	10	780	470	25.0	38.0
	6	C	23	1123	892	78	813	10	769	456	26.0	35.0
	7	B	23	1135	798	78	733	15	708	476	45.0	25.0
	8	D	23	1128	788	72	709	16	671	479	23.1	36.7
	9	F	23	1150	950	75	840	16	760	343	25.0	37.0
	10	F	23	1150	920	75	820	16	760	314	24.5	42.0
	11	G	23	1150	950	75	790	17	720	310	21.0	37.0
	12	H	23	1150	900	75	800	18	765	470	23.0	35.0

여기서, 상기 냉각대기시간은 공냉 시간을 의미한다.

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 14는 본 발명의 합금조성 및 제조조선을 모두 만족하는 경우이며, 비교예 1 내지 8은 본 발명의 합금조성을 만족하는 상기 표 1의 발명강 A 내지 E의 합금조성을 가지나 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 경우이다. 또한, 비교예 9 내지 12는 상기 표 1의 비교강 F 내지 H의 합금조성을 가지는 슬라브에 본 발명이 제조조건을 적용한 경우로서 본 발명의 제조조건만을 만족하는 경우이다.

보다 구체적으로, 비교예 1 내지 4는 압연 후 제1냉각 속도가 30℃/s를 초과한 경우이며, 비교예 5 내지 6은 압연종료 후 냉각 대기시간이 충분하지 못한 경우이며, 비교예 7 내지 8은 압연종료온도가 Ar3 온도 미만으로 압연이 오스테나이트+페라이트 2상 역에서 행해진 경우이다.

상기 조건에 따라 최종적으로 제조된 강판의 일부분을 채취하여 상온 인장시험, -50℃ 샤르피(Charpy) 충격시험, -20℃ DWTT 시험을 수행하여 인장특성, 충격흡수에너지 및 DWTT 연성파면율를 측정하였으며, 그 측정 결과를 하기 표 3에 나타내었다

시편 No		강종	F분율 (%)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	항복비 (%)	1.균일 연신율 (%)	2.균일 연신율 (%)	-50℃ 충격인성 (J)	-20℃ DWTT SA(%)
발명예	1	A	48	586	645	91	11.0	12.0	302	92
	2	A	55	573	652	88	10.0	10.0	289	85
	3	B	50	575	650	88	11.0	11.0	340	99
	4	C	52	573	655	87	11.0	11.0	470	90
	5	C	46	582	651	89	10.0	10.0	259	91
	6	D	38	585	661	89	9.1	9.4	414	94
	7	D	42	582	653	89	9.8	9.6	451	92
	8	D	50	584	662	88	9.6	9.4	430	99
	9	D	44	570	644	88	10.0	9.8	291	90
	10	D	48	577	660	87	9.5	9.7	312	90
	11	E	43	572	655	87	11.0	11.0	371	92
	12	E	37	595	653	91	11.0	11.0	475	91
	13	E	47	563	647	87	10.0	11.0	299	93
	14	E	43	562	653	86	9.0	9.0	271	92
비교예	1	A	15	589	669	88	7.8	8.2	185	91
	2	B	7	641	730	88	7.8	8.2	213	62
	3	D	23	563	666	85	7.5	7.9	344	91
	4	E	8	641	706	91	8.0	8.0	251	80
	5	A	28	572	660	87	8.3	8.7	267	86
	6	C	25	612	690	89	8.0	8.6	310	91
	7	B	67	544	612	89	10.0	10.0	175	91
	8	D	62	563	663	85	8.5	8.0	222	77
	9	F	61	535	648	83	7.2	7.8	198	99
	10	F	63	545	630	87	7.5	8.2	225	90
	11	G	65	545	615	89	8.6	8.8	235	50
	12	H	4	592	707	84	5.2	5.5	185	60

단, 항복강도는 압연 방향과 직각 방향에서 시편을 채취하여 측정한 값이며, 인장강도도 압연직각 방향에서 시편을 채취하여 측정한 값이며, 균일연신율 1은 압연직각으로, 2는 압연방향으로 시편을 채취하여 측정한 값이며, 충격인성은 압연직각에서 시편을 채취하여 측정한 값이며, DWTT는 압연직각 방향으로 시편을 채취하여 측정한 값이며, F는 페라이트를 의미한다.

상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 조성 및 제조조건을 만족하는 발명강의 경우에는, 모두 극한지 환경에서 요구되는 X80급 강의 요구강도와 균일연신율을 만족하는 것을 알 수 있다. 또한, -50℃에서의 충격 흡수에너지 역시 259J 이상이였으며, -20℃ DWTT 연성파면율도 85% 이상으로 불완전 연성파괴 저항성 및 취성파괴 정지 특성이 우수함을 알 수 있다.

그러나, 본 발명에 따른 성분 조성은 만족하나 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 6 중에서, 비교예 1 내지 4는 압연 후 가속냉각 시 제1냉각 속도가 30℃/s 이상으로 본 발명에 따른 조건보다 높은 경우로, 강도는 안정적으로 만족시키고는 있으나, 균일연신율이 9% 미만이며, -50℃ 충격인성 또는 DWTT 특성이 열위함을 알 수 있다. 이러한 결과는, 도 2(비교예 1의 미세조직 결과)에서 확인한 바와 같이 페라이트 분율이 작기 때문인 것으로 해석할 수 있다. 또한, 비교예 5 내지 6은 압연 후 냉각 대기시간인 본 발명에 따른 조건보다 짧았던 경우로, 강도와 -50℃ 충격인성 및 DWTT 특성은 우수하지만, 균일연신율이 9% 미만으로 나타났다. 이와 같이, 균일연신율이 낮게 나타난 이유는 분명치는 않으나, 페라이트 내부의 전위밀도 차이에 기인한 것으로 추정된다.

본 발명에 따른 성분 조성은 만족하나, 압연조건을 만족하지 않는 비교예 7 및 8은 강도가 X80급 요구 조건에 미달하거나, -50℃ 충격인성 또는 DWTT 특성이 요구 조건을 미달하였다. 이는, 상기 비교예들의 압연이 2상 역에서 행해짐에 따라, 압연 중 변형된 페라이트가 많이 생성되었기 때문인 것으로 판단된다.

또한, Mo를 미첨가한 비교예 9 및 10의 경우에는, DWTT 특성은 우수하나, 강도, 균일연신율 및 -50℃ 충격인성이 요구 조건을 미달하였다. 이는, Mo 미첨가에 따른 소입성 저하로 기인한 것으로 사료된다. Mn 함량이 본 발명에 따른 성분 조건을 만족하지 않는 비교예 11(Mn 함량이 낮음)은 강도, 균일연신율, -50℃ 충격인성 및 DWTT 특성이 미달되었으며, 이는 Mn 함량이 낮아 소입성 및 입도 미세화 효과가 크게 저하되었기 때문인 것으로 판단된다. 또한 비교예 12(Mn 함량이 높음)의 경우에는 균일연신율, -50℃ 충격인성, DWTT 특성이 열위하게 나타났으며, 이는 소입성이 너무 커서 베이나이트 함량이 과도하게 증가함에 기인한 것으로 사료된다.

상기의 결과들을 통해, 본 발명에 따른 합금조성 및 제조방법의 효과를 확인할 수 있었다.

Claims (8)

1. 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 %, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3 %, 니켈(Ni): 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004 %, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
   강판의 미세조직은 면적분율로 30 내지 60 %의 등축 페라이트 및 40 내지 70%의 베이나이트 혼합 조직을 95% 이상 포함하고, 도상 오스테나이트/마르텐사이트(MA)를 5% 이하(0% 제외)로 포함하는 것을 특징으로 하는 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판.
   
2. 제 1항에 있어서,
   상기 강판의 조성에는 바나듐(V): 0.08% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
   
3. 삭제
4. 제 1항에 있어서,
   상기 강판은 항복강도 550 MPa 이상, -50℃에서 충격인성 240J 이상 및 균일연신율 9% 이상인 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
   
5. 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 %, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.3 %, 니켈(Ni): 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004 %, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1050 내지 1180 ℃에서 가열하는 단계;
   상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하는 재결정역 압연단계;
   상기 압연된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이하의 온도와 오스테나이트가 페라이트로 변태하는 온도(Ar3) 이상의 온도 구간에서 마무리 압연하여 강판을 제조하는 마무리 압연단계;
   상기 압연된 강판을 15 내지 35 초간 공냉한 후, 15 내지 30 ℃/sec 냉각속도로 Bs 온도까지 냉각하는 제1냉각단계;
   상기 제1냉각된 강판을 30 내지 60 ℃/sec 냉각속도로 냉각하는 제2냉각단계; 및
   상기 제2냉각 후 강판을 350 내지 500 ℃의 온도범위에서 냉각을 정지하는 냉각정지단계
   를 포함하는 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법.
   
6. 제 5항에 있어서,
   상기 강 슬라브의 조성에는 바나듐(V): 0.08% 이하 및 크롬(Cr): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
   
7. 제 5항에 있어서,
   상기 재결정역 압연단계는 평균압하율 10% 이상으로 실시하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.
   
8. 제 5항에 있어서,
   상기 마무리 압연단계는 누적압하율 65% 이상으로 실시하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판의 제조방법.

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