KR101360493B1 - 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일측면인 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재는 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.30%, Mn: 1.3~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명의 다른 일측면인 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.30%, Mn: 1.3~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 재결정온도역에서 1차 압연하는 단계, 상기 1차 압연된 강재를 미재결정온도역에서 2차 압연하는 단계 및 상기 2차 압연된 강재를 Ar3+40℃ ~ Ar3+60℃에서 냉각을 개시하여 Ms+40℃ ~ Ms+60℃에서 냉각을 종료하는 냉각단계를 포함한다.

Description

저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법{Steel sheet having excellent low yield ratio property and method for producing the same}
본 발명은 심해에서 사용할 수 있는 극후물 라인파이프용 강재에 관한 것이다.
육상 및 천해(淺海)지역에서의 자원이 고갈됨에 따라, 자원채취 환경은 점점 극한 조건으로 변하고 있는 추세이다. 이에 점차적으로 기존 천해지역(~200m)에서 심해(深海)(1000~3000m) 지역으로 자원 채취지역이 변화하고 있으며, 심해에서 채취된 자원을 육상 및 저장장소로 효율적으로 수송하는 수단이 요구된다. 이러한 수단으로서 라인파이프가 사용되며, 라인파이프용 강판의 요구두께가 증가하고 있으며, 기계적물성 중 인장특성으로써 항복비 (항복강도/인장강도)를 낮게 요구되고 있다. 더욱이, 심해저용 라인파이프 강판에서 요구되는 파괴특성으로 DWTT 역시 육상에 사용되는 라인파이프용 판재와 유사하게 -20℃에서 DWTT 연성파면율 85~90%이상을 요구하고 있는 추세이다. 따라서 낮은항복비를 유지하면서 높은 DWTT특성을 갖는 심해용 극후물 라인파이프용 강판의 제조가 필요성이 높아지고 있다. 강판에서 저항복비를 구현하기 위하여 많은 연구가 종래에 이루어져왔다.
이러한 기술들과 관련하여, 저항복비를 갖는 강판의 특징은 주로 2~3개의 서로 다른 상(phase)를 가지는 것을 특징으로 하고 있으며, 그 제조방법은 다양하게 행해지고 있다. 이러한 기술 중 하나로서, 특허문헌 1에는 연속항복거동에 의한 저항복비를 구현하는 기술이 개시되어 있으나, 이러한 기술은 조관 후 급격한 가공경화에 의한 항복강도 상승에 따른 항복비가 높아질 수 있는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 2에 개시된 기술은 복잡한 냉각제조방법을 구현하기 위해서는 추가적인 설비투자가 필요하여 일반적인 가속냉각기설비를 갖춘 철강사에서는 적용하기 어려운 기술이다.
이러한 위의 두 특허에서 제시한 제조방법은 압연온도가 아주 낮거나, 가속냉각 중 추가적인 제조공정이 들어감으로써 생산성을 저해할 수 있는 요인들이 존재한다. 이러한 문제점을 해결하기 위하여 기술로서는 특허문헌 3에 개시된 기술이 있으나, 이러한 기술 역시 여전히 강재의 항복비가 높은 문제점이 있다.
한국 특허공개 2001-0060759호 공보 일본 특허공개 2008-248328호 공보 한국 특허공개 2003-393089호 공보
본 발명은 저항복비 특성 및 DWTT(Drop Weight Tear Tester) 연성파면율이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일측면인 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재는 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.30%, Mn: 1.3~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 다른 일측면인 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.30%, Mn: 1.3~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 재결정온도역에서 1차 압연하는 단계, 상기 1차 압연된 강재를 미재결정온도역에서 2차 압연하는 단계 및 상기 2차 압연된 강재를 Ar3(페라이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ar3+60℃에서 냉각을 개시하여 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ms+60℃에서 냉각을 종료하는 냉각단계를 포함한다.
본 발명에 의하면 본 발명 기술을 통해 강판의 전 두께부에 평균결정립 크기가 8~15㎛인 50~70% 분율의 페라이트와 30~50% 베이나이트 복합조직강을 제공할 수 있다. 이와 같은 조직강의 제조를 통해 88% 이하의 저항복비를 확보하면서, 동시에 -20℃ 이하에서 90% 이상의 DWTT 연성파면율을 갖는 항복강도 65ksi급 라인파이프용 강재를 제공할 수 있다.
도 1(a) 및 (b)는 발명예 1 및 4의 광학현미경 사진이다.
도 2(a) 및 (b)는 비교예 2 및 6의 광학현미경 사진이다.
본 발명자들은 저항복비 특성을 갖는 라인파이프용 강재를 도출해내기 위하여 연구해낸 결과, 강재의 성분계와 압연 후 냉각방법을 적절히 제어하여, 강재의 미세조직을 페라이트와 베이나이트 분산 복합조직강(Dispersed Dual Phase Steels)으로 제어함으로써 저항복비 및 높은 DWTT특성을 동시에 갖는 라인파이프용 강재를 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일측면인 라인파이프용 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면으로서 라인파이프용 강재는 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.3%, Mn: 1.3~1.7%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.03~0.06%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Ti: 0.004% 이하, N: 0.004% 이하, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
탄소(C): 0.03~0.1 중량%
C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나 다량 첨가되는 경우 용접성 및 저온인성을 저하시키는 원소이다. C의 함량이 0.03 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 목표강도를 구현하기 어렵고, 강도를 상승시키기 위하여 Mo, Ni 등과 같은 고가의 합금원소를 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하다. 반면에, C의 함량이 0.1 중량% 이상을 첨가하면 용접성 및 저온인성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 C는 0.03~0.1 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.20~0.30 중량%,
Si는 탈산제로 사용되고, 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.20 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, Si의 함량이 0.30 중량%를 초과하는 경우에는 저온충격인성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Si는 0.20~0.30 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.3~2.0 중량%,
Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 1.3 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 이를 통하여, 소입성 증가효과와 고강도 특성을 확보할 수 있다. 그러나, 2.0 중량%를 초과하는 경우에는 제강공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에 중심편석 및 두께방향으로 미세편석(micro-segregation)이 발달되어 저온충격인성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.3~2.0 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.06 중량%,
Al은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있다. 상기 Al의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 탈산효과를 확보할 수 없다, 반면에, Al의 함량이 0.06 중량%를 초과하는 경우에는 저온충격인성을 저해할 수 있다. 따라서, 상기 Al은 0.01~0.06 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.04~0.1 중량%
Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 특히 후물재의 강도를 확보하는데 유용한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.04 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, Mo의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 강재 중심부에 조대한 베이나이트와 MA(도상 마르텐사이트) 변태 조직이 생성되어 DWTT(Drop Weight Tear Tester) 특성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mo는 0.04~0.1 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.1~0.3 중량%
Ni은 강도와 인성을 동시에 향상시키는 원소로서, 본 발명에서도 후물재의 강도 확보 및 취성파괴 정지 특성을 향상시키는데 중요한 역할을 할 수 있다. 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.1 중량% 이상 포함하는게 바람직하다. Ni은 첨가량이 증대할수록 강도와 인성이 향상되나, 고가이며 첨가량 증대에 따라 강도와 인성이 비례적으로 증가하지는 않으므로 그 상한은 0.3 중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Ni은 0.1~0.3 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.3 중량% 이하(0은 제외)
Cu는 고용강화 원소로 작용하여 강도상승에 기여한다. Cu의 함량이 0.3 중량%를 초과하는 경우에는 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Cu는 0.3 중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.02~0.07 중량%
Nb는 열간압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키는데 아주 효과적이며 동시에 미재결정개시온도에 영향을 주는 원소이다. 결정입도 미세화를 통하여 강의 저온인성을 크게 향상시키는 역할을 하기 때문에 적어도 0.02 중량% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb의 함량이 0.07 중량%를 초과하는 경우에는 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Nb는 0.02~0.07 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02 중량%
Ti은 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여 슬라브의 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 최종 조직 입도를 미세화시킴으로써 강의 인성을 향상시키는데 큰 역할을 하는 원소이다. Ti 함량이 0.005 중량% 미만에서는 TiN 석출물이 불충분하여 입도 성장 억제 효과를 기대할 수 없다. 반면에, Ti의 함량이 0.02 중량%를 초과하는 경우에는 통상 용질 Ti의 과다 존재로 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출하여 입도 미세화에 유효하지 않은 경우가 발생한다. 따라서 상기 Ti는 0.005~0.02 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.002~0.01 중량%
N의 성분 한정 사유는 상기의 Ti 첨가에 기인한 것이다. 일반적으로 N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나, 한편으로 강 중에 질소가 존재하면 할수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN을 형성, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하기 때문에 N을 지나치게 감소시키는 것은 바람직하지 않다. N의 함량이 0.002 중량% 미만인 경우에는 TiN 석출물의 함량이 적어 입도 성장 억제 효과가 크게 저하될 수 있다. 반면에, N의 함량이 너무 많을 경우에는 N이 TiN 형태로가 아니라 고용 N으로 존재하게 되어 인성이 크게 저하하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.01 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 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 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
인(P): 0.012 중량% 이하
상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하하기 때문에 후물재의 중심부 저온충격인성을 확보하기 위해서는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.012 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.003중량% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 저온충격인성에 크게 손상시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 황 함량의 상한은 0.003 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 성분계를 만족함으로서, 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재를 제공할 수 있다. 상기 강재의 미세조직은 50~70% 페라이트 및 30~50% 베이나이트를 포함할 수 있다. 또한, 상기 페라이트의 평균 결정립크기는 8~15㎛로 제어할 수 있다. 상기 강재의 항복비(항복강도/인장강도)는 88% 이하인 것이 바람직하다. 상기 강재의 -20℃ DWTT(Drop Weight Tear Tester) 연성파면율은 90% 이상인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 일측면인 라인파이프용 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면으로서 라인파이프용 강재의 제조방법은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.3%, Mn: 1.3~1.7%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.03~0.06%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Ti: 0.004% 이하, N: 0.004% 이하, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 슬라브를 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 재결정온도역에서 1차 압연하는 단계, 상기 1차 압연된 강재를 미재결정온도역에서 2차 압연하는 단계 및 상기 2차 압연된 강재를 냉각하는 단계를 포함한다.
가열단계
상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1150~1250℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 본 발명은 저항복비를 가지면서 높은인성을 갖는 분산된 페라이트-베이나이트 복합강을 구현하는 것이다. 가열온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 조대 TiN 석출로 인하여 오스테나이트가 조대화되거나 혼립 오스테나이트 조직이 생성될 수 있으며, 이러한 조대 오스테아니트는 조압연시 재결정되기 어려우며, 주로 연신된 상태로 남아있게 된다. 이러한 연신된 조대 오스테아니트는 일반적으로 높은 경화능을 지니고 있으며, 최종 냉각 후 조대한 베이나이트로 변태되기 쉬우며, 이는 저온 DWTT특성 열화로 이어진다. 그러므로 슬라브 가열온도는 1150~1250℃로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 온도 범위에서 재가열한 슬라브는 추출전 1100~1140℃로 유지한 후 추출하는 것이 바람직하다.
1차압연단계(재결정 압연)
상기와 같이 가열된 슬라브를 1차 압연을 실시할 수 있다. 이 때, 압연은 재결정 압연이고, 압연 종료온도는 Tnr+50℃ ~ Tnr+100℃로 한정하는 것이 바람직하며, 패스당 평균 압하율을 10% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 평균 압하율을 10% 미만으로 하거나 Tnr+50℃ 이하에서 재결정 압연이 종료될 경우, 조대한 미재결정 오스테나이트가 잔존하여 DWTT 특성을 크게 저하시킨다.
2차압연단계(미재결정 압연)
상기와 같이 1차 압연된 강재를 2차 압연을 실시할 수 있다. 이 때, 압연은 미재결정 압연이고, Tnr(미재결정온도)-50℃ ~ Tnr-80℃에서 개시하여 Ar3+60℃ ~ Ar3+100℃에 종료되는 것이 바람직하다. 미재결정역 압연의 개시온도가 Tnr-50℃온도 보다 높을 경우, 부분 재결정 발생으로 인하여 조대한 오스테나이트가 발생하고 이는 냉각 후 조대한 저온변태 조직의 형성으로 이어지고, 이러한 조직은 저온 DWTT열화의 원인이 된다. 미재결정역 압연 종료온도가 Ar3+60℃ 이하에서 종료될 경우, 압연 중에 연신된 변형페라이트 조직 또는 변형유기 페이라트 (strain induced ferrite)가 발달하여 항복비가 현저히 높아진다. 마지막으로 미재결정역 압연의 누적압하량은 70% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 미재결정역 압연은 압연방향으로 오스테나이트 조직을 연신시키면서 내부에 변형대를 형성하여 미세 페라이트와 베이나이트를 형성하기 위하여 실시한다. 그러므로, 누적압하율이 70% 미만인 경우에는 오스테나이트가 압연방향으로의 연신 및 내부 변형대 분율이 낮아지면서, 얻고자 하는 미세 페라이트 및 베이나이트 조직을 얻기 힘들어진다. 따라서, 미재결정 압연 개시온도는 Tnr-50℃ ~ Tnr-80℃에서 개시하여 Ar3+60℃ ~ Ar3+100℃에 종료하며, 누적압하량 70% 이상으로 제어하여 조대한 저온변태조직 생성을 최소화하는 것이 바람직하다.
냉각단계
본 발명에서 냉각단계는 중요한 공정 중 하나이다. 상기 차 압연된 강재를 Ar3(페라이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ar3+60℃에서 냉각을 개시하여 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ms+60℃에서 냉각을 종료하는 것이 바람직하다. 냉각개시온도가 Ar3+40℃ 미만에서 냉각이 개시될 경우, 공냉 페라이트가 형성되면서 밴드(banded) 미세조직이 형성되어 저온 DWTT특성을 열화 시킨다. 그리고 냉각 종료온도가 Ms미만인 경우에는 MA(도상 마르텐사이트)가 용이하게 형성되어 저온인성이 열화된다. 추가적으로, 본 발명에서 구현하고자 하는 냉각패턴 2가지 대하여 후술한다.
(다단냉각)
첫째로, 상기 압연된 강재를 5~8℃/sec의 속도로 Ar3-60℃ ~ Ar3-80℃까지 1차 냉각한 후, 15℃/sec 이상의 속도로 Ms+40℃ ~ Ms+60℃에서 2차 냉각할 수 있다. 1차 냉각속도가 5℃/sec 미만일 경우에는 조대한 페라이트의 분율이 증가하여 강도가 열화된다. 그러나, 1차 냉각속도가 8℃/sec를 초과하는 경우에는 본 발명의 핵심인 페라이트+베이나이트 복합조직이 형성되지 않는다. 추가적으로, 중간온도(냉각속도 변곡점, 1차 냉각종료온도)가 Ar3-60℃보다 높을 경우에는 페라이트 분율이 낮고, Ar3-80℃보다 낮을 경우에는 조대 페라이트 분율이 높아짐에 따라, 목표로 하는 페라이트 분율 50~70%를 구현하는데 어려움이 있다. 그러므로 1차 냉각단계는 Ar3-60℃ ~ Ar3-80℃까지 5~8℃/sec 냉각속도로 제어하여, 초기 수냉에서 8~15㎛ 결정립크기의 50~70% 페라이트를 형성할 수 있다. 이어서 2차 냉각단계에서는 Ms+40℃ ~ Ms+60℃까지 15℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한다. 2차 냉각에서는 1차 냉각시 변태되어 발생한 페라이트를 제외한 미변태된 오스테나이트를 베이나이트로 변태시키는데 그 목적이 있다. 2차 냉각속도가 15℃/sec 미만인 경우에는 침상형 페라이트가 형성된다. 이 경우는 초기 변태유기된 페라이트와의 강도차이가 크지않아 항복비가 높아지는 문제가 발생한다. 2차 냉각속도의 상한은 반드시 한저오디는 것은 아니나, 본 발명이 의도하고자 하는 미세조직을 확보할 수 있는 속도 및 경제성을 고려하여 한정될 수 도 있다.
(중간공냉)
둘째로, 상기 압연된 강재를 10~15℃/sec의 속도로 Ar3-20℃ ~ Ar3-40℃까지 1차 냉각한 후, 상기 1차 냉각된 강재를 7~10초 공냉하고, 상기 공냉된 강재를 15℃/sec 이상의 속도로 Ms+40℃ ~ Ms+60℃에서 2차 냉각할 수 있다. 여기서 1차냉각 후 공냉은 미세하게 형성된 페라이트의 성장 시킴과 동시에 공냉페라이트를 추가적으로 유기하는데 있다. 이때 공냉시간이 7초보다 짧을 경우 페라이트 사이즈가 미세하면서 분율이 낮으며, 공냉시간이 10초를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트 및 분율이 높아질 수 있다. 본 발명에서 의도하고자 하는 저항복비와 높은 DWTT를 구현하기 힘들어진다. 상기 냉각방법을 통하여 8~15㎛ 결정립크기의 50~70% 페라이트를 형성할 수 있다. 이외의 설명은 상술한 냉각방법과 동일하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 강종 A 및 B의 슬라브를 제조한 후 하기 표 2의 조건을 만족하는 제조방법에 의하여 라인파이프용 강재(두께 28mm)를 제조하였다.
여기서, 하기 관계식에 따라서, 이론 Tnr, Ar3 및 Ms를 측정하여 하기 표 1에 함께 나타내었다.
Tnr = 887+(464*C)+{(6445*Nb)-(644*√Nb)}+{(732*V)-(230*√V)}+ (890*Ti)+(363*Al)-(357*Si)
Ar3 = 910-(273*C)-(74*Mn)-(57*Ni)-(16*Cr)-(9*Mo)-(5*Cu)
Ms = 561-(474*C)-(33*Mn)-(17*Ni)-(17*Cr)-(21*Mo)
(단, 각 원소의 단위는 중량%임)
상기와 같이 제조된 발명예 및 비교예에 대하여 -20℃에서 DWTT시험을 실시하여 연성파면율을 측정하였고, 광학현미경을 이용하여 상기 발명예 및 비교예의 미세조직 및 크기를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 추가적으로, 항복강도, 인장강도, 항복비, 연신율을 측정하여 하기 표 3에 함께 나타내었다.
더불어, 발명예 1 및 4의 광학현미경 사진을 도 1(a) 및 (b)에 나타내었으며, 비교예 2 및 6의 광학현미경 사진을 도 2(a) 및 (b)에 나타내었다.
Figure 112011077282800-pat00001
(단, 각 원소의 단위는 중량%임)
Figure 112011077282800-pat00002
Figure 112011077282800-pat00003
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 3은 다단 냉각을 적용한 예로서, 8~15㎛ 크기의 페라이트와 베이나이트 복합조직을 구현할 수 있음을 확인할 수 있다. 더불어, 중간공냉이 적용된 발명예 4 내지 6의 경우 역시 8~15㎛ 크기의 페라이트와 베이나이트 복합조직을 구현할 수 있음을 확인할 수 있다. 또한, 발명예 1 내지 6의 항복비 및 DWTT연성파면율은 각각 88% 이하와 90% 이상임을 확인할 수 있었다. 또한, 도 1에 도시한 바와 같이, 발명예 1 및 4의 미세조직을 관찰해본 결과 페라이트와 베이나이트 복합조직을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 비교예 1 및 2는 다단냉각을 적용하였으나 1차 냉각속도가 느린경우(비교예 1)는 페라이트분율이 높아짐에 따라 강도가 낮아짐을 확인할 수 있었다. 또한, 1차 냉각속도가 빠른 경우(비교예 2)에는 초기 페라이트 형성이 적어 그 분율이 낮으며, 베이나이트와 침상형 페라이트가 형성되어 항복비가 낮아졌음을 확인할 수 있었다. 1차 냉각속도가 빠른 경우 페라이트 형성이 초기에 많이되지 않음으로써, 페라이트가 생성되면서 주변 미변태 오스테나이트로의 탄소 재분배가 이루어지지 않아 베이아니트 형성이 되지 않았다. 그리고, 비교예 3 내지 6은 페라이트+침상페라이트 복합조직이 형성되었으나, 88% 이하의 항복비를 구현할 수 없었다. 이러한 경우는 두 조직간 강도차가 낮아서 저항복비가 구현되지 못한 것이다. 또한, 도 2에 도시한 바와 같이, 비교예 2 및 6의 미세조직을 관찰해본 결과 페라이트와 베이나이트 복합조직을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
이러한 결과를 통하여, 1차 냉각속도 제어가 중요하다는 것을 알 수 있었다. 또한, 중간공냉을 적용한 경우는 다단냉각을 적용한 경우보다 페라이트 분율은 다소 낮았으나 입계사이즈가 미소하게 큰 것을 알 수 있었으며, 이는 공냉 중 페라이트 성장이 되었음을 나타낸다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.30%, Mn: 1.3~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 50~70% 페라이트 및 30~50% 베이나이트를 포함하고, 상기 페라이트의 평균 결정립크기는 8~15㎛인 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재의 항복비(항복강도/인장강도)는 88% 이하인 것을 특징으로 하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 -20℃에서 DWTT(Drop Weight Tear Tester) 연성파면율이 90% 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재.
  6. 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.30%, Mn: 1.3~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도역에서 1차 압연하는 단계;
    상기 1차 압연된 강재를 오스테나이트 미재결정온도역에서 2차 압연하는 단계; 및
    상기 2차 압연된 강재를 Ar3(페라이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ar3+60℃에서 냉각을 개시하여 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ms+60℃에서 냉각을 종료하는 냉각단계를 포함하고,
    상기 냉각단계는 상기 강재를 5~8℃/sec의 속도로 Ar3-60℃ ~ Ar3-80℃까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 강재를 15℃/sec 이상의 속도로 Ms+40℃ ~ Ms+60℃에서 2차 냉각단계를 포함하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 가열단계의 가열온도는 1150~1250℃인 것을 특징으로 하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 가열단계에서, 슬라브의 추출온도는 1100~1140℃인 것을 특징으로 하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 1차 압연단계는 패스당 평균 압하율 10% 이상으로, Tnr(미재결정온도)+50℃ ~ Tnr+100℃에서 종료되는 것을 특징으로 하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법.
  10. 청구항 6에 있어서,
    상기 2차 압연단계는 Tnr-50℃ ~ Tnr-80℃에서 개시하여 Ar3+60℃ ~ Ar3+100℃에서 종료되는 것을 특징으로 하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법.
  11. 청구항 6에 있어서,
    상기 2차 압연단계는 누적압하율 70% 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법.
  12. 삭제
  13. 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.20~0.30%, Mn: 1.3~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.04~0.1%, Ni: 0.1~0.3%, Cu: 0.3% 이하(0은 제외), Nb: 0.02~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도역에서 1차 압연하는 단계;
    상기 1차 압연된 강재를 오스테나이트 미재결정온도역에서 2차 압연하는 단계; 및
    상기 2차 압연된 강재를 Ar3(페라이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ar3+60℃에서 냉각을 개시하여 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+40℃ ~ Ms+60℃에서 냉각을 종료하는 냉각단계를 포함하고,
    상기 냉각단계는, 상기 강재를 10~15℃/sec의 속도로 Ar3-20℃ ~ Ar3-40℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강재를 7~10초 공냉하는 단계; 및 상기 공냉된 강재를 15℃/sec 이상의 속도로 Ms+40℃ ~ Ms+60℃에서 2차 냉각하는 단계를 포함하는 저항복비 특성이 우수한 라인파이프용 강재의 제조방법.
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