KR101505290B1

KR101505290B1 - 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101505290B1
Application number: KR1020130062715A
Authority: KR
Inventors: 김규태; 박기정; 이태호
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2013-05-31
Filing date: 2013-05-31
Publication date: 2015-03-23
Also published as: KR20140141220A

Abstract

합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 우수한 저온인성을 확보할 수 있음과 더불어 우수한 연신율 및 평탄도 확보가 용이한 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 라인파이프용 강판 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.03 ~ 0.06%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 1.0 ~ 1.4%, P : 0% 초과 ~ 0.01% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Al : 0.02 ~ 0.05%, Ni : 0.4 ~ 0.5%, Cu : 0.2 ~ 0.3%, Cr : 0.2 ~ 0.3%, Mo : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, V : 0.05 ~ 0.08%, Ti : 0.01 ~ 0.02%, Ca : 0.001 ~ 0.004%, B : 0% 초과 ~ 0.0005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1050℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 720 ~ 760℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 FCT(Finish Cooling Temperature) : 450 ~ 480℃ 조건으로 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

라인파이프용 강판 및 그 제조 방법{STEEL SHEET FOR LINE PIPE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 우수한 저온인성을 확보할 수 있음과 더불어 우수한 연신율 및 평탄도 확보가 용이한 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

라인파이프용 고강도 API(American Petroleum Institute) 강판은 에너지소비 증가에 따른 자원의 고갈 등의 이유로 인해 사용지가 극지, 한랭지 등으로 확대되고 있다. 이러한 극지, 한랭지에서의 강판 요구사항은 저온인성과 더불어 지진, 지각 변동에 따른 고변형능이 함께 요구되고 있다.

특히, TMCP(Thermo-Mechanical Controlled Process) 공정을 통해 제조되는 라인파이프용 강판은 높은 항복강도와 우수한 용접성을 동시에 얻기 위해 탄소 함량을 1.0 중량% 이하로 첨가하면서 기타 합금원소들을 다량 첨가하고 있으나, 다량의 기타 합금원소들을 첨가하여도 강판의 두께가 30mm 이상인 경우에는 두께 중심부와 표면의 온도편차로 인한 조직 불균일로 우수한 저온인성을 확보하는데 어려움이 따르고 있다.

즉, 두께 30mm 이상을 갖는 강판의 경우에는 두께 중심부의 조직을 미세화시키는 것이 쉽지 않고, 이를 위해 압연공정 중 가속냉각을 강화하는 경우, 표면의 조직이 마르텐사이트 등의 경질조직으로 변태하여 충분한 연신율을 확보하는 것이 어려울 뿐만 아니라, 냉각 후 두께방향 잔류응력 등으로 인한 평탄도 확보가 어렵다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허 제10-2012-0071619호(2012.07.03 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 용접후열처리 특성이 우수한 고강도 라인파이프 강판 및 그 제조방법이 기재되어 있다.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 우수한 저온인성을 확보할 수 있음과 더불어 우수한 연신율 및 평탄도 확보가 용이한 라인파이프용 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 620 ~ 680MPa, 항복강도(YP) : 500MPa 이상 및 연신율(EL) : 52% 이상을 갖는 라인파이프용 강판을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 라인파이프용 강판 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.03 ~ 0.06%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 1.0 ~ 1.4%, P : 0% 초과 ~ 0.01% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Al : 0.02 ~ 0.05%, Ni : 0.4 ~ 0.5%, Cu : 0.2 ~ 0.3%, Cr : 0.2 ~ 0.3%, Mo : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, V : 0.05 ~ 0.08%, Ti : 0.01 ~ 0.02%, Ca : 0.001 ~ 0.004%, B : 0% 초과 ~ 0.0005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1050℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 720 ~ 760℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 FCT(Finish Cooling Temperature) : 450 ~ 480℃ 조건으로 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 라인파이프용 강판은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.06%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 1.0 ~ 1.4%, P : 0% 초과 ~ 0.01% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Al : 0.02 ~ 0.05%, Ni : 0.4 ~ 0.5%, Cu : 0.2 ~ 0.3%, Cr : 0.2 ~ 0.3%, Mo : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, V : 0.05 ~ 0.08%, Ti : 0.01 ~ 0.02%, Ca : 0.001 ~ 0.004, B : 0% 초과 ~ 0.0005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명은 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 애시큘라 페라이트의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 이상을 갖도록 제어함으로써, 우수한 저온인성을 확보할 수 있음과 더불어 우수한 연신율 및 평탄도 확보가 용이한 라인파이프용 강판을 제조할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 라인파이프용 강판은 인장강도(TS) : 620 ~ 680MPa, 항복강도(YP) : 500MPa 이상 및 연신율(EL) : 52% 이상을 나타낼 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 라인파이프용 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.

본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

라인파이프용 강판

본 발명에 따른 라인파이프용 강판은 인장강도(TS) : 620 ~ 680MPa, 항복강도(YP) : 500MPa 이상 및 연신율(EL) : 52% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 라인파이프용 강판은 중량%로, C : 0.03 ~ 0.06%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 1.0 ~ 1.4%, P : 0% 초과 ~ 0.01% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Al : 0.02 ~ 0.05%, Ni : 0.4 ~ 0.5%, Cu : 0.2 ~ 0.3%, Cr : 0.2 ~ 0.3%, Mo : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, V : 0.05 ~ 0.08%, Ti : 0.01 ~ 0.02%, Ca : 0.001 ~ 0.004%, B : 0% 초과 ~ 0.0005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

이때, 라인파이프용 강판은 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 이상을 갖는다.

이하, 본 발명에 따른 라인파이프용 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.03 ~ 0.06 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.03 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있으며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.2 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우에는 강판의 인성 및 용접성이 열화되는 문제가 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 1.0 ~ 1.4 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.0 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.4 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.

인(P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 라인파이프용 강판 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.01 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해한다. 특히, 상기 황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 응력부식균열에 대한 저항성을 악화시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 라인파이프용 강판 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.001 중량% 이하로 제한하였다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물인 Al₂O₃를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성 개선에 유효한 원소이다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.4 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.4 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 강판의 가공성을 저하시키며, 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.2 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 구리의 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우에는 고용 한도를 초과하기 때문에 더 이상의 강도 증가에 기여하지 못하며, 적열취성을 유발하는 문제가 있다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 또한, 상기 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 한다.

크롬(Cr)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.2 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우에는 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로써 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시킨다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.2 중량%를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 없이 제조비용만을 상승시키는 문제가 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.02 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우에는 강판의 용접성을 저하시키며, 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.08 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 바나듐 첨가에 따른 석출강화 효과가 불충분하다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.08 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

티타늄(Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 열연 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.02 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.

상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.004 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 상기의 MnS 제어 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.004 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 연주성 및 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

보론(B)

보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차가공취성이 발생할 수 있으므로, 보론(B)을 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공취성에 대한 저항성을 증가시킨다.

다만, 상기 보론이 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.0005 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다. 따라서, 보론은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.0005 중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다.

라인파이프용 강판 제조 방법

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 1차 압연 단계(S120), 2차 압연 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.03 ~ 0.06%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 1.0 ~ 1.4%, P : 0% 초과 ~ 0.01% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Al : 0.02 ~ 0.05%, Ni : 0.4 ~ 0.5%, Cu : 0.2 ~ 0.3%, Cr : 0.2 ~ 0.3%, Mo : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, V : 0.05 ~ 0.08%, Ti : 0.01 ~ 0.02%, Ca : 0.001 ~ 0.004%, B : 0% 초과 ~ 0.0005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

이때, 상기 조성을 갖는 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1050℃로 재가열한다. 이러한 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 특히, 본 발명에서 슬라브 재가열 온도는 상대적으로 낮은 온도 영역에 해당하는 1000 ~ 1050℃로 실시하게 되는데, 이는 초기 오스테나이트 결정립 사이즈를 감소시킴으로써 저온인성을 증가시키기 위함이다.

본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1000℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1050℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 미세 조직의 페라이트가 조대화되어 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조비용만 상승할 수 있다.

1차 압연

1차 압연 단계(S120)에서는 재가열된 슬라브 판재를 오스테나이트 재결정영역에 해당하는 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 820 ~ 900℃ 조건으로 1차 압연한다.

본 단계에서, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 820℃ 미만일 경우에는 조압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 이와 반대로, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 900℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

2차 압연

2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에 해당하는 FRT(Finish Rolling Temperature) : 720 ~ 760℃ 조건으로 2차 압연한다.

본 단계에서, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 720℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 760℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.

전술한 재결정 영역에서의 압하율은 50 ~ 60%가 되도록 실시하고, 미재결정 영역에서의 압하율은 65 ~ 75%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 재결정 영역에서의 압하율이 50% 미만이거나, 또는 미재결정 영역에서의 압하율이 65% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 재결정 영역에서의 압하율이 60%를 초과하거나, 또는 미재결정 영역에서의 압하율이 75%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.

냉각

냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 20 ~ 30℃/sec의 속도로 FCT(Finish Cooling Temperature) : 450 ~ 480℃ 조건으로 냉각한다.

본 단계에서, 냉각종료온도(FCT)가 450℃ 미만일 경우에는 제조비용이 증가하며, 저온 조직이 생성되어 강도 확보에는 유리하나, 저온 인성에 취약해지는 문제가 있다. 반대로, 냉각종료온도(FCT)가 480℃를 초과할 경우에는 베이나이트가 형성되지 않아 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

또한, 냉각 속도가 20℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 냉각 속도가 30℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 강판의 형상에 불리할 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 라인파이프용 강판은 열간압연 후 과도한 과속냉각으로 인한 경질조질의 형성 및 조직 불균일을 방지하기 위해 미재결정영역에서의 마무리 열간압연 온도 및 압하율을 최적화함과 더불어, 충격 특성에 상대적으로 취약한 저온변태조직을 최소화하면서 결정립 사이즈가 최소화되도록 냉각종료온도 및 냉각 속도를 엄격히 제어하여 우수한 저온인성을 확보할 수 있음과 동시에 우수한 연신율 및 평탄도를 확보할 수 있다.

이를 통해, 본 발명의 방법으로 제조되는 라인파이프용 강판은 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite : AF), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite : PF) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 애시큘라 페라이트(AF)의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 이상을 가짐으로써, 인장강도(TS) : 620 ~ 680MPa, 항복강도(YP) : 500MPa 이상, 연신율(EL) : 52% 이상 및 -50℃에서의 DWTT 연성파면율이 85% 이상을 나타낸다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1 및 표 2의 조성과 표 3의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따른 시편들을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열, 1차 압연, 2차 압연 및 냉각의 열연공정을 모사하였다. 이후, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 실시하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2] (단위 : 중량%)

[표 3]

2. 기계적 물성 평가

표 4는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 4]

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 620 ~ 680MPa, 항복강도(YP) : 500MPa 이상, 연신율(EL) : 52% 이상 및 -50℃에서의 DWTT 연성파면율 : 85% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다. 또한, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, 애시큘라 페라이트(AF)의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 이상을 모두 갖는 것을 확인할 수 있다.

반면, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 실시예 1에 비하여 인장강도(TS) 및 항복강도(YP)는 보다 우위의 물성을 가지나, 연신율(EL) 및 -50℃에서의 DWTT 연성파면율이 목표값에 미달하고, 애시큘라 페라이트(AF)의 조직 분율이 단면 면적율로 44% 불과한 것을 알 수 있다.

또한, 비교예 2~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우에는 인장강도(TS), 항복강도(YP), 연신율(EL) 및 -50℃에서의 DWTT 연성파면율이 목표값에 모두 미달할 뿐만 아니라, 미세조직 측면에서도 애시큘라 페라이트(AF)의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 미만으로 측정된 것을 알 수 있다.

또한, 비교예 4에 따라 제조된 시편의 경우, 미세조직 측면에서 애시큘라 페라이트(AF)의 조직 분율이 단면 면적율로 79%로 측정되어 목표값을 만족하였으나, 기계적 물성에 해당하는 인장강도(TS), 항복강도(YP), 연신율(EL) 및 -50℃에서의 DWTT 연성파면율이 목표값에 모두 미달하는 것을 알 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 1차 압연 단계
S130 : 2차 압연 단계
S140 : 냉각 단계

Claims

(a) 중량%로, C : 0.03 ~ 0.06%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 1.0 ~ 1.4%, P : 0% 초과 ~ 0.01% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Al : 0.02 ~ 0.05%, Ni : 0.4 ~ 0.5%, Cu : 0.2 ~ 0.3%, Cr : 0.2 ~ 0.3%, Mo : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, V : 0.05 ~ 0.08%, Ti : 0.01 ~ 0.02%, Ca : 0.001 ~ 0.004%, B : 0% 초과 ~ 0.0005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1000 ~ 1050℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계;
(c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 720 ~ 760℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
(d) 상기 2차 압연된 판재를 FCT(Finish Cooling Temperature) : 450 ~ 480℃ 조건으로 냉각하는 단계;를 포함하며,
상기 (d) 단계 이후, 상기 판재는 최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
20 ~ 30℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판 제조 방법.
중량%로, C : 0.03 ~ 0.06%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 1.0 ~ 1.4%, P : 0% 초과 ~ 0.01% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Al : 0.02 ~ 0.05%, Ni : 0.4 ~ 0.5%, Cu : 0.2 ~ 0.3%, Cr : 0.2 ~ 0.3%, Mo : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, V : 0.05 ~ 0.08%, Ti : 0.01 ~ 0.02%, Ca : 0.001 ~ 0.004, B : 0% 초과 ~ 0.0005% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 애시큘라 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖되, 상기 애시큘라 페라이트의 조직 분율이 단면 면적율로 60% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
제3항에 있어서,
상기 강판은
인장강도(TS) : 620 ~ 680MPa, 항복강도(YP) : 500MPa 이상 및 연신율(EL) : 52% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
제3항에 있어서,
상기 강판은
-50℃에서의 DWTT 연성파면율이 85% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.