KR20080042518A

KR20080042518A - 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및그 제조방법

Info

Publication number: KR20080042518A
Application number: KR1020060111064A
Authority: KR
Inventors: 유장용; 안성수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-11-10
Filing date: 2006-11-10
Publication date: 2008-05-15
Also published as: KR100843844B1

Abstract

본 발명은 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판과 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강도와 균열성장 저항성을 확보하기 위하여 압연방법을 정밀히 제어하여 930MPa 이상의 강도를 가지고 균열성장 저항성이 우수한 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판의 제조방법은, 중량%로 C : 0.03 ~ 0.10 중량%, Si : 0 ~ 0.6 중량%, Mn :1.6 ~ 2.1중량%, Cu :0 ~ 1.0중량%, Ni : 0~1.0중량%, Nb : 0.02~0.06 중량%, V : 0.1 중량%이하, Mo : 0.2~0.5 중량%, Cr : 1.0 중량%이하, Ti : 0.005~0.03 중량%, Al : 0.01~0.06 중량%, B : 0.0005 ~ 0.0020 중량%, N : 0.001 ~ 0.006 중량%, Ca : 0 ~ 0.006 중량%, P : 0.02 중량%이하, S : 0.005 중량%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050 ~ 1150℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 20~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하는 단계; 상기 압연된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이하, Ar3 이상의 온도 구간에서 40~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하여 강판으로 제조하는 단계; 상기 압연된 강판을 20~50℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 강판의 냉각을 200~400℃의 온도에서 정지하는 단계;를 포함하며, 상기 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서의 각 압연단계의 압하율이 5% 이상이며, 상기 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 평균 압하율(각 단계 압하율의 총합을 압하 단계수로 나눈 값)이 10% 이상인 것을 특징으로 한다.

베이나이틱 페라이트, 고강도, 고인성, DWTT, 라인파이프

Description

균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법{STEEL PLATE FOR LINEPIPE HAVING ULTRA-HIGH STRENGTH AND EXCELLENT CRACK PROPAGATION RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}

도 1은 압연과 냉각을 거쳐 생산된 강재에 대하여 물성확보를 위하여 템퍼링을 실시하는 제조방법과 템퍼링을 실시하지 않고 물성을 확보하는 제조방법을 비교한 개략 그래프;

도 2는 하부 베이나이트와 래스 마르텐사이트를 주요한 미세조직으로 구성하는 강재의 냉각조건과 베이나이틱 페라이트와 애시큘라 페라이트를 주요한 미세조직으로 구성하는 강재의 냉각조건을 비교하기 위하여 나타낸 TTT 다이어그램;

도 3은 하부 베이나이트의 투과전자현미경 관찰 사진;

도 4는 베이나이틱 페라이트의 투과전자현미경 관찰 사진;

도 5는 애시큘라 페라이트의 투과전자현미경 관찰 사진; 그리고

도 6은 그래뉼러 베이나이트의 투과전자현미경 관찰 사진이다.

라인파이프라 함은 주로 원유나 천연가스의 수송 등을 위하여 지중에 매설되는 강관을 의미하는 것으로서, 상기 라인파이프 내에는 고압의 가스 또는 원유가 흐르기 때문에 높은 압력이 라인파이프에 작용하는 것이 보통이다.

또한, 라인파이프의 효율을 높이기 위해서는 단위시간당 수송할 수 있는 원유 또는 가스(이하 간단히, '원유 등'이라 칭함)의 양을 증가시킬 필요가 있는데, 이를 위해서는 필연적으로 라인파이프의 구경을 대구경으로 증가시킬 필요가 있다.

라인파이프의 구경을 증가시킬 경우에는 그 내부를 흐르는 원유 등의 양을 증가시킬 수 있으며, 그에 따라 원유 등에 의해 라인파이프에 작용하는 압력도 같이 증가되게 된다. 이러할 경우 라인파이프용 재료는 보다 고강도로 개발될 필요가 있는데, 현재까지는 통상 라인파이프의 강도규격으로 볼 때 X70 등급의 강판을 주로 사용하고 있는 것이 현실이다. 상기 X70 등급의 강판은 70ksi, 즉 약 480MPa 정도의 강도를 가지는 것으로서, 이러한 강도 등급의 강판을 사용하여 라인파이프를 대구경화시키는 것은 필연적으로 강판 두께의 증가를 요구하게 되어 경제적이지 않다.

따라서, 현재까지 통상 사용되고 있는 라인파이프용 강판에 비하여 그 강도가 획기적으로 향상된 강판에 대한 개발요구는 점점 더 증대되고 있는 실정이지만, 이러한 요구를 완전하게 충족시키는 강판의 개발은 아직까지 완료되지 못한 것이 현실이다.

그 이유로서는, 강판의 강도를 증가시키는 기술 자체에 대한 장벽뿐만 아니라, 강판의 강도를 증가시키는 것에 부수하여 발생하는 다른 문제로 인하여 적용이 어려워진다는 것을 들 수 있다.

즉, 강판의 강도를 증가시키기 위해서는 강도 증가에 유효한 합금원소를 첨가하여야 하는데, 이러한 합금원소의 첨가에 의해 충분히 높은 강도를 얻기가 어려울 뿐만 아니라, 합금원소의 첨가량을 높일 경우에는 그에 부수하여 용접부의 저온인성 및 모재의 저온인성이 매우 열악해진다는 문제도 같이 발생하기 때문에 강판을 고강도화 할 경우에는 저온인성을 동시에 향상시킬 필요가 있는 것이다.

또한, 강판의 강도 향상을 위해서 종래에는 주로 강판을 소입(quenching)하여 강판 내부에 저온조직 특히, 하부 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 조직을 강판 내부에 형성하여 강판의 경도를 높임과 동시에 강도도 향상시키고자 하는 기술 이 제안되었는데, 상기와 같은 마르텐사이트 조직이 강판내부에 형성될 경우에는 강판내부의 잔류응력으로 인하여 강판의 인성이 극히 열악해진다는 문제를 가지고 있었다.

특히, 라인파이프 강재에 요구되는 인성을 평가하는 방법에는 균열개시 저항성을 나타내는 샤르피 충격시험과 균열성장 저항성을 나타내는 DWTT(Drop Weight Tear Test)로 나누어진다. 기존에 개발된 API-X100급 이상의 초고강도강의 경우 DWTT로 평가되어지는 균열성장 저항성이 좋지 않아, 파이프라인 건설시 균열성장을 억제하기 위하여 Crack Arrestor를 부가적으로 설치하도록 설계하고 있다. 이는 파이프라인 건설을 위한 비용을 증가시켜 고강도강이 가지는 경제적 잇점을 상쇄시키는 원인이 된다.

상기에서 살펴본 바와 같이 강판의 강도와 인성은 종래에는 양립하기 어려운 두 가지 물성으로서 강판의 강도가 증가하면 인성이 감소한다는 것이 일반적인 인식이었다.

이후, 강판의 강도와 인성을 동시에 확보하여 고강도 강재를 제공하고자 하는 노력은 계속되었는데 그 중 한가지 방법으로서 TMCP(Thermo Mechanical Controlling Process)이라는 방법이 제안되게 되었다. 상기 TMCP 법은 강판에 대하여 기계적 가공과 동시에 열이력을 부여하여 강판의 물성을 원하는 물성으로 변 화시키는 가공법을 총칭하는 의미로서, 굉장히 많은 형태로 변경되어 사용되고 있으나, 주로 정해진 온도에서 엄격한 조건하에서 압연하는 제어압연 공정과 적절한 범위의 냉각속도로 강판을 냉각하는 가속냉각 공정으로 이루어져 있다.

이러한, TMCP법을 이용할 경우 강판내부에 미세한 결정립을 형성시키고 조직을 적절히 원하는 형태로 제어함으로써 이론상으로는 원하는 물성을 어느 정도까지는 원할하게 제어할 수 있다는 장점이 있다.

그러나, 상기와 같은 TMCP의 가속냉각을 통하여 원하는 강도를 가진 강판을 제조하기 위해서는 종래기술과 마찬가지로 경질 조직을 형성시킬 필요가 있다. 따라서, TMCP 법에 의해 제조된 강판이라 하더라도 강도가 증가하면 인성이 감소되는 추세에 있는 것은 종래기술상으로는 불가피한 실정이었다.

따라서, 고강도 강재 분야에서는 강재의 강도 수준을 높이기 위하여 지속적으로 연구개발을 실시하는 동시에 저온인성을 확보하기 위한 수단을 확보하기 위한 노력이 지속적으로 실시되어 왔다.

이러한 문제를 해결하기 위해서 여러 가지 방안이 제시되었는데, 제조된 강판에 템퍼링(Tempering)처리 하는 것이 그 중에서도 가장 많이 사용되는 방법이다.

예를 들면, 미국 특허 5545269, 5755895, 5798004, 5900075, 6045630, 6183573, 6245290, 6532995에는 도 1에 도시한 바와 같이 압연 및 냉각을 완료하는 TMCP 처리를 실시한 후 Ac₁ 변태온도(가열시 페라이트가 오스테나이트로 변태하는 온도)이하에서 템퍼링을 추가적으로 수행하는 공정이 포함되어 있는 제조방법이 기재되어 있는데, 강판을 냉각한 후에 다시 냉각 후 템퍼링을 실시하기 위하여 재가열을 하여야 하기 때문에 에너지 사용량이 크고, 또한 템퍼링 공정을 별도로 추가하여야 하기 때문에 원가 상승이 유발되는 문제를 가지고 있다.

또한, 강재의 강도를 상승시키기 위해서 여러 종류의 합금원소가 강재에 첨가되는데, 그 중 가장 효과적으로 사용되는 원소로서는 Mo를 들 수 있다. 예를 들면, 미국 특허 6224689, 6228183, 6248191 그리고 6264760호는 Mo와 함께 B을 첨가함으로써 경화능을 획기적으로 향상시켜 강재 내부 조직을 하부 베이나이트(Lower Bainite)와 래스상 마르텐사이트(Lath Martensite)를 주로 포함하는 기술이 기재되어 있다.

그러나, 상기의 기술들은 모두 저온인성의 관점에서는 균열개시 저항성만을 다루고 있어, API-X100강 이상의 초고강도 강에 대하여 균열성장 저항성을 향상시킬 수 있는 기술은 거의 알려져 있지 않다.

본 발명은 상기의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 압연방법을 정밀하게 제어하여 인장강도가 높고 균열성장 저항성이 우수한 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것을 발명의 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 강판의 제조방법은 중량%로 C : 0.03 ~ 0.10 중량%, Si : 0 ~ 0.6 중량%, Mn :1.6 ~ 2.1중량%, Cu :0 ~ 1.0중량%, Ni : 0~1.0중량%, Nb : 0.02~0.06 중량%, V : 0.1 중량%이하, Mo : 0.2~0.5 중량%, Cr : 1.0 중량%이하, Ti : 0.005~0.03 중량%, Al : 0.01~0.06 중량%, B : 0.0005 ~ 0.0020 중량%, N : 0.001 ~ 0.006 중량%, Ca : 0 ~ 0.006 중량%, P : 0.02 중량%이하, S : 0.005 중량%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050 ~ 1150℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 20~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하는 단계; 상기 압연된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이하, Ar3 이상의 온도 구간에서 40~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하여 강판으로 제조하는 단계; 상기 압연된 강판을 20~50℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 강판의 냉각을 200~400℃의 온도에서 정지하는 단계;를 포함하며, 상기 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서의 각 압연단계의 압하율이 5% 이상이며, 상기 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 평균 압하율(각 단계 압하 율의 총합을 압하 단계수로 나눈 값)이 10% 이상인 것을 특징으로 한다.

이때, 각 압하 단계 사이의 유지시간을 20초 이하로 하는 제조조건을 가지는 것이 효과적이다.

그리고, 상기 강판의 냉각 정지 후에는 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, 비록 내부조직이 종래와 같은 하부 베이나이트 또는 래스상 마르텐사이트가 아닐지라도 충분한 강도를 나타낼 수 있도록 함과 동시에 압연시 초기 오스테나이트 결정립 크기를 미세하게 조정하여 균열성장 저항성까지 확보할 수 있다는 것을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

즉, 본 발명은 미세한 결정립을 가진 베이나이틱 페라이트(Bainitic Ferrite)와 애시큘라 페라이트(Acicular Ferrite, 다른 말로는 침상 페라이트)로 제어하여 종래의 경질조직을 가진 강판과 대비하여 동등 이상의 강도를 가지며, 또한 상기 조직의 결정립 크기를 미세하게 함으로써 종래의 하부 베이나이트나 래스 상 마르텐사이트 보다 훨씬 뛰어난 균열성장 저항성을 가지도록 한 강판과, 상기 강판을 제조하는 특별한 방법을 제공하는 것을 그 특징으로 하는 것이다.

이하, 상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 조건을 강판의 강판의 조성, 내부조직 및 제조방법의 순서대로 상세히 설명한다.

(강판의 조성)

본 발명에서는 그 대상으로 하고 있는 강판의 조성을 충분한 강도와 용접부 인성을 가질 수 있도록 하기 위하여 하기와 같이 선정하였다.

C : 0.03 ~ 0.10 중량%

C는 고용강화를 통하여 금속 및 용접부의 기지를 강화하는 가장 효과적인 원소이며, 작은 크기의 세멘타이트, V 및 Nb 탄질화물 및 Mo 탄화물의 형성에 의한 석출경화에 의한 강화효과를 얻을 수 있다. 이에 더하여, Nb 탄질화물은 열간압연시 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립성장을 막음으로써 결정립 미세화를 통하여 강도 및 저온인성을 동시에 향상시킬 수 있다. C는, 냉각중 강판 내부에 강한 미세조직을 형성시키는 능력인, 경화능을 향상시키는 역할도 한다. 일반적으로 0.03 중량% 미만이 되면 이러한 강화효과를 얻을 수 없으며, 0.1 중량%를 초과하여 첨가하면 현장용접 후 저온균열을 포함하여 기지금속 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다. 더욱 바람직하게는 0.04~0.08 중량%를 첨가하는 것이 좋다.

Si : 0 ~ 0.6 중량%

Si는 Al을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 고용강화 원소로도 효과를 나타낸다. Si을 0.6중량% 이상으로 과다하게 첨가하면 현장 용접성 및 용접 열영향부의 인성을 매우 저하시킨다. Al 혹은 Ti가 탈산하는 역할을 수행하므로 탈산을 위하여 Si를 반드시 첨가하여야 하는 것은 아니다.

Mn :1.6 ~ 2.1 중량%

Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 1.6 중량%이상 첨가되어야 경화능 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 2.1 중량%을 초과하여 첨가시키면 제강공정에서 슬라브를 주조시 중심 편석을 조장하고 인성을 저하시키게 된다. 아울러, 과다한 Mn의 첨가는 경화능을 과도하게 향상시켜 현장용접성을 나쁘게 하여 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다.

Cu :0 ~ 1.0 중량%

Cu는 기지금속 및 용접열영향부를 강화시키는 원소이다. 그러나, Cu를 과다하게 첨가하면 용접열영향부의 인성 및 현장 용접성을 저하시키게 된다.

Ni : 0~1.0 중량%

Ni은 저탄소강에서 현장용접성 및 저온인성을 해지지 않고 물성을 향상시키는 원소이다. Mn 및 Mo에 비하여, Ni은 저온인성을 저하시키는 도상 마르텐사이트 등의 경질상을 적게 형성시키고, 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 아울러 연속주조 및 열간압연시 Cu 첨가강에서 발생하는 표면균열발생을 억제시킨다. 그러나, Ni은 고가원소이고 과다한 Ni의 첨가는 용접열영향부의 인성을 오히려 저하시킨다. 더욱 바람직하게는 0.2~0.8 중량%를 첨가하는 것이 좋다.

Nb : 0.02~0.06 중량%

Nb는 결정립 미세화를 통하여 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 한다. 열간압연 중 생성되는 Nb 탄질화물은 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립 성장을 막아서 오스테나이트 결정립을 미세하게 한다. Mo와 함께 첨가될 때, 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립 미세화 효과가 증대되고, 석출강화 및 경화능 향상을 통한 강화효과를 보다 두드러진다. B이 존재할 경우 경화능을 더욱 증가시키는 효과를 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여 0.02 중량%이상 함유되어야 한다. 그러나, 0.06 중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 더 이상 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라 용접성 및 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 주게 된다. 더욱 바람직하게는 0.02~0.08 중량%를 첨가하는 것이 좋다.

V : 0.1 중량%이하

V은 Nb과 유사한 역할을 하나, 그 효과는 Nb보다 다소 약하다. 그러나, Nb와 V이 함께 첨가될 경우 그 효과가 매우 확대된다. 그러나, 용접 열영향부의 인성 및 용접성을 고려하여 그 상한을 0.1 중량%로 한다. 더욱 바람직하게는 0.08 중량% 이 하를 첨가하는 것이 좋다.

Mo : 0.2~0.5 중량%

Mo는 경화능을 향상시키는데, 특히 B과 함께 첨가할 경우 경화능 향상효과는 매우 크게 나타난다. 또한 Nb와 함께 첨가할 경우 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립 미세화에 기여한다. 그러나, 과도한 Mo의 첨가는 현장용접시 용접 열영향부의 인성에 저하시키므로 0.5 중량 %이하를 유지하여야 한다.

Cr : 1.0 중량%이하

Cr은 경화능을 향상시키는 역할을 한다. 그러나, 과도한 Cr의 첨가는 현장에서 용접 후 저온균열을 발생시켜 기지금속 및 용접부 열영향부의 인성을 저하시키므로 1.0 중량 %이하를 유지하여야 한다.

Ti : 0.005~0.03 중량%

Ti은 미세한 Ti 질화물(TiN)을 형성하여 슬라브 가열시 오스테나이트 결정립 조대화를 억제함으로써 결정립 미세화에 기여한다. 이에 더하여, TiN은 용접 열영향부의 결정립 조대화를 막음은 물론 용강중에 있는 N을 제거하여 줌으로써 인성을 향상시켜 주게 된다. N을 충분히 제거하기 위하여 Ti는 N첨가량의 3.4배 이상이 되어야 한다. 따라서, Ti는 기지금속 및 용접 열영향부의 강도 및 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소로써 강 중에 TiN으로 존재하여 압연을 위한 가열 과정에 서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며 또한 질소와 반응하고 남은 Ti가 강 중에 고용되어 탄소와 결합하여 TiC의 석출물이 형성되고 TiC의 형성은 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다. Al의 첨가량이 매우 작을 경우에는 Ti 산화물을 형성시켜 용접 열영향부에 입내 침상형 페라이트(intragranular acicular ferrite)의 핵생성 사이트로 작용하게 된다. 따라서, TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.005 중량%이상의 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.03 중량%이상이 첨가되면 Ti 질화물의 조대화 및 Ti 탄화물에 의한 경화가 과도하여 저온인성에 매우 해로우며, 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화되기 때문에 Ti 첨가의 상한은 0.03 중량%로 한다. 더욱 바람직하게는 0.01~0.02 중량%를 첨가하는 것이 좋다.

Al : 0.01~0.06 중량%

Al은 일반적으로 강의 탈산을 목적으로 첨가한다. 또한, 미세조직을 미세하게 할 뿐 아니라, 용접 열영향부의 조대결정립 영역에서 N을 제거함으로써 열영향부의 인성을 향상시킨다. 그러나 0.06 중량%를 초과하여 함유될 경우에는 Al산화물(Al₂O₃)을 형성하여 기지금속 및 열영향부의 인성을 저하시킨다. Ti 및 Si첨가를 통하여 탈산을 할 수 있으므로, Al을 반드시 첨가하여야 하는 것은 아니다.

B : 0.0005 ~ 0.0020 중량%

B은 저탄소강에서 경화능을 매우 향상시키고 용접성 및 저온균열 저항성을 증가시킨다. 특히, Mo 및 Nb의 경화능 향상효과를 증대시키는 역할을 하며 결정립계의 강도를 증가시켜 수소에 의하여 발생되는 입내균열을 억제한다. 그러나, 과도한 B의 첨가는 Fe₂₃(C,B)₆ 석출에 의한 취화의 원인이 된다. 따라서, B의 함량은 다른 경화능 원소의 함량을 고려하여 결정하여야 하는데, 본 발명에서는 B의 함량으로서 상술한 바와 같이 0.0005~0.0020중량%의 범위가 바람직하다.

N : 0.001 ~ 0.006 중량%

N는 슬라브 가열 중 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, TiN 석출물은 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 그러나 과도한 N 첨가는 슬라브 표면결함을 조장하고 B의 경화능 효과를 감소시키며, 용질질소가 있을 경우 기지 및 용접 열영향부의 인성을 저하시킨다.

Ca : 0 ~ 0.006 중량%

Ca는 주로 MnS 개재물의 형상을 제어하고 저온인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca첨가는 다량의 CaO-CaS가 형성 및 결합하여 조대한 개재물을 형성하므로 인하여 강의 청정도 저하는 물론 현장 용접성을 해친다.

P : 0.02 중량%이하

P는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극 저감하여야 할 필요가 있으나, P을 극한까지 저감하기 위해서는 제강 공정부하가 심화되고 0.02 중량%이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로 그 상한을 0.02 중량%로 한다.

S : 0.005 중량%이하

S는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키고, 적열취성을 일으키는 원소로서, 상기 P와 마찬가지로 제강 공정 부하를 고려하여 그 상한을 0.005 중량%로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.002 중량% 이하를 첨가하는 것이 좋다.

(내부조직)

상술한 성분계를 가지는 강판으로서 강도가 우수하고 인성이 뛰어난 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 내부조직의 종류와 형상에 대하여 추가적으로 한정할 필요가 있다.

즉, 본 발명에서 제공하는 강판 내부의 미세조직은 도 4에 도시한 형상의 베이나이틱 페라이트와 도 5에 도시한 형상의 애시큘라 페라이트를 합계로 75% 이상 포함하고 있어야 한다. 여기에서 상기 조직의 비율은 면적분율을 의미한다.

상기와 같은 형태의 내부조직 외에도 일부 그래뉼라 베이나이트(Granular Bainite)가 형성될 수 있다. 상기 그래뉼라 베이나이트는 저온인성을 저해하는 원인이 되므로 그 함량을 면적분율 기준으로 5% 이하로 제한하여야 한다.

특히, 본 발명의 강판은 그 내부조직이 매우 미세할 필요가 있다. 미세조직이 미세할수록 균열성장 저항성을 향상시킬 수 있기 때문인데, 본 발명의 발명자들에 따르면 상기 바람직한 결정립 크기는 초기 오스테나이트 결정립 크기 기준으로 15㎛의 범위이어야 하며, 더욱 바람직하게는 10㎛ 이하이다.

상술한, 성분계를 가지며 내부조직 조건을 충족하는 강판은 인장강도 930MPa 이상, -20℃에서의 DWTT 연성파면율이 85% 이상의 것으로서 본 발명에서 목적하는 성질을 모두 충족하는 강판인 것이다.

(제조방법)

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

본 발명의 제조방법은 개략적으로는 슬라브를 가열한 후, 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정영역에서 1회 또는 2회 이상의 다단계 압연한 후, 상기 오스테나이트 재결정온도보다 낮고 오스테나이트가 페라이트로 변태하는 온도(Ar₃) 보다는 높은 온도에서 1회 또는 2회 이상의 다단계로 마무리 압연을 실시한 후 20~50℃/sec의 속도로 냉각하고 200~400℃에서 냉각을 종료하는 과정으로 이루어진다. 상기 냉각 종료 온도 이하에서는 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것이 바람직하다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

슬라브 가열 : 1050 ~ 1150℃

슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원할히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로 목적에 맞게 적절한 온도범위내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 상기 가열공정에서 중요한 것은 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하여야 할 뿐만 아니라 너무 가열온도로 인하여 결정립이 과다하게 조대화되는 것을 최대한 방지하여야 한다는 것이다. 만일, 강의 가열온도가 상기 1050℃ 미만으로 될 경우에는 Nb나 V가 강중에 재고용되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울 뿐 아니라 부분 재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립이 균일하지 않게 형성되어 고인성화가 어려우며, 상기 1150℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화 되어 결국 강판의 결정립 크기가 증가하는 원인을 제공하게 되며 그 결과 강 판의 인성이 극히 열화된다. 따라서, 적절한 가열온도 범위는 1050 ~ 1150℃인 것이 바람직하다.

압연 조건

강판이 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 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. 먼저, 오스테나이트 재결정 영역에서 초기 슬라브 두께의 20~80%를 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 상기와 같은 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연은 오스테나이트 재결정을 통하여 결정립을 작게 하는 효과를 가지는데, 다단계 압연을 실시할 경우 오스테나이트 재결정 후 결정립 성장이 발생하지 않도록 각 단계의 압하율 및 시간을 잘 제어하여야 한다. 오스테나이트 재결정의 정도는 오스테나이트 재결정 영역에서의 압하율 및 온도에 의하여 지배를 받게 된다. 이때, 각 단계의 압하율이 너무 낮으면 재결정이 부분적으로만 발생하여 오스테나이트 결정립이 균일하지 않게 되어 만족스러운 균열성장 저항성을 얻을 수 없으므로, 각 단계의 압하율을 5%이상으로 제한한다. 아울러 압연이 진행되어 온도가 감소할수록 압하율을 증가시켜야 하며, 오스테나이트 재결정 영역에서의 평균 압하율(각 단계 압하율의 총합을 압하 단계수로 나눈 값)은 10%이상으로 하여야 한다. 한편, 각 압하 단계 사이의 유지시간이 과도하게 길 경우엔 결정립 성장이 발생하여 오스테나이트 결정립 크기의 균일화 및 미세화를 얻을 수 없게 되어 우수한 균열성장 저항성을 얻을 수 없으므로, 오스테나이트 재결정 후 결정립 성장이 발생하지 않도록 하기 위해서는 각 압하 단계 사이의 유지시간을 20초 이내로 하여야 한다. 상술한 과정에 의해 형성된 미세한 오스테나이트 결정립은 최종 판재의 균열성장 저항성을 향상시키는 역할을 하게 된다. 이 후 T_nr(오스테나이트 재결정이 일어나지 않는 온도)와 Ar₃온도(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도) 사이인 오스테나이트 미재결정 영역에서 1회 압연 또는 2회 이상의 다단계 압연을 실시한다. 이때, 재결정 온도영역에서 압연을 마친 슬라브 두께의 40~80%를 압연을 실시한다. 이러한 T_nr(오스테나이트 재결정이 일어나지 않는 온도)와 Ar₃온도(오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도) 사이에서의 압연은 결정립을 찌그러뜨리고 결정립 내부에 변형에 의한 전위를 발달시켜 압연후 냉각시에 저온변태상을 형성하는 핵생성 사이트로 작용하게 된다

냉각속도 : 20~50℃/sec

냉각속도는 강판의 인성과 강도를 향상시키는 중요한 요소이다. 상기 냉각속도는 강판의 조직을 상술한 바와 같이 베이나이틱 페라이트 또는 애시큘라 페라이트로 제어하기 위한 것인데, 냉각속도가 느릴 경우에는 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite)나 도 6에 도시한 형태의 그래뉼라 베이나이트(Granular Bainite) 등과 같은 바람직하지 못한 조직들이 조대한 결정립 크기를 가지면서 형 성되어 강도 및 인성이 본 발명의 목표치를 만족하지 못하는 수준으로 크게 저하될 우려가 있다. 그러나, 반대로 50 ℃/sec 이상의 높은 냉각속도로 냉각할 경우에는 과다한 냉각수량으로 인하여 강판의 뒤틀림 현상이 발생하여 강판의 형상이 불량하게 된다.

냉각종료 : 200~400℃

강판의 내부조직을 제어하기 위해서는 냉각속도의 효과가 충분히 발현되는 온도까지 냉각하여 줄 필요가 있다. 만일 냉각을 정지하는 온도인 냉각정지온도가 400℃ 이상일 경우에는 강판 내부에 미세한 결정립을 가진 베이나이틱 페라이트 및 애시큘라 페라이트를 충분히 형성하기 어렵게 되어 인장강도를 향상시키는 효과가 미흡하게 된다. 따라서 상기 냉각정지온도의 상한은 400℃로 한정할 필요가 있다. 그러나 냉각정지 온도가 200℃ 이하가 될 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다 냉각으로 인한 판 뒤틀림 문제가 발생될 수 있다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 조성의 슬라브를 표 2에 나타난 제조조건으로 가열-압연-냉각하여 두께 16mm의 강판을 제조하였다. 재결정온도 영역에서는 표 2에 기재된 조건으로 다단계 압연을 실시하였다.

구분		C	Si	Mn	Mo	Cr	Ni	Ti	Nb	V	Al	Cu	Ca*	B*	N*	P*	S*
발명강	A	0.051	0.15	1.89	0.25	0.48	0.48	0.014	0.042	0.043	0.023	0.2	13	12	38	65	11
	B	0.058	0.16	1.88	0.27	0.52	0.52	0.017	0.041	0.042	0.022	0.2	11	14	42	71	13
	C	0.048	0.15	1.90	0.32	0.49	0.51	0.015	0.039	0.039	0.021	0.2	12	20	34	60	9
	D	0.060	0.16	1.80	0.26	0.41	0.53	0.016	0.045	0.043	0.024	0.2	14	18	46	76	15
비교강	E	0.024	0.16	1.91	0.25	0.38	0.51	0.016	0.041	0.042	0.020	0.2	13	18	39	65	11
	F	0.134	0.16	1.88	0.36	0.45	0.51	0.016	0.043	0.041	0.021	0.2	10	15	41	66	13
	G	0.053	0.16	2.32	0.28	0.46	0.46	0.015	0.046	0.040	0.023	0.2	11	17	36	72	16
	H	0.051	0.15	1.88	0.20	0.46	0.49	0.038	0.042	0.040	0.020	0.2	12	14	42	62	10
	I	0.061	0.15	1.89	0.35	0.40	0.50	0.015	0.047	0.042	0.020	0.2	12	31	39	78	9

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

상기 표 1에서 알 수 있듯이 발명강 A 내지 발명강 D의 경우는 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 경우이며, 비교강 E 내지 발명강 I의 경우는 본 발명의 조건을 벗어나는 경우이다. 비교강 E는 C이 너무 낮은 경우에 해당되고 비교강 F는 C이 과도하게 높은 경우에 해당되는 것이다. 또한 비교강 G는 Mn이 과다하게 높은 경우이며, 비교강 H는 Ti가 과다하게 높은 경우이다. 비교강 I는 B이 과도하게 높은 경우에 해당된다.

구분			슬라브 가열온도 (℃)	재결정역압하율(%)				미재결정역 압하율 (%)	냉각속도 (℃/sec)	냉각 정지온도 (℃)
구분			슬라브 가열온도 (℃)	최소압하율 (%)	평균압하율 (%)	압연 단계수	유지시간 (초)	미재결정역 압하율 (%)	냉각속도 (℃/sec)	냉각 정지온도 (℃)
발명예	A	1	1110	6.3	12	11	<16	73	25	326
	B	1	1122	10.2	15	9	<14	75	34	383
	C	1	1134	8.5	12	11	<9	76	23	276
	D	1	1145	7.1	14	11	<12	72	33	297
비교예	A	2	1168	7.5	15	9	<10	74	32	250
	A	3	1112	2.1	12	11	<14	75	34	253
	A	4	1120	6.8	9	13	<9	75	28	323
	A	5	1142	6.9	14	11	<23	76	35	287
	A	6	1123	9.4	17	9	<40	75	29	343
	A	7	1118	8.6	16	16	<11	34	31	345
	A	8	1114	6.8	15	9	<19	76	15	289
	A	9	1125	6.3	13	11	<13	74	24	468
	E	1	1120	7.6	17	9	<14	75	27	326
	F	1	1120	7.6	17	9	<14	75	33	293
	G	1	1120	7.6	17	9	<14	75	26	267
	H	1	1120	7.6	17	9	<14	75	33	257
	I	1	1120	7.6	17	9	<14	75	35	345

단, 상기 표에서 유지시간은 압연단계 사이에 공냉되어지는 시간이다.

상기 표 1의 조성을 가진 슬라브를 이용하여 표 2의 제조조건으로 제조한 강판의 일부분을 채취하여 인장시험 및 DWTT 시험을 수행하여 인장강도 및 DWTT 연성파면율을 측정한 결과를 표 3에 나타내었다. 표 2의 발명예 A1 내지 D1은 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 경우이며, 비교예 A2 내지 A9는 본 발명의 합금조성을 만족하는 조성인 표1의 발명강 A의 합금조성을 가지나 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 경우이다. 또한, 비교예 E1 내지 I1은 표 1의 비교강 E 내지 I의 합금조성을 가지는 슬라브에 대하여 본 발명의 제조조건을 적용한 경우이다.

구분			초기 오스테나이트 결정립도 (㎛)	BF+AF 분율 (%)	인장강도 (MPa)	DWTT 연성파면율 (%)
발명강	A	1	12.7	83	984	95
	B	1	9.5	88	993	100
	C	1	10.5	78	976	95
	D	1	13.2	92	965	88
비교강	A	2	23.5	87	956	34
	A	3	19.3	77	897	46
	A	4	18.8	78	945	63
	A	5	25.5	79	975	42
	A	6	28.3	76	879	34
	A	7	13.3	57	879	45
	A	8	12.5	64	836	87
	A	9	14.5	62	856	89
	E	1	12.2	65	467	100
	F	1	13.7	87	1058	35
	G	1	12.5	88	1022	41
	H	1	11.3	84	983	49
	I	1	13.5	64	1025	40

단, 여기서 DWTT 연성파면율은 -20℃에서의 결과이며, BF는 베이나이틱 페라이트를 AF는 애시큘라 페라이트를 의미한다.

상기 표 3의 결과로부터 알 수 있듯이, 본 발명에서 제한하고 있는 조성 및 제조조건을 가지는 발명예의 경우에는 모두 인장강도 930MPa 이상, -20℃에서의 DWTT 연성파면율이 85% 이상으로서 양호한 값을 나타내고 있다.

비교예 A2 내지 A9는 본 발명의 조건을 만족하는 조성을 가지고 있으나, 제조조건을 만족하지 않는 조건이다. A2는 슬라브의 가열온도가 과도하게 높은 경우로서, 가열로에서 추출되었을 때의 오스테나이트의 결정립 크기가 조대하여 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연 후에도 오스테나이트 결정립의 크기가 미세하지 않아 DWTT 연성파면율이 너무 낮은 값을 나타내었다. A3는 오스테나이트 재결정 영역에서의 최소 압하율이 너무 낮고, A4는 오스테나이트 재결정 영역에서의 평균 압하율이 너무 낮은 경우로서, 두 가지 경우 모두 미세한 오스테나이트 결정립을 형성하지 못하여 DWTT 연성파면율이 너무 낮은 값을 나타내었다. A5 및 A6은 압연 단계간의 유지시간이 너무 길어 오스테나이트 결정립 성장이 발생된 경우로서, 이 또한 오스테나이트 결정립 크기가 조대하여 DWTT 연성파면율이 너무 낮은 값을 나타내었다. A7은 오스테나이트 미재결정 영역에서의 총 압하율이 너무 낮은 경우로서, 오스테나이트 결정립이 제대로 연신되지 못함은 물론 결정립 내부에 전위를 축적시키지 못하여 저온변태상을 제대로 형성되지 않아 인장강도 및 DWTT 연성파면율이 매우 낮은 결과를 나타내었다. A8은 냉각속도가 너무 낮은 경우로써 본 발명에서 의도하는 조직을 제대로 형성하지 못하고 폴리고날 페라이트 혹은 그래뉼라 베이나이트 등이 혼립하여 인장강도와 DWTT 연성파면율이 모두 낮은 결과를 나타내었다. A9는 냉각종료온도가 너무 높은 경우로써 미세한 저온상들이 제대로 형성되지 못하여 인장강도가 낮은 결과를 나타내었다.

E1 ~ I1들은 본 발명의 조건을 만족하는 제조조건을 가지나 조성이 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우이다. C 함량이 낮은 E1의 경우에는 DWTT 연성파면율은 양호하나 인장강도가 본 발명의 발명강의 1/2 수준으로서 너무 낮은 값을 나타내었으며, C 함량이 과도하게 높았던 F1의 경우는 인장강도는 1000MPa 이상으로서 초고강도를 나타내었으며 DWTT 연성파면율이 매우 낮게 나타났다. 또한, Mn이 과다하게 첨가된 G1의 경우도 F1과 유사한 거동을 나타낸다는 것을 확인할 수 있다. H1은 Ti의 첨가량이 과다하였던 경우인데 DWTT 연성파면율이 미흡하다는 것을 확인할 수 있다. 또한, B 함량이 과도하게 높았던 I1의 경우도 강도는 우수하지만 DWTT 연성파면율이 만족스럽지 못한다는 것을 알 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 합금조성 및 제조방법의 효과를 확인할 수 있었다.

상술한 바와 같이 본 발명에 의할 경우에는 오스테나이트 재결정 영역에서의 압연을 제어하여 미세한 초기 오스테나이트를 형성함으로써 초고강도를 확보하면서 우수한 균열성장 저항성을 가지는 라인파이프용 강판을 제공할 수 있다.

Claims

중량%로 C : 0.03 ~ 0.10 중량%, Si : 0 ~ 0.6 중량%, Mn :1.6 ~ 2.1중량%, Cu :0 ~ 1.0중량%, Ni : 0~1.0중량%, Nb : 0.02~0.06 중량%, V : 0.1 중량%이하, Mo : 0.2~0.5 중량%, Cr : 1.0 중량%이하, Ti : 0.005~0.03 중량%, Al : 0.01~0.06 중량%, B : 0.0005 ~ 0.0020 중량%, N : 0.001 ~ 0.006 중량%, Ca : 0 ~ 0.006 중량%, P : 0.02 중량%이하, S : 0.005 중량%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를,

1050 ~ 1150℃의 온도로 가열하는 단계;

상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 20~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하는 단계;

상기 압연된 슬라브를 오스테나이트 재결정온도 이하, Ar3 이상의 온도 구간에서 40~80%의 압하율로 1회 압연 또는 2회 이상 다단계 압연하여 강판으로 제조하는 단계;

상기 압연된 강판을 20~50℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및

상기 강판의 냉각을 200~400℃의 온도에서 정지하는 단계;를 포함하며,

상기 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서의 각 압연단계의 압하율이 5% 이상이며, 상기 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도구간에서 평균 압하율(각 단계 압하율의 총합을 압하 단계수로 나눈 값)이 10% 이상인 것을 특징으로 하는 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 각 압하 단계 사이의 유지시간을 20초 이하로 하는 제조조건을 가지는 것을 특징으로 하는 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판의 제조방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 강판의 냉각 정지 후에는 강판을 공냉 또는 방냉시키는 것을 특징으로 하는 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판의 제조방법.