KR20240076135A - 라인파이프용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명의 일측면은 경제적이면서도 내수소취성 저항성이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면에 따르면, 경제적이면서도 내수소취성 저항성이 우수하여 고압의 수소이송용 배관으로 사용하기 적합한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일측면에 따르면, 경제적이면서도 내수소취성 저항성이 우수하여 고압의 수소이송용 배관으로 사용하기 적합한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
Description
본 발명은 라인파이프용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
탄소중립에 대한 관심도가 높아짐에 따라서 수소를 에너지원으로 사용하기 위한 노력이 전 세계적으로 크게 주목받고 있다. 특히 고압 수소 가스를 원료원으로 하는 연료전기 자동차 및 발전설비에 대한 기대가 커짐에 따라 해당 가스충전소나 발전설비로 대량의 수소가스를 이송하기 위한 방법에 대한 관심도가 급격히 성장하고 있다. 이러한 수소의 이송을 위해서 차량, 선박, 암모니움화 등 다양한 방법을 이용할 수 있지만, 가장 효율적이며 안전한 방법은 라인파이프를 이용하여 고압의 수소가스를 이송하는 방식이다.
하지만 고압의 수소를 지속적으로 이송하는 라인파이프의 특성상 강중에 수소의 침입이 빈번하게 발생하여 취화되는 현상(수소취화)이 발생할 위험이 있다. 현재까지 일반적으로 사용되는 20bar 이하의 낮은 수소압력에서는 이러한 수소취화 현상이 두드러지게 나타나지 않아 기존의 소재에 안전계수를 더하여 사용하는 등의 방식이 적용 가능하였다. 하지만, 수소에너지에 대한 관심도와 사용량이 증가함에 따라 수소를 이송하기 위한 배관에 걸리는 수소의 압력이 지속적으로 증가하고 있으며, 100~200bar 수준의 수소압력 하에서의 소재사용이 필요한 실정이다. 이러한 고압수소 이송을 위한 강관용 소재의 개발이 진행중에 있으나 아직까지 정확한 원인과 해결책을 제시하지 못하는 실정이다.
일반적으로 내수소취성이 우수한 소재는 오스테나이트 상을 기지조직으로 하는 오스테나이트계 스테인리스 강으로 알려져 있다. 하지만 오스테나이트계 스테인리스 강의 경우 Ni 등 고가의 원소를 다량 포함하기 때문에 원가경쟁력이 매우 열위하다.
또한, 기존에 많은 특허들이 수소용 강 구조물의 미세조직을 최적화함으로써 저합금 탄소강에서의 내수소취성을 향상시키는 방법을 제안하였다. 특허문헌 1에서는 베이나이트의 면적율을 10~95%로 제어하여 내수소취성을 향상시키고자 하였으며, 특허문헌 2에서는 전위밀도 및 베이나이트 분율 제어를 통해서 수소유기균열 저항성을 향상시키고자 하였다. 하지만, 기존의 문헌들은 측정하기 어려운 실험방법을 통해 미세조직 분석을 진행하는 것일 뿐만 아니라 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 마르텐사이트, 폴리고날 페라이트, 에시큘라 페라이트 등의 미세조직은 명확한 구분이 쉽지 않아 정량적인 분석에 어려움이 있어 측정자에 따라 그 판단이 달라지는 문제를 내포하고 있다.
본 발명의 일측면은 경제적이면서도 내수소취성 저항성이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.4%, 망간(Mn): 1.1~1.7%, 인(P): 0.012%이하(0%는 제외), 황(S): 0.002%이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2%이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 0.4%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.3%이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.008~0.02%, 질소(N): 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 값이 -0.15~0.15이며, 하기 관계식 2의 값이 310 이하(0은 제외)인 라인파이프용 강재를 제공한다.
[관계식 1] 1.29+15C-1.3Si+0.3Mn-55.7P-89.4S+0.05Ni+2.7Cr+3.8Cu-4.2Mo+8Ti-16.8Nb-267N
[관계식 2] MOA × GS ≤ 310
(단, 상기 관계식 1에서 각 합금원소의 함량은 중량%이고, 상기 관계식 2에서 MOA는 결정립 간의 평균 방향이탈각도(Misorientation angle)(°)를 의미하고, GS는 결정립 평균 크기(㎛)를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.4%, 망간(Mn): 1.1~1.7%, 인(P): 0.012%이하(0%는 제외), 황(S): 0.002%이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2%이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 0.4%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.3%이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.008~0.02%, 질소(N): 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 값이 -0.15~0.15인 슬라브를 가열한 후 1080~1250℃에서 추출하는 단계; 상기 추출된 슬라브를 Tnr~1250℃에서 재결정역 압연하는 단계; 상기 재결정역 압연된 슬라브에 대하여 미재결정역 압연을 Tnr-230℃이상 Tnr미만의 온도에서 개시하고 Ar3+10℃~Ar3+100℃에서 종료하여 열연강재를 얻는 단계; 및 상기 열연강재를 5~40℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하며, 하기 관계식 3의 값이 3.4이하(0은 제외)인 라인파이프용 강재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 1.29+15C-1.3Si+0.3Mn-55.7P-89.4S+0.05Ni+2.7Cr+3.8Cu-4.2Mo+8Ti-16.8Nb-267N
[관계식 3] ABS×미재결정역 압연종료온도/냉각속도
(단, 상기 관계식 1에서 각 합금원소의 함량은 중량%이고, 관계식 3에서 ABS는 관계식 1의 절대값임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 경제적이면서도 내수소취성 저항성이 우수하여 고압의 수소이송용 배관으로 사용하기 적합한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 라인파이프용 강재에 대해서 설명한다. 먼저, 합금조성에 대해서 설명한다. 상기 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.02~0.07%
C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 다량 첨가하게 되면 용접성 및 저온인성을 저하시키기 때문에 이를 고려하여 첨가되는 것이 바람직하다. 상기 C의 함량이 0.02% 미만인 경우에는 목표하는 강도를 구현하기 위해 Mo, Ni 등과 같은 고가의 대체 합금원소를 다량 첨가하여야 하므로 비경제적이다. 반면, 상기 C의 함량이 0.07%를 초과하는 경우에는 용접성 및 저온인성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.02~0.07%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.06%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.15~0.4%
Si는 제강시 탈산제로 첨가되며, 고용강화에 의한 강도 향상 효과를 위하여 첨가되는 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.15% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면, 상기 Si의 함량이 0.4%를 초과하는 경우에는 도상 마르텐사이트(Martensite/Austenite Constituent)의 형성을 조장하여 저온충격인성을 저해할 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.15~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다.
망간(Mn): 1.1~1.7%
Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.1% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어려우며, 소입성 증가효과에 의한 고강도 특성을 확보할 수 없다. 반면, 상기 Mn의 함량이 1.7%를 초과하는 경우에는 냉각과정에서 베이나이트 및 마르텐사이트의 과도한 형성을 조장하여 인성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.1~1.7%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.2%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.5%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하다.
인(P): 0.012%이하(0%는 제외)
P는 강중에 존재하는 불순물 원소로서, 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하시키기 때문에 후물재의 중심부 저온충격인성을 확보하기 위해서는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 상기 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P 함량을 0.012%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.010%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.008%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
황(S): 0.002%이하(0%는 제외)
S는 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 저온충격인성에 크게 손상시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 상기 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 S 함량을 0.002%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.03~0.06%
Nb은 열간압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키는데 아주 효과적이며, 동시에 미재결정 개시온도에 영향을 주는 원소이다. 상기 Nb의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 결정립 미세화에 의한 저온인성 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Nb의 함량이 0.06%를 초과할 경우에는 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.03~0.06%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.035%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~0.5%
Cr은 상대적으로 저가 원소이며, 소입성을 향상시키는 원소로서 C 함량 증가없이도 강도를 상승시키는데 유효하다. 상기 Cr의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면, 상기 Cr의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 용접성의 열화를 유발할 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.1~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.2%이하(0%는 제외)
Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하나 매우 고가의 원소이다. 상기 Mo의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 용접 후 경한 조직의 형성을 조장하여 인성을 열화시킬 수 있으며, 원가경쟁력이 열위해지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.2% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.07%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.17%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하다.
니켈(Ni): 0.4%이하(0%는 제외)
Ni은 강도와 인성을 동시에 향상시키는 원소이며, 그 함량이 증가할수록 강도와 인성이 향상되나, 고가의 원소이다. 상기 Ni의 함량이 0.4%를 초과하는 경우에는 상술한 효과가 포화되며, 원가경쟁력이 열위해지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.4%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다.
구리(Cu): 0.3%이하(0%는 제외)
Cu는 고용강화를 통해 강의 강도를 향상시키며, 내식성 향상에도 효과가 있는 원소이다. 또한, 일부 소입성을 향상시킨다는 보고도 있다. 다만, 상기 Cu의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 압연시 Cu가 강 표면의 입계로 침투하여 균열을 조장하는 문제가 발생할 수 있다. 또한, 이러한 단점을 반감시키기 위해서는 고가 원소인 Ni을 일정 수준 이상으로 첨가해야 할 필요가 있다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.3%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Cu 함량의 상한은 0.2%인 것이 보다 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.008~0.02%
Ti은 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여 슬라브 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제함에 따라 최종적으로 얻어지는 미세조직의 결정립을 미세화시킴으로써 강의 인성을 향상시키는데 중요한 역할을 한다. 상기 Ti의 함량이 0.008% 미만일 경우에는 TiN 석출물의 형성이 불충분하여 결정립 성장 억제 효과를 기대하기 어렵다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.02%를 초과하는 경우 용질 Ti가 과도하게 존재함에 따라 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출하여 결정립 미세화에 유효하지 않은 경우가 발생한다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.008~0.02%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.002~0.008%
N의 수치범위 한정 이유는 상기 Ti 첨가에 기인한 것이다. 일반적으로 N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며 이러한 능력은 C 보다도 훨씬 크다. 그러나, 한편으로 강 중에 질소가 많이 존재할수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가능한 질소 함량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 포함시킴으로써 Ti과 반응시켜 TiN을 형성하고, 이를 통해 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하기 때문에 N을 지나치게 감소시키는 것은 바람직하지 않다. 상기 N의 함량이 0.002%미만인 경우에는 TiN 석출물의 함량이 적어 결정립 성장 억제 효과가 크게 저하될 수 있다. 반면, 상기 N의 함량이 0.008%를 초과하는 경우에는 N이 TiN 형태가 아니라 고용 N으로 존재하게 되어 인성이 크게 저하하는 문제가 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.002~0.008%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다.
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.
[관계식 1] 1.29+15C-1.3Si+0.3Mn-55.7P-89.4S+0.05Ni+2.7Cr+3.8Cu-4.2Mo+8Ti-16.8Nb-267N
(단, 상기 관계식 1에서 각 합금원소의 함량은 중량%임.)
본 발명의 강재는 전술한 합금조성을 만족함과 동시에, 상기 관계식 1의 값이 -0.15~0.15의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1은 본 발명에서 얻고자 하는 물성을 확보하기 위한 필수 조건으로서, 원가경쟁력과 합금성분 첨가에 따른 소재의 변형거동 제어를 수치화한 값이다. 상기 관계식 1의 값이 "0"에 가까울수록 적절한 적층결함에너지에 의한 wavy slip 활성화를 통해 수소의 응집을 방해하여 내수소취성이 우수할 뿐만 아니라 원가경쟁력이 우수한 제품을 얻을 수 있다. 상기 관계식 1의 값이 -0.15~0.15의 범위를 벗어날 경우 원가경쟁력이 열위한 문제를 내포하거나 planar slip 활성화로 인해 강중으로 침입한 수소의 응집을 가속화하여 내수소취성을 열위하게 만드는 문제가 있다. 따라서, 상기 관계식 1은 -0.15~0.15의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
[관계식 2] MOA × GS ≤ 310
(단, 상기 관계식 2에서 MOA는 결정립 간의 평균 방향이탈각도(Misorientation angle)(°)를 의미하고, GS는 결정립 평균 크기(㎛)를 의미함.)
아울러, 본 발명의 강재는 상기 관계식 2의 값이 310 이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기 관계식 2는 내수소취성 향상을 위한 미세조직적 인자를 수치화한 값이다. 상기 관계식 2의 구성 요소 중 하나인 GS 값이 낮을수록 전체적인 Grain boundary가 증가하여 수소의 이동을 효과적으로 막아 내수소취성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 상기 관계식 2의 구성 요소 중 또 다른 하나인 MOA 값이 낮을수록 강재의 내부에는 sub-grain boundary가 증가하여 수소의 이동을 효과적으로 막아내거나 전위와 수소의 상호작용으로 수소의 응집을 방해하여 내수소취성을 향상시키는 효과가 있다. 즉, 상기 MOA 및 GS는 상호 보완을 통하여 두 값의 곱이 작을수록 내수소취성을 향상시키는 효과가 나타난다. 따라서, 상기 관계식 2는 310 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 MOA는 결정립 간의 평균 방향이탈각도(Misorientation angle)(°), 즉, 결정립 사이의 결정학적 방향성간의 이질성을 의미한다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강재는 내수소취성의 지표인 RNTS (relative notch tensile strength, 수소분위기 하 노치인장강도와 대기분위기 하 노치인장강도의 비)와 REL(relative elongation, 수소분위기 하 연성과 대기분위기 하 연성의 비)이 우수하여 RNTS: 0.880 이상이고, REL: 0.650 이상인 효과가 있다. 또한, 강도와 연성의 측면을 모두 고려한 내수소취성 지표인 RNTS×REL이 0.6 이상인 효과가 있다. 본 발명에서는 상기 RNTS, REL 및 RNTS×REL의 값이 높을수록 유리하므로, 그 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기 RNTS, REL 및 RNTS×REL의 값은 각각 0.950, 0.800 및 0.760을 초과하기는 어렵다. 한편, 상기 수소분위기는 일례로서 100bar의 고압수소일 수 있다. 아울러, 항복강도는 410~600MPa이고, 인장강도는 510~850MPa일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 라인파이프용 강재의 제조방법에 대해서 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 슬라브를 가열한 후 1080~1250℃에서 추출한다. 상기 슬라브 추출온도가 1080℃ 미만인 경우에는 후속 공정인 압연 공정을 진행하기 위한 충분한 온도를 확보하지 못하여 압연 부하가 지나치게 커질 수 있으며, 석출물 생성원소인 Nb 등이 충분히 고용되지 못하고 잔류하여 강도 저하의 문제로 이어질 수 있다. 반면, 상기 슬라브 추출온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 일부 오스테나이트 결정립의 비정상 성장에 따른 부분적 조대화로 의해 최종 미세조직의 결정립 크기가 불균일하고 거대해질 우려가 있다. 따라서, 상기 슬라브 추출온도는 1080~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 추출온도의 하한은 1090℃인 것이 보다 바람직하고, 1100℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1110℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 슬라브 추출온도의 상한은 1240℃인 것이 보다 바람직하고, 1220℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1200℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 추출된 슬라브를 Tnr~1250℃에서 재결정역 압연한다. 상기 재결정역 압연온도가 Tnr 미만인 경우에는 소재의 재결정 거동을 극대화시키기 어려워 오스테나이트 입도를 균질화하기 어려울 수 있다. 보다 구체적으로, 재결정역 압연개시 온도가 Tnr 미만이라면 소재는 압연이 진행됨에 따라서 재결정되지 않고 압연시 응력이 재료 내부에 쌓이기만 하는 단점이 있다. 상기 재결정역 압연온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 일부 오스테나이트 결정립의 비정상 성장에 따른 부분적 조대화로 의해 최종 미세조직의 결정립 크기가 불균일하고 거대해질 우려가 있다. 따라서, 상기 재결정역 압연온도는 Tnr~1250℃인 것이 바람직하다. 상기 재결정역 압연온도의 하한은 Tnr+30℃인 것이 보다 바람직하고, Tnr+50℃인 것이 보다 더 바람직하며, Tnr+80℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재결정역 압연온도의 상한은 1240℃인 것이 보다 바람직하고, 1220℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1200℃인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 Tnr은 하기 [식 1]을 통해 구할 수 있다. 상기 재결정역 압연시 패스당 평균 압하율은 10% 이상일 수 있다. 상기 재결정역 압연시 패스당 평균 압하율이 10% 미만인 경우에는 조대한 미재결정 오스테나이트가 잔존하여 인성을 크게 저하시킬 수 있다. 한편, 상기 재결정역 압연시 패스당 평균 압하율은 클수록 결정립 미세화 및 균질화에 유리하므로, 본 발명에서는 그 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 설비의 한계상 20%를 초과하기는 어렵다.
[식 1] Tnr(℃) = 887+464×C+890×0.8×Ti-357×0.88×Si+6445×0.8×Nb-644×((0.8×Nb)0.5))
(단, 상기 식 1에서 각 합금원소의 함량은 중량%임.)
이후, 상기 재결정역 압연된 슬라브에 대하여 미재결정역 압연을 Tnr-230℃이상 Tnr미만의 온도에서 개시하고 Ar3+10℃~Ar3+100℃에서 종료하여 열연강재를 얻는다. 상기 미재결정역 압연은 압연방향으로 오스테나이트 조직을 연신시키면서 강재 내부에 변형대를 형성하여 이후 냉각시 미세한 결정립계를 형성하거나 MOA 값이 낮은 미세조직을 형성하기 쉬워지도록 하기 위한 것이다. 이러한 미세조직은 라인파이프에서 우수한 항복강도 및 저온인성을 확보할 수 있도록 한다. 상기 미재결정역 압연 개시온도가 Tnr-230℃ 미만인 경우에는 온도 저하에 따른 변형 저항 증대로 인해 압연이 어렵고, 이로 인해, 제품 형상 확보가 어렵다는 단점이 있다. 상기 미재결정역 압연 개시온도가 Tnr 이상인 경우에는 부분 재결정 발생으로 인하여 오스테나이트 입도가 조대해지고, 이는 냉각 후 조대한 저온변태 조직의 형성으로 이어져 저온인성 열화의 원인이 된다. 따라서, 상기 미재결정역 압연 개시온도는 Tnr-230℃이상 Tnr미만의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 미재결정역 압연 개시온도의 하한은 Tnr-190℃인 것이 보다 바람직하고, Tnr-180℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 미재결정역 압연 개시온도의 상한은 Tnr-10℃인 것이 보다 바람직하고, Tnr-20℃인 것이 보다 더 바람직하며, Tnr-30℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 미재결정역 압연 종료온도가 Ar3+10℃ 미만인 경우에는 냉각 전에 다량의 공냉 페라이트가 형성되어 강도가 저하될 수 있고, 상기 미재결정역 압연 종료온도가 Ar3+100℃를 초과하는 경우에는 미재결정역 압연 효과가 불충분하여 인성이 저하되는 단점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 미재결정역 압연 종료온도는 Ar3+10℃~Ar3+100℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 미재결정역 압연 종료온도의 하한은 Ar3+15℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+20℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 미재결정역 압연 종료온도의 상한은 Ar3+90℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+80℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 Ar3는 하기 [식 2]를 통해 구할 수 있다.
[식 2] Ar3(℃) = 910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu
(단, 상기 식 2에서 각 합금원소의 함량은 중량%임.)
이후, 상기 열연강재를 5~40℃/s의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 조대한 페라이트의 분율이 증가하여 강도가 열화되고 내수소취성에 부정적인 영향을 미칠 수 있고, 상기 냉각속도가 40℃/s를 초과하는 경우에는 마르텐사이트나 하부 베이나이트 등의 상(phase)이 다량 형성되어 최적의 재질을 얻기 어려운 단점이 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 5~40℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도의 하한은 10℃/s인 것이 보다 바람직하고, 15℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 20℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각속도의 상한은 38℃/s인 것이 보다 바람직하고, 35℃/s인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 제조방법은 하기 관계식 3의 값이 3.4이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 하기 관계식 3의 값이 3.40를 초과하는 경우에는 본 발명에서 요구하는 재질을 확보하기 위한 합금조성에 비해서 미재결정역 압연종료온도가 높거나 냉각속도가 느리다는 것을 의미한다. 즉, 미세한 결정립 혹은 낮은 방향이탈각도를 얻기 위한 구동력이 부족하여 본 발명이 얻고자 하는 물성을 확보하기 어려울 수 있다. 따라서, 상기 관계식 3의 값은 3.4이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
[관계식 3] ABS×미재결정역 압연종료온도/냉각속도
(단, 상기 관계식 3에서 ABS는 관계식 1의 절대값임.)
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 1 및 2에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 가열한 후, 하기 표 3에 기재된 조건으로 열연강재를 제조하였다. 한편, 하기 표 3에 기재된 슬라브 추출온도, 재결정역 압연온도, 미재결정역 압연 개시온도, 미재결정역 압연 종료온도 및 냉각속도는 1/4t(t: 강재의 두께)를 기준으로 하였다.
이와 같이 제조된 열연강재에 대해서 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
MOA 및 GS는 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)를 이용하여 step size 0.3㎛ 이하의 조건에서 측정하였다.
인장강도(TS) 및 항복강도(YS)는 상기 강재로부터 JIS13B 인장시험편을 채취한 뒤, 상기 인장시험편에 대하여 상온에서 crosshead 10~20mm/min의 조건으로 인장시험을 행하여 측정하였다.
RNTS 및 REL은 각각 100bar의 수소분위기와 대기 분위기에서 노치인장시험편 및 인장시험편에 대하여 상온에서 crosshead 속도 0.05mm/min 이하의 조건으로 측정하였다.
| 강종No. | 합금조성(중량%) | ||||||
| C | Si | Mn | P | S | Ni | Cr | |
| 비교강1 | 0.077 | 0.260 | 1.06 | 0.007 | 0.002 | 0.008 | 0.025 |
| 비교강2 | 0.045 | 0.260 | 1.19 | 0.005 | 0.002 | 0.094 | 0.095 |
| 비교강3 | 0.068 | 0.190 | 1.78 | 0.008 | 0.001 | 0.142 | 0.019 |
| 발명강1 | 0.039 | 0.238 | 1.38 | 0.006 | 0.002 | 0.200 | 0.197 |
| 발명강2 | 0.040 | 0.275 | 1.61 | 0.007 | 0.002 | 0.301 | 0.206 |
| 발명강3 | 0.038 | 0.250 | 1.19 | 0.009 | 0.002 | 0.099 | 0.102 |
| 발명강4 | 0.040 | 0.176 | 1.18 | 0.008 | 0.002 | 0.150 | 0.201 |
| 비교강4 | 0.035 | 0.450 | 1.11 | 0.007 | 0.002 | 0.103 | 0.103 |
| 비교강5 | 0.076 | 0.280 | 1.53 | 0.012 | 0.002 | 0.005 | 0.102 |
| 비교강6 | 0.060 | 0.220 | 1.42 | 0.010 | 0.002 | 0.105 | 0.101 |
| 발명강5 | 0.055 | 0.260 | 1.48 | 0.009 | 0.002 | 0.094 | 0.105 |
| 발명강6 | 0.039 | 0.250 | 1.22 | 0.004 | 0.001 | 0.146 | 0.200 |
| 발명강7 | 0.038 | 0.253 | 1.42 | 0.009 | 0.001 | 0.200 | 0.200 |
| 강종No. | 합금조성(중량%) | |||||
| Cu | Mo | Ti | Nb | N | 관계식 1 | |
| 비교강1 | 0.011 | 0.002 | 0.006 | 0.026 | 0.0055 | 0.100 |
| 비교강2 | 0.009 | 0.004 | 0.013 | 0.043 | 0.0046 | -0.041 |
| 비교강3 | 0.013 | 0.115 | 0.013 | 0.039 | 0.0040 | 0.068 |
| 발명강1 | 0.004 | 0.098 | 0.014 | 0.043 | 0.0040 | -0.066 |
| 발명강2 | 0.007 | 0.099 | 0.016 | 0.045 | 0.0039 | -0.040 |
| 발명강3 | 0.015 | 0.002 | 0.015 | 0.043 | 0.0038 | -0.076 |
| 발명강4 | 0.021 | 0.082 | 0.015 | 0.051 | 0.0037 | -0.048 |
| 비교강4 | 0.313 | 0.211 | 0.013 | 0.042 | 0.0043 | -0.169 |
| 비교강5 | 0.016 | 0.002 | 0.011 | 0.061 | 0.0039 | 0.028 |
| 비교강6 | 0.021 | 0.030 | 0.014 | 0.045 | 0.0038 | 0.167 |
| 발명강5 | 0.012 | 0.003 | 0.012 | 0.044 | 0.0041 | 0.124 |
| 발명강6 | 0.012 | 0.074 | 0.013 | 0.039 | 0.0048 | 0.053 |
| 발명강7 | 0.011 | 0.100 | 0.015 | 0.043 | 0.0035 | 0.001 |
| [관계식 1] 1.29+15C-1.3Si+0.3Mn-55.7P-89.4S+0.05Ni+2.7Cr+3.8Cu-4.2Mo+8Ti-16.8Nb-267N | ||||||
| 구분 | 강종No. | Tnr (℃) |
Ar3 (℃) |
슬라브 추출온도 (℃) |
재결정역 압연온도 (℃) |
미재결정역 압연개시 온도(℃) |
미재결정역 압연종료 온도(℃) |
냉각속도 (℃/s) |
관계식 3 |
| 비교예1 | 비교강1 | 886 | 810 | 1150 | 1120 | 910 | 850 | 1 | 85.0 |
| 비교예2 | 비교강2 | 938 | 803 | 1140 | 1110 | 910 | 850 | 10 | 3.49 |
| 비교예3 | 비교강3 | 955 | 750 | 1150 | 1120 | 930 | 810 | 30 | 1.84 |
| 비교예4 | 발명강1 | 943 | 782 | 1170 | 1110 | 920 | 830 | 1 | 54.78 |
| 비교예5 | 발명강1 | 943 | 782 | 1150 | 1110 | 920 | 830 | 5 | 10.96 |
| 비교예6 | 발명강1 | 943 | 782 | 1120 | 1090 | 920 | 830 | 10 | 5.48 |
| 비교예7 | 발명강2 | 940 | 759 | 1130 | 1100 | 905 | 810 | 1 | 32.4 |
| 비교예8 | 발명강2 | 940 | 759 | 1140 | 1100 | 905 | 810 | 5 | 6.48 |
| 비교예9 | 발명강3 | 939 | 804 | 1140 | 1090 | 920 | 850 | 5 | 12.92 |
| 비교예10 | 비교강4 | 870 | 807 | 1120 | 1080 | 910 | 870 | 10 | 14.7 |
| 비교예11 | 비교강5 | 1014 | 774 | 1130 | 1090 | 990 | 840 | 20 | 1.18 |
| 비교예12 | 비교강6 | 966 | 781 | 1130 | 1080 | 930 | 830 | 15 | 9.24 |
| 발명예1 | 발명강5 | 945 | 778 | 1130 | 1100 | 910 | 830 | 40 | 2.57 |
| 발명예2 | 발명강6 | 923 | 797 | 1120 | 1080 | 900 | 850 | 30 | 1.5 |
| 발명예3 | 발명강1 | 943 | 782 | 1130 | 1100 | 915 | 830 | 20 | 2.74 |
| 발명예4 | 발명강1 | 943 | 782 | 1130 | 1090 | 910 | 820 | 30 | 1.8 |
| 발명예5 | 발명강2 | 940 | 759 | 1140 | 1110 | 905 | 810 | 10 | 3.24 |
| 발명예6 | 발명강2 | 940 | 759 | 1110 | 1070 | 905 | 810 | 25 | 1.3 |
| 발명예7 | 발명강7 | 938 | 779 | 1120 | 1080 | 910 | 830 | 5 | 0.17 |
| 발명예8 | 발명강7 | 938 | 779 | 1130 | 1100 | 910 | 820 | 25 | 0.03 |
| 발명예9 | 발명강3 | 939 | 804 | 1130 | 1090 | 920 | 850 | 30 | 2.15 |
| 발명예10 | 발명강4 | 994 | 799 | 1120 | 1090 | 930 | 830 | 30 | 1.33 |
| [관계식 3] ABS×미재결정역 압연종료온도/냉각속도 (단, 상기 관계식 3에서 ABS는 관계식 1의 절대값임.) |
|||||||||
| 구분 | MOA(°) | GS(㎛) | 관계식 2 | YS(MPa) | TS(MPa) | RNTS | REL | RNTS×REL |
| 비교예1 | 37.6 | 19.7 | 740.7 | 361.0 | 450.0 | 0.850 | 0.616 | 0.524 |
| 비교예2 | 31.2 | 10.9 | 340.1 | 470.0 | 556.0 | 0.894 | 0.618 | 0.552 |
| 비교예3 | 33.4 | 9.6 | 320.6 | 537.0 | 631.0 | 0.877 | 0.615 | 0.539 |
| 비교예4 | 38.4 | 10.2 | 391.7 | 437.1 | 526.4 | 0.876 | 0.564 | 0.494 |
| 비교예5 | 33.6 | 9.7 | 325.9 | 483.7 | 594.4 | 0.860 | 0.624 | 0.537 |
| 비교예6 | 32.4 | 9.6 | 311.0 | 498.2 | 639.7 | 0.840 | 0.620 | 0.521 |
| 비교예7 | 36.6 | 8.9 | 325.7 | 464.6 | 618.7 | 0.908 | 0.627 | 0.569 |
| 비교예8 | 34.2 | 9.2 | 314.6 | 507.1 | 646.7 | 0.911 | 0.596 | 0.543 |
| 비교예9 | 35.8 | 9.5 | 340.1 | 481.3 | 543.9 | 0.881 | 0.583 | 0.514 |
| 비교예10 | 29.8 | 10.5 | 312.9 | 583.4 | 665.2 | 0.799 | 0.586 | 0.468 |
| 비교예11 | 36.9 | 11.0 | 405.9 | 514.3 | 646.8 | 0.825 | 0.557 | 0.460 |
| 비교예12 | 33.4 | 12.6 | 420.8 | 499.5 | 673.5 | 0.799 | 0.531 | 0.424 |
| 발명예1 | 29.5 | 10.4 | 306.8 | 500.0 | 581.0 | 0.917 | 0.728 | 0.668 |
| 발명예2 | 32.4 | 9.3 | 301.3 | 490.0 | 577.0 | 0.923 | 0.734 | 0.677 |
| 발명예3 | 30.7 | 7.9 | 242.5 | 538.5 | 638.4 | 0.882 | 0.686 | 0.605 |
| 발명예4 | 29.9 | 9.0 | 269.1 | 537.2 | 633.8 | 0.892 | 0.711 | 0.634 |
| 발명예5 | 32.9 | 9.2 | 302.7 | 523.6 | 658.0 | 0.921 | 0.651 | 0.600 |
| 발명예6 | 31.5 | 7.3 | 230.0 | 516.6 | 669.2 | 0.919 | 0.663 | 0.609 |
| 발명예7 | 32.9 | 8.8 | 289.5 | 477.0 | 622.0 | 0.901 | 0.681 | 0.614 |
| 발명예8 | 32.6 | 8.2 | 267.3 | 509.8 | 644.4 | 0.924 | 0.702 | 0.649 |
| 발명예9 | 32.1 | 8.9 | 285.7 | 481.8 | 553.4 | 0.899 | 0.682 | 0.613 |
| 발명예10 | 30.8 | 8.3 | 255.6 | 494.9 | 585.8 | 0.912 | 0.688 | 0.627 |
| [관계식 2] MOA × GS (상기 관계식 2에서 MOA는 결정립 간의 평균 방향이탈각도(Misorientation angle)(°)를 의미하고, GS는 결정립 평균 크기(㎛)를 의미함.) |
||||||||
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 10의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직 조건을 가지고, 이에 따라, 우수한 기계적 물성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 12의 경우에는 본 발명의 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 않음에 따라 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 얻기 어려울 뿐만 아니라 기계적 물성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
Claims (4)
- 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.4%, 망간(Mn): 1.1~1.7%, 인(P): 0.012%이하(0%는 제외), 황(S): 0.002%이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2%이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 0.4%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.3%이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.008~0.02%, 질소(N): 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1의 값이 -0.15~0.15이며,
하기 관계식 2의 값이 310 이하(0은 제외)인 라인파이프용 강재.
[관계식 1] 1.29+15C-1.3Si+0.3Mn-55.7P-89.4S+0.05Ni+2.7Cr+3.8Cu-4.2Mo+8Ti-16.8Nb-267N
[관계식 2] MOA × GS ≤ 310
(단, 상기 관계식 1에서 각 합금원소의 함량은 중량%이고, 상기 관계식 2에서 MOA는 결정립 간의 평균 방향이탈각도(Misorientation angle)(°)를 의미하고, GS는 결정립 평균 크기(㎛)를 의미함.)
- 청구항 1에 있어서,
상기 강재는 RNTS: 0.880 이상이고, REL: 0.650 이상이며, RNTS×REL이 0.6 이상인 라인파이프용 강재.
- 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.4%, 망간(Mn): 1.1~1.7%, 인(P): 0.012%이하(0%는 제외), 황(S): 0.002%이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.03~0.06%, 크롬(Cr): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2%이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 0.4%이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.3%이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.008~0.02%, 질소(N): 0.002~0.008%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 값이 -0.15~0.15인 슬라브를 가열한 후 1080~1250℃에서 추출하는 단계;
상기 추출된 슬라브를 Tnr~1250℃에서 재결정역 압연하는 단계;
상기 재결정역 압연된 슬라브에 대하여 미재결정역 압연을 Tnr-230℃이상 Tnr미만의 온도에서 개시하고 Ar3+10℃~Ar3+100℃에서 종료하여 열연강재를 얻는 단계; 및
상기 열연강재를 5~40℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하며,
하기 관계식 3의 값이 3.4이하(0은 제외)인 라인파이프용 강재의 제조방법.
[관계식 1] 1.29+15C-1.3Si+0.3Mn-55.7P-89.4S+0.05Ni+2.7Cr+3.8Cu-4.2Mo+8Ti-16.8Nb-267N
[관계식 3] ABS×미재결정역 압연종료온도/냉각속도
(단, 상기 관계식 1에서 각 합금원소의 함량은 중량%이고, 관계식 3에서 ABS는 관계식 1의 절대값임.)
- 청구항 3에 있어서,
상기 재결정역 압연시 패스당 평균 압하율은 10% 이상인 라인파이프용 강재의 제조방법.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020220158325A KR20240076135A (ko) | 2022-11-23 | 2022-11-23 | 라인파이프용 강재 및 그 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020220158325A KR20240076135A (ko) | 2022-11-23 | 2022-11-23 | 라인파이프용 강재 및 그 제조방법 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20240076135A true KR20240076135A (ko) | 2024-05-30 |
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ID=91275885
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| Country | Link |
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| KR (1) | KR20240076135A (ko) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160150280A (ko) | 2016-11-21 | 2016-12-29 | (주) 하나텍시스템 | 스마트 카-스토퍼를 이용한 주차정보 처리장치 |
-
2022
- 2022-11-23 KR KR1020220158325A patent/KR20240076135A/ko not_active Application Discontinuation
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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