KR101568544B1

KR101568544B1 - 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101568544B1
Application number: KR1020130163337A
Authority: KR
Inventors: 천승환; 강상덕; 정의경
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-12-25
Filing date: 2013-12-25
Publication date: 2015-11-11
Also published as: KR20150075292A

Abstract

본 발명은 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 0.5~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, Nb: 0.02~0.07%, V: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~0.35%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.05~0.3%, P: 0.015%이하, S: 0.003%이하, Ca: 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 면적분율로, 침상페라이트: 50~65%, 베이나이트: 30~45%, 등축페라이트 10%미만 및 도상 마르텐사이트 5%미만을 포함하는 미세조직을 가지는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 보증온도 -30℃이하에서 85%이상의 중심부 DWTT 연성파면율을 확보하여 저온 파괴전파 정지특성이 우수할 뿐만 아니라 555MPa이상의 항복강도를 갖는 두께 25mm이상의 라인파이프용 후물 강판을 제공할 수 있다.

Description

중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH THICK STEEL PLATE FOR LINEPIPE HAVING EXCELLENT FRACTURE PROPAGATION ARRESTABILITY CHARACTERISTICS IN CENTER THEREOF AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 기후조건이 열악한 극한지 지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서 유전지역의 풍부한 가스 자원을 라인파이프를 통해 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 활발히 진행 중에 있다. 이러한 라인파이프 프로젝트에는 극저온과 높은 수송가스 압력을 고려하여 고강도를 갖는 후물재이면서 저온파괴인성을 동시에 보유한 강재들이 적용되고 있다. 특히, 저온파괴인성 중, 취성파괴전파 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℃ 이하에서도 85% 이상을 만족하는 강재가 요구되고 있다.

일반적으로 저온파괴인성이 우수한 라인파이프용 강재는 재결정역에서의 조압연과 미재결정역에서의 사상압연을 차례로 거친 후 가속냉각을 실시하는 열가공제어법(Thermo Mechanical Control Process, TMCP)에 의한 공정을 통해 제조된다. 한편, 종래의 일반적인 TMCP 공정으로 제조된 강판의 두께 중심부는 표면보다 상대적으로 조대한 결정립도를 갖으며 중심편석부에 조대한 경질상이 다량 분포하고 있어 균열이 쉽게 개시되고 전파되는 즉, 균열의 전파 저항성에 취약한 구조를 가지고 있다. 따라서, 저온인성이 우수한 라인파이프용 후물 강재 제조를 위해서는 강재 중심부에서의 파괴전파 정지특성을 확보할 수 있는 기술이 필수적이다. 일반적으로 종래에는 중심부에서의 파괴전파 저항성을 확보하기 위하여 하기와 같이 상술되는 저온 압연 조업을 적용하여 왔다.

먼저, 제강과 연주 과정을 거쳐 주조된 슬라브는 재가열된다. 이후, 조압연(재결정역 압연)을 거친후 공냉대기를 통해 금속 바(Bar)(슬라브가 조압연된 후 중간제품)의 온도를 미재결정역까지 하향시킨다. 이후, 사상압연(미재결정역 압연)을 시작하여 페라이트 변태 개시 온도(Ar3) 직상까지 압연을 실시한다. 이와 같은 저온압연을 실시함으로써 입도 미세화를 강판에 유도하여 보증온도 -20℃ 수준의 중심부 파괴전파 정지특성(DWTT 특성) 확보가 가능하다. 그러나, 이러한 저온압연 공정은 반드시 조압연과 사상압연 사이에 장시간의 공냉대기 과정이 필수적으로 수반되어야 하기 때문에 높은 생산성을 기대하기 어렵다. 아울러 공냉대기 중에는 재결정이 완료된 오스테나이트 결정립의 성장이 발생한다. 특히 조압연 종료온도가 Tnr(오스테나이트의 재결정이 정지되는 온도) 이상일 경우, 공냉중에 결정립의 성장이 급격한 속도로 이뤄진다. 또한, 금속 바(Bar)의 중심부는 표면부 보다 상대적으로 온도가 높고 냉각속도가 느리기 때문에 중심부의 결정립 성장은 더욱 빠르게 진행된다. 이후 공냉대기가 완료되고 저온역에서 사상압연을 실시하더라도 중심부에는 조대한 오스테나이트 조직이 상당 분율 잔존하게 되며, 이러한 조대 오스나이트 조직은 가속냉각 단계에서 주로 조대한 베이나이트 조직으로 최종 변태된다. 두께 25mm 이상의 고강도 후물 강판의 경우, 이러한 조대 베이나이트 조직에 의해 파괴전파 정지특성이 급격히 열화되므로 보증온도 -20℃ 미만에서의 DWTT 특성 확보에 한계가 있다.

본 발명은 강재 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 0.5~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, Nb: 0.02~0.07%, V: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~0.35%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.05~0.3%, P: 0.015%이하, S: 0.003%이하, Ca: 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 면적분율로, 침상페라이트: 50~65%, 베이나이트: 30~45%, 등축페라이트 10%미만 및 도상 마르텐사이트 5%미만을 포함하는 미세조직을 가지는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재를 제공한다.

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 0.5~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, Nb: 0.02~0.07%, V: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~0.35%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.05~0.3%, P: 0.015%이하, S: 0.003%이하, Ca: 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1140~1180℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 1100℃이상~1140℃미만에서 유지한 후 추출하는 단계; 상기 추출된 강 슬라브를 Tnr~(Tnr+30℃)에서 종료하는 재결정역 압연하여 금속 바를 얻는 단계; 상기 금속 바를 (Tnr-20℃)미만의 온도 범위까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 금속 바를 (Tnr-80℃)~(Tnr-50℃)에서 압연을 개시하여 압연종료온도가 (Ar3+50℃)~(Ar3+90℃)가 되도록 미재결정역 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 15~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하여 (Ms-40℃)~(Ms+20℃)에서 종료하는 단계를 포함하는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따르면, 보증온도 -30℃이하에서 85%이상의 중심부 DWTT 연성파면율을 확보하여 저온 파괴전파 정지특성이 우수할 뿐만 아니라 555MPa이상의 항복강도를 갖는 두께 25mm이상의 라인파이프용 후물 강판을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명에 의하면, 금속 바의 제어냉각을 통해 조압연 후 사상압연까지의 대기시간을 단축할 수 있어 생산성 향상을 기대할 수 있다.

이하, 본 발명을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 %는 중량%를 의미한다.

C: 0.04~0.09%

C는 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적인 원소이나, 지나치게 다량 첨가될 경우에는 강판의 인성, 용접성 및 성형성 등을 저하시킬 수 있다. 상기 C의 함량이 0.04중량% 미만인 경우에는 원하는 강도를 얻기 어려워 고가의 합금원소를 추가적으로 포함하여야 하는 문제가 있다. 반면, 0.09중량%를 초과하는 경우에는 과도한 함량으로 인해 상술한 바와 같이 인성, 용접성 및 성형성이 저하되는 문제점이 있다.

Si: 0.05~0.50%

Si는 용강을 탈산시키는 탈산제 역할을 하고, 고용강화 원소로 사용된다. 상기 Si의 함량이 0.05%미만인 경우에는 용강의 탈산이 충분하지 못하여 인성이 저하될 수 있다. 반면, 0.50%를 초과하는 경우에는 열간압연시 Si에 의한 적스케일이 형성되어 강판 표면 형상이 매우 열악해지고 용접부 인성이 저하된다.

Mn: 0.5~2.0%

Mn은 고용강화 효과로 인하여 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 상기 Mn은 0.5%이상 포함되어야 소입성의 증가 효과를 얻을 수 있는 동시에 본 발명이 목표로 하는 555MPa(X80급) 이상의 높은 항복강도를 확보할 수 있다. 그러나, 2.0%를 초과하는 경우에는 제강공정에서 슬라브를 주조할 때 두께 중심부에 편석이 발생하여 강판의 인성과 용접성을 해칠 수 있다.

Al: 0.01~0.05%

Al은 Si와 함께 제강공정에서 탈산제로 첨가되고, 고용강화에 의하여 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.01%미만일 경우 상술한 탈산효과가 불충분하여 인성이 저하된다. 반면, 0.05%를 초과하는 경우에는 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

Ti: 0.005~0.02%

Ti는 강의 응고단계에서 N과 결합하여 TiN 석출물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하며, 최종 조직의 입도를 미세화시켜 강의 인성을 향상시키는 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.005%미만인 경우에는 TiN 석출물이 불충분하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 어려워 높은 인성을 확보하기 어렵다. 반면, 0.02%를 초과하는 경우에는 용질 Ti가 과다하게 존재하게 됨에 따라 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출되어 결정립 미세화 효과가 떨어지게 된다.

N: 0.002~0.01%

N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 고용강화 효과는 C보다 크다. 일반적으로 강 중에 N이 존재하면 인성이 저하된다고 알려져 있다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 이용하여 Ti와 반응시켜 TiN을 형성함으로써 슬라브의 재가열 과정에서 결정립 성장을 억제하도록 제어한다. 상기 N의 함량이 0.002%미만인 경우에는 TiN 석출물의 함량이 적어 결정립 성장을 억제하는 효과가 그리 크지 않다. 반면, N의 함량이 0.01%를 초과하는 경우에는 N이 고용상태로 존재하게 되어 인성을 크게 저하시키는 문제가 있다.

Nb: 0.02~0.07%

Nb는 결정립을 미세화시키는데 매우 유용한 원소이고, 고강도 조직인 침상페라이트 또는 베이나이트의 형성을 촉진시켜 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 상기 효과를 위해 상기 Nb는 0.02%이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.07%를 초과하는 경우에는 용접성을 저하시킬 수 있다.

V: 0.01~0.05%

V는 Nb와 마찬가지로 탄화물을 형성하여 석출강화에 도움이 되는 원소이다. 상기 효과를 확보하기 위해서, 상기 V는 0.01%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, Nb에 비해서는 효과가 적으므로 첨가량 증가에 따른 효과보다 합금원가 상승에 문제가 되므로 그 상한을 0.05%로 제어하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.05~0.35%

Cr은 소재의 강도를 상승시키는데 유효한 원소이나 0.05%미만으로 첨가되는경우에는 상기 강도 향상 효과가 미미하다. 반면, 0.35%를 초과하는 경우에는 용접성의 열화를 유발할 수 있다.

Ni: 0.1~0.4%

Ni는 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 본 발명에서는 후물재의 강도 및 취성파괴정지 특성을 향상시키는 역할을 한다. 상기 효과를 위해 상기 Ni는 0.1%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Ni는 매우 고가의 원소이므로, 상기와 같은 효과가 있음에도 불구하고 첨가량을 무조건 증가시키는 것은 바람직하지 못하다. 이는, 가격대비 강도 및 인성 향상효과가 상대적으로 적기 때문이다. 따라서, 가격과 강도 및 인성향상 효과를 고려하여 그 상한은 0.4중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.05~0.3%

Mo는 강의 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 상기 효과를 위해 상기 Mo는 0.05%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.3%를 초과하는 경우에는 강재 중심부에 조대한 베이나이트와 도상 마르텐사이트 조직을 형성하여 DWTT 특성을 저하시킬 수 있다. 또한, 용접성의 열화를 유발하고, 제조비용의 상승을 초래하게 되는 문제가 있다.

P: 0.015%이하

P는 강 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, 본 발명에서 상기 P의 함량을 최대한 낮게 제어하여야 한다. P이 존재하게 되면 강판의 중심부에 편석되고 균열 개시점 또는 진전 경로로 이용될 수 있다. 이론상 상기 P의 함량을 0%로 관리하는 것이 바람직하나, 제조공정상 불가피하게 함유되어 필연적으로 존재할 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.015%이하로 제어하는 것이 바람직하다.

S: 0.003%이하

S는 P와 마찬가지로 강 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, Mn과 반응하여 비금속개재물인 MnS를 형성하여 압연시 연신되어 강의 인성을 저하시키고 특히, 극저온상태에서 중심부 취성 파괴 정지 특성을 확보하기 위하여 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 상기 S의 함량 또한 0%로 관리하는 것이 유리하나, 제조공정상 불가피하게 함유되어 필연적으로 존재할 수 밖에 없으므로, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.003%이하로 제어하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0005~0.004%

Ca는 MnS 비금속 개재물을 구상화하는데 유용한 원소로서, 상기 MnS 개재물 주위에서의 균열 생성을 억제할 수 있다. 상기 Ca의 함량이 0.0005%미만인 경우에는 상술한 MnS 개재물의 구상화 효과가 나타나지 않는다. 반면, 0.004%를 초과하는 경우에는 오히려 CaO계 개재물이 다량 생성되어 충격인성을 저하시킨다.

본 발명 강재의 나머지 성분은 Fe이다. 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.

한편, 본 발명이 제공하는 고강도 후물 라인파이프용 강판은 미세조직이 침상페라이트와 베이나이트로 이루어지는 혼합조직으로 이루어지는 것이 바람직하며, 이를 통해 높은 강도와 인성을 확보할 수 있다. 다만, 제조공정상 불가피하게 등축페라이트와 도상 마르텐사이트가 형성될 수 있으므로, 본 발명에서는 상기 등축페라이트와 도상 마르텐사이트 분율의 상한을 관리하는 것이 바람직하다. 보다 상세하게는, 본원발명의 미세조직이 면적분율로 침상페라이트: 50~65%, 베이나이트: 30~45%, 등축페라이트 10%미만 및 도상 마르텐사이트 5%미만을 포함하여 이루어지는 것이 바람직하다. 상기 침상 페라이트가 50%미만이거나 베이나이트가 45%를 초과할 경우에는 DWTT 특성이 열화되며, 침상 페라이트가 65%를 초과하거나 베이나이트가 30%미만일 경우에는 강도와 항복비가 열위해진다. 또한, 상기 등축페라이트가 10%를 초과하는 경우에는 강도와 항복비가 낮아지며, 도상 마르텐사이트가 5%를 초과하는 경우에는 DWTT 특성이 열화된다.

나아가, 라인파이프용 강재가 저온에서 안전하게 사용되기 위해서는 취성파괴전파 정지특성을 나타내는 DWTT 특성이 필수적으로 우수해야 하며, 상기 DWTT 특성을 보다 향상시키기 위하여, 상기 미세조직들의 유효 결정립 크기를 제어하는 것이 바람직하다. 유효 결정립 크기는 고경각입계를 갖는 결정립들의 크기로 정의되며, 균열이 개시되어 전파될 때 상기 균열은 유효 결정립계에서 진전 경로가 바뀌게 된다. 따라서, 상기 유효 결정립 크기가 미세할수록 균열의 전파 저항성은 증가하게 된다. 여기서, 고경각이란 결정립 사이의 방위차가 15도 이상인 경우를 의미하며, 고경격입계를 갖는 결정립을 유효 결정립이라 칭한다.

이를 위해, 상기 상기 침상 페라이트와 등축 페라이트가 10㎛이하의 평균 유효 결정립 크기를 갖는 것이 바람직하며, 상기 베이나이트와 도상 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기는 각각 20㎛이하 및 3㎛이하인 것이 바람직하다. 만일, 상기 평균 유효 결정립 크기가 상기 제시된 상한을 초과하는 경우에는 우수한 수준의 DWTT 특성을 확보하기 곤란하다.

전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강판은 보증온도 -30℃이하에서도 85%이상의 DWTT 연성파면율을 가지며, 항복강도가 555MPa이상(X80급)이고, 인장강도가 640MPa이상으로서 매우 높은 강도를 확보할 수 있다. 더불어, 본 발명의 강판은 중심부 파괴전파 정지특성이 우수하여 25mm이상의 매우 두꺼운 두께를 갖더라도 상기와 같은 우수한 물성을 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 강판 제조를 위한 바람직한 일 실시형태에 대해서 설명한다.

우선, 전술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1140~1180℃에서 재가열한다. 이와 같이 1140℃이상의 온도로 재가열함으로써 NbC계 석출물을 용해시킴으로써 Nb가 원자 상태가 되도록 하고 후속 공정에서 Nb를 미세 석출시켜 석출강화 효과를 얻을 수 있다. 다만, 상기 재가열온도가 1180℃를 초과할 경우에는 조대한 TiN 석출물이 형성되는 문제가 있다.

이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 균열대에서 1100℃이상~1140℃미만의 온도로 유지한 후, 추출한다. 상기 슬라브 유지온도가 1100℃미만인 경우에는 압연성 등 작업성이 저하될 수 있으며, 1140℃이상인 경우에는 작업성은 용이해질 수 있으나, 결정립도의 제어가 이루어지지 않게 된다. 한편, 상기 유지는 30분 이상 행하여지는 것이 바람직한데, 상기 유지시간이 30분 미만일 경우에는 슬라브 두께와 길이 방향의 균열도가 낮아 압연성이 열위해지고, 최종적으로 얻어지는 강판의 물성편차를 야기할 수 있다. 상기 유지는 가능한 많은 시간 행하여지는 것이 바람직하나, 생산성을 고려하여 90분 이하로 행하여지는 것이 바람직하다.

한편, 강판의 저온인성을 향상시키기 위해서는 오스테나이트 결정립을 미세한 크기로 제어하는 것이 바람직하다. 이는 압연시 압연온도 및 압하율을 제어하고 금속 바의 수냉 중에 입도성장을 최소화함으로써 가능하다. 본 발명에서 압연은 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직한데, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.

첫 번째 압연은 재결정역 압연으로서, 상기 강 슬라브를 Tnr~(Tnr+30℃)에서 종료하는 재결정역 압연하여 금속 바를 얻는 과정이다. 상기 재결정역 압연을 통해 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있는데, 상기 재결정역 압연온도가 상기 범위를 벗어날 경우에는 조대한 베이나이트 등 DWTT 특성을 급격히 저하시키는 미세조직이 발생할 수 있다. 또한, 상기 재결정역 압연시 패스당 압하율을 10%이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 패스당 압하율이 10%미만일 경우에는 또한 DWTT 특성을 현저히 저하시키는 미세조직이 형성될 수 있다.

한편, 상기 Tnr 온도는 오스테나이트의 재결정이 정지되는 온도를 의미하는 것으로서, 하기 식을 통해 계산할 수 있다.

Tnr = 887 + (464×C) + ((6445×Nb) - (644×Nb^1/2)) + ((732×V) - (230×V^1/2)) + (890×Ti) + (363×Al) - (357×Si)

상기 재결정역 압연 후에는 상기 금속 바를 (Tnr-20℃)미만의 온도 범위까지 1차 냉각하는 것이 바람직하며, 이와 같은 열간압연 중 제어 냉각 공정을 통해 기존 공냉 대기에 따른 결정립 조대화나 생산성 저하를 방지할 수 있다. 상기 1차 냉각정지온도가 (Tnr-20℃)이상일 경우에는 결정립 성장 억제 효과가 미비하여 강판의 두께 중심부에 조대한 베이나이트가 형성될 수 있으며, 이로 인해 본 발명이 얻고자 하는 DWTT 특성을 확보할 수 없다.

상기 효과를 보다 향상시키기 위하여, 상기 1차 냉각은 재결정역 압연 직후 개시되는 것이 바람직하다.

또한, 상기 1차 냉각은 5℃/s이상의 냉각속도로 행하여지는 것이 바람직한데, 상기 1차 냉각속도가 5℃/s미만일 경우에는 결정립 성장 억제 효과가 미비하여 보증온도 -30℃이하의 DWTT 특성을 확보할 수 없다. 한편, 상기 1차 냉각속도는 빠를수록 본 발명에서 얻고자 하는 효과를 바람직하게 얻을 수 있으므로, 본 발명에서는 상기 1차 냉각속도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 설비상의 문제로 인하여 상기 1차 냉각속도는 20℃/s를 초과하기 곤란하다.

두 번째 압연은 미재결정역 압연으로서, 상기 수냉된 금속 바를 (Tnr-80℃)~(Tnr-50℃)에서 압연을 개시하여 압연종료온도가 (Ar3+50℃)~(Ar3+90℃)가 되도록 압연하여 열연강판을 얻는 과정이다. 상기 압연개시온도가 (Tnr-80℃) 미만이거나 압연종료온도가 (Ar3+50℃)미만일 경우에는 강도와 항복비가 열화되는 단점이 있으며, 압연개시온도가 (Tnr-50℃)를 초과하거나 압연종료온도가 (Ar3+90℃)를 초과할 경우에는 조대한 변태조직이 형성되는 문제가 있다. 또한, 상기 미재결정역 압연시 누적압하율이 73~80%가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 상기 누적압하율이 73%미만일 경우에는 오스테나이트가 충분히 미세화 되지 않아 미세한 변태조직을 얻기 곤란할 수 없으며, 80%를 초과하는 경우에는 재결정역 압연효과가 약화되어 조대한 미재결정 오스테나이트가 잔존하게 될 수 있다.

한편, 상기 Ar3 온도는 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도를 의미하는 것으로서, 하기 식을 통해 계산할 수 있다.

Ar3 = 910 - (273×C) - (74×Mn) - (57×Ni) - (16×Cr) - (9×Mo) - (5×Cu) + (0.35×(t-8)) (단, t는 강판두께임.)

이후, 상기와 같은 열간압연공정에 의해 얻어지는 열연강판을 15~50℃/s의 냉각속도로 냉각하여 (Ms-40℃)~(Ms+20℃)에서 종료하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 15℃/s미만일 경우에는 등축 페라이트가 다량 형성되고, 결정입도가 커져 강도와 인성이 모두 열화될 수 있으며, 50℃/s를 초과하는 경우에는 침상페라이트가 충분히 형성되지 않아 DWTT 특성이 열화될 수 있다. 상기 냉각종료온도가 (Ms-40℃)미만일 경우에는 도상 마르텐사이트가 형성되어 DWTT 특성이 열화될 수 있으며, (Ms+20℃)를 초과하는 경우에는 탄화물(carbide)이 형성되어 DWTT 특성이 저하될 수 있다. 또한, 상기 냉각은 (Ar3+20℃)~(Ar3+60℃)에서 개시되는 것이 바람직한데, 냉각개시온도가 상기 온도조건을 만족하지 않는 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 침상페라이트와 베이나이트 분율을 확보하기 곤란할 수 있다.

한편, 상기 Ms 온도는 마르텐사이트가 형성되기 시작하는 온도를 의미하는 것으로서, 하기 식을 통해 계산할 수 있다.

Ms = 539 - (423×C) - (30.4×Mn) - (17.7×Ni) - (12.1×Cr) - (7.5×Mo)

이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

(실시예)

하기 표 1 및 2의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 하기 표 3 및 4의 조건으로 재가열, 추출, 제어압연, 제어냉각 및 가속냉각을 실시하여 강판을 제조하였다. 한편, 하기 표 3에 기재된 재가열온도는 강 슬라브의 재가열시 도달한 최고온도를 나타낸다. 이와 같이 제조된 강판에 대하여 DWTT 시험을 행한 뒤, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 상기 DWTT 시험은 상온~-50℃에서 실시하였으며, 각 시편에 대하여 연성파면율을 측정하여 그 값이 85%이상인 최저온도를 측정하는 방식으로 이루어졌다. 또한, 상기 강판에 대하여 광학현미경 분석을 실시하여 미세조직을 관찰한 뒤, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 아울러, 전자 후방산란 회절 (EBSD; Electron Backscatter Diffraction) 분석을 수행하여 고경각입계를 갖는 유효 결정립의 평균 크기를 측정하여 표 5에 나타내었으며, 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 5에 함께 나타내었다.

구분	합금조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Al	Ti	N	Nb
강종1	0.065	0.191	1.799	0.028	0.122	0.0045	0.035
강종2	0.063	0.174	1.082	0.0271	0.0122	0.0043	0.034
강종3	0.064	0.187	1.804	0.0263	0.0132	0.0041	0.037

구분	합금조성(중량%)
구분	V	Cr	Ni	Mo	P	S	Ca
강종1	0.033	0.145	0.34	0.151	0.0071	0.0004	0.0008
강종2	0.037	0.14	0.39	0.0152	0.0059	0.0008	0.0011
강종3	0.038	0.141	0.37	0.144	0.006	0.0007	0.0009

구분	강종No.	재가열 온도 (℃)	추출 온도 (℃)	재결정압연 종료온도 (℃)	Tnr 온도 (℃)	1차 냉각 정지온도 (℃)	미재결정압연 개시온도 (℃)	미재결정압연 종료온도 (℃)
발명예1	강종1	1165	1129	978	957	935	899	805
발명예2	강종2	1166	1136	985	959	938	891	804
발명예3	강종3	1148	1107	971	969	929	892	790
비교예1	강종1	1172	1155	1001	957	935	900	801
비교예2	강종1	1144	1088	950	957	915	887	795
비교예3	강종2	1152	1122	988	959	938	934	854
비교예4	강종2	1155	1126	999	959	926	868	732
비교예5	강종3	1149	1115	990	969	941	909	795
비교예6	강종3	1153	1120	975	969	938	911	799
비교예7	강종3	1162	1119	973	969	944	905	801

구분	강종No.	미재결정압연 누적압하율(%)	2차 냉각 개시온도(℃)	Ar3온도 (℃)	2차 냉각속도 (℃/s)	2차 냉각 종료온도(℃)	Ms온도 (℃)
발명예1	강종1	75	770	722	37	443	448
발명예2	강종2	78	765	719	31	434	448
발명예3	강종3	80	758	721	26	463	448
비교예1	강종1	75	800	722	34	455	448
비교예2	강종1	75	799	722	34	473	448
비교예3	강종2	68	705	719	44	452	448
비교예4	강종2	86	701	719	21	453	448
비교예5	강종3	80	762	721	18	490	448
비교예6	강종3	80	755	721	11	463	448
비교예7	강종3	78	749	721	55	345	448

구분	침상 페라이트 분율 (면적%)/ 결정립 크기 (㎛)	베이나이트 분율(면적%)/ 결정립 크기 (㎛)	등축 페라이트 분율 (면적%)/ 결정립 크기 (㎛)	도상 마르텐사이트 분율(면적%)/ 결정립 크기 (㎛)	DWTT 연성파면율 85%를 만족하는 최저온도 (℃)	압연 직각방향 항복강도 (MPa)	압연 직각방향 인장강도 (MPa)
발명예1	57/7.6	33/18.5	3/8.5	2/1.1	-35	605	678
발명예2	51/8.2	42/18.9	5/9.3	2/2.1	-35	615	688
발명예3	60/6.5	31/14.1	7/7.1	2/1.0	-43	599	667
비교예1	36/13.4	56/28.6	5/9.9	3/2.7	-15	611	692
비교예2	43/10.5	48/22.4	7/8.5	2/0.9	-20	616	675
비교예3	44/14.6	50/22.1	0/-	6/2.9	-18	575	695
비교예4	18/7.5	45/16.2	36/7.5	1/1.6	-23	606	639
비교예5	8/10.5	38/23.5	48/15.8	6/3.2	-23	554	655
비교예6	39/9.9	35/20.1	20/14.4	6/3.9	-22	587	635
비교예7	28/6.8	66/18.5	3/5.5	3/2.2	-13	611	705

상기 표 1 내지 5를 통해 알 수 있는 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우에는 10㎛이하의 평균 유효 결정립 크기를 갖는 50~65%의 침상페라이트, 20㎛이하의 평균 유효 결정립 크기를 갖는 30~45%의 베이나이트와 10%미만의 등축 페라이트 및 5%미만의 도상 마르텐사이트로 이루어지는 미세조직을 확보함으로써 DWTT 연성파면율이 85% 이상을 만족하는 최저 온도가 -30℃이하로서 매우 우수한 파괴전파 정지특성을 확보하고 있는 동시에, API-5L 규격에 의거한 API-X80급 강관의 항복강도인 555MPa와 인장강도 640MPa를 모두 넘어서고 있는 것을 알 수 있다.

그러나, 비교예 1 내지 7의 경우에는 본 발명이 제안하는 제조조건을 만족하지 못함에 따라, 본 발명이 제안하는 미세조직을 확보할 수 없었으며, 이로 인해 DWTT 특성이나 강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 0.5~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, Nb: 0.02~0.07%, V: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~0.35%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.05~0.3%, P: 0.015%이하, S: 0.003%이하, Ca: 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
면적분율로, 침상페라이트: 50~65%, 베이나이트: 30~45%, 등축페라이트 10%미만 및 도상 마르텐사이트 5%미만을 포함하는 미세조직을 가지는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 침상 페라이트와 등축 페라이트는 10㎛이하의 평균 유효 결정립 원상당 직경을 갖는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 베이나이트는 20㎛이하의 평균 유효 결정립 원상당 직경을 갖는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 도상 마르텐사이트는 3㎛이하의 평균 유효 결정립 원상당 직경을 갖는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 -20℃미만에서 85%이상의 DWTT 연성파면율을 갖는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 555MPa이상의 항복강도와 640MPa이상의 인장강도를 갖는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 25mm이상의 두께를 갖는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재.
중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 0.5~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.01%, Nb: 0.02~0.07%, V: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~0.35%, Ni: 0.1~0.4%, Mo: 0.05~0.3%, P: 0.015%이하, S: 0.003%이하, Ca: 0.0005~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1140~1180℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 1100~1140℃(단, 1140℃ 제외)에서 유지한 후 추출하는 단계;
상기 추출된 강 슬라브를 Tnr~(Tnr+30℃)에서 종료하는 재결정역 압연하여 금속 바를 얻는 단계;
상기 금속 바를 (Tnr-20℃)미만의 온도 범위까지 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 금속 바를 (Tnr-80℃)~(Tnr-50℃)에서 압연을 개시하여 압연종료온도가 (Ar3+50℃)~(Ar3+90℃)가 되도록 미재결정역 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 (Ar3+20℃)~(Ar3+60℃)에서 개시하여 15~50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하여 (Ms-40℃)~(Ms+20℃)에서 종료하는 단계를 포함하는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 강 슬라브를 1100~1140℃(단, 1140℃ 제외)에서 유지하는 시간은 30분 이상인 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 재결정역 압연시 패스당 압하율은 10%이상인 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 1차 냉각은 재결정역 압연 직후 개시되는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 1차 냉각은 5℃/s이상의 냉각속도로 행하여지는 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 미재결정역 압연시 누적압하율은 73~80%인 중심부에서의 파괴전파 정지특성이 우수한 라인파이프용 고강도 후물 강재의 제조방법.
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