1. 서 론

라인파이프강은 원유나 천연가스를 유정에서 항구 또는 정유지까지 장거리로 고압 수송하기 위해 높은 강도가 요구된다. 또한 최근 산업발전에 따른 자원고갈이 심각해짐에 따라 시베리아, 알래스카, 심해 등과 같은 극한 지역의 유전개발이 활발히 진행되면서 높은 강도뿐만 아니라 우수한 저온인성, 내부식성 등이 동시에 요구되고 있다.^1-4) 일반적으로 강도가 증가하면 연성 및 인성의 저하가 발생하기 때문에 라인파이프강의 요구물성들을 모두 확보하기 위해서는 화학조성 및 가공열처리 제어 공정(thermo-mechanical control process, TMCP) 조건에 따른 미세조직 제어가 매우 중요하다. 실제로 TMCP를 통해 제조된 라인파이프강은 화학조성, 압연 및 냉각 조건에 따라 다각형 페라이트(polygonal ferrite, PF), 침상형 페라이트(acicular ferrite, AF), 입상형 베이나이트(granular bainite, GB) 및 펄라이트 등 다양한 미세조직을 가지며, 이들은 물성에 서로 다른 영향을 미친다.^5-7)

최근 공정변수 제어를 통해 적절한 베이나이트계 미세조직을 형성시켜 우수한 물성 조합을 갖는 라인파이프강을 제조하는 동시에 Ni, Mo 등의 합금원소의 함량을 감소시켜 가격 경쟁력을 높이는 연구가 활발히 진행되고 있다.^8-10) 실제로 합금원소는 미세조직 형성 및 기계적 특성에 복합적으로 영향을 미치기 때문에 이를 고려하여TMCP 공정을 제어하고 화학조성, 미세조직 및 기계적 특성간 상관관계를 고찰하는 것은 매우 어렵다. 실제로 같은 TMCP 공정을 통해 라인파이프강을 제조하더라도 첨가되는 합금원소에 따라 제어압연, 가속냉각 및 권취 공정의 온도 영역이 변화하여 미세조직의 형성이 달라지며, 이는 기계적 특성에 영향을 준다. 본 연구에서는 같은 TMCP 공정을 통해 제조되었지만, Mo 등 화학 조성이 다른 API X70 라인파이프강의 미세조직을 분석하고 인장 및 충격 시험을 진행한 후 미세조직과 기계적 특성 간의 상관관계를 조사하였다.

2. 실험 방법

본 연구에서 사용된 API 라인파이프강은 Fe-0.05C-0.16Si-1.1Mn-Cr-Ti-V 조성을 갖는 ‘Mo 미첨가(Mo-free)’ 강재와 여기에 0.13 wt%의 Mo 및 0.01 wt%의 Nb이 추가적으로 첨가된 ‘Mo 첨가(Mo-added)’ 강재이다. 이 강재는 먼저 1,200 °C까지 재가열하여 오스테나이트화 처리 실시 후 이후 800 °C 부근까지 9.2 mm로 제어압연을 진행하였으며, 600 °C 이하 온도까지 2~30 °C/s의 냉각속도로 가속 냉각을 진행한 후 권취(coiling)된 상태로 상온까지 공랭하여 제조된 열연코일이다.

제조된 열연코일의 L-T (longitudinal-transverse plane)면을 기계적으로 연마하고, 3 % 나이탈 용액으로 에칭한 후 광학현미경(optical microscope, OM) 및 주사전자현미경(scanning electron microscope, SEM, model; EVO10, Carl Zeiss, Germany)으로 관찰하였다. 또한 TMCP 공정에 의해 형성된 복잡한 미세조직을 좀 더 자세히 관찰하기 위해 0.04 µm colloidal silica particle로 연마하여 가속전압, 초점거리 및 step size를 각각 15 kV, 11 mm, 0.18 µm 조건으로 하여 후방산란전자회절(electron back-scattered diffraction, EBSD, model: Symmetry S2, Oxford Instruments, UK) 분석을 실시하였고, Oxford 사에서 제공하는 Aztec software를 이용하여 결과를 해석하였다. 인장 시험은 ASTM E8 표준 시험법에 따라 압연 방향에 평행한 L (longitudinal) 방향과 압연방향에 수직한 T (transverse) 방향의 두 방향으로 표점 거리 25.0 mm, 직경 6.3 mm및 두께 2.0 mm의 sub-size 판상 시편을 가공한 후 10톤 용량의 만능 시험기(UT-100E, MTDI, Korea)를 사용하여 3.0 × 10^-3/s의 변형률 속도로 상온에서 실시하였다. API 규정에 따라 항복강도는 응력-변형률 곡선으로부터 0.5 % 변형률에 해당하는 유동응력으로 정의하였다.¹¹⁾ 샤르피 충격시편은 ASTM E23에 따라 T-L (transverse-longitudinal) 방향 및 L-T (longitudinal-transverse) 방향의 두 방향으로 10 × 7.5 × 55 mm크기로 가공하였으며, 750 J 용량의 충격 시험기(model: PSW750, Zwick Roell, Germany)를 사용하여 -196 °C부터 25 °C까지 시험하였다. 또한 충격 시험 후 파괴된 시편의 파면과 -196 °C에서 시험된 파단면을 무전해 니켈 도금 후 SEM 및 EBSD로 관찰하여 미세조직 및 시험 온도 변화에 따른 파괴 거동을 분석하였다.

3. 실험 결과 및 고찰

3.1. 미세조직

본 연구에서 제조된 라인파이프강의 미세조직을 OM 및 SEM으로 관찰한 결과 Mo의 첨가 유무에 관계없이 PF, AF, GB 조직이 관찰되었으며 Mo이 첨가된 시편에서는 추가적으로 펄라이트가 관찰되었다(Fig. 1). Mo의 첨가 유무에 따라 미세조직의 형상이 다른 모습을 보였는데, Mo 미첨가 시편은 다소 둥근 형태의 결정립 형상이 많이 나타났지만 Mo 첨가 시편의 경우 길쭉하고 불규칙한 모양의 결정립이 주로 관찰되었다. 일반적인 라인파이프강에서 Mo의 첨가는 AF와 같은 불규칙한 모양의 결정립 형성을 촉진시키는 것으로 이미 많은 연구자들에 의해 보고되어 있다.¹²⁾

Fig. 1

(a, c) OM and (b, d) SEM micrographs of L-T plane with the major microstructure for Mo-free and Mo-added steels.

한편 여러 조직이 복합적으로 형성된 API 라인파이프강의 미세조직은 OM 및 SEM 관찰만으로는 분석의 한계가 있기 때문에 보다 자세하고 정량적인 관찰을 위해 EBSD 분석을 추가적으로 실시하였다. IPF (inverse pole figure) 그림을 보면[Fig. 2(a, d)], 페라이트와 베이나이트계 미세조직이 방위차에 따라 다양한 색으로 표시되는 것을 확인할 수 있다. Mo 첨가 시편의 결정립 방위차(grain boundary misorientation) 그림을 보면[Fig. 2(b, e)], 결정립 내부에 15° 이하의 차이를 보이는 아결정립계 및 저경각계가 상대적으로 Mo 미첨가 시편보다 더 많이 관찰되었다. 이는 저온변태조직의 하부조직이 크게 발달한 것으로 판단되며, 이에 따라 고경각계가 70.7 %로 79.1 %의 Mo 미첨가 시편보다 낮은 분율을 나타내었다. 커널 평균 방위차(kernel average misorientation, KAM) 그림을 보면[Fig. 2(c, f)], Mo 첨가 시편의 경우 높은 KAM 값을 보이는 것을 확인할 수 있다. 이는 저온변태조직 중 GB의 특징으로 하부조직의 발달과 함께 내부에 M/A (martensite-austenite) 조직이 형성됨에 따라 결정립 내 방위차가 커져 KAM 값과 GND (geometrically necessary dislocation) 밀도가 높아지기 때문이다. 실제 GND 밀도를 계산한 결과 Mo첨가 시편이 3.64 × 10¹⁴/m²로 3.38 × 10¹⁴/m²인 Mo 첨가 시편보다 약간 더 높은 경향을 보였다.

Fig. 2

EBSD (electron back-scattered diffraction) analysis results of (a, d) IPF (inverse pole figure) and stereographic triangle showing the correspondence between colors and crystal orientation, (b, e) grain boundary misorientation, and (c, f) KAM (kernel average misorientation) maps of L-T plane for Mo-free and Mo-added steels, the angle ranges of red, blue, and black lines are 2° to 5°, 5° to 15°, and 15° to 180°, respectively.

3.2. 기계적 성질

두 라인파이프강에 대해 실시한 인장 및 충격 시험 결과를 Table 1에 정리하였다. 인장 시험 결과를 보면(Fig. 3), Mo 첨가 시편은 결정립이 미세하고 펄라이트 및 GB 내 M/A 조직과 같이 가공경화에 기여하는 조직이 다량 형성되며 항복 및 인장강도가 모두 증가하였다.^13,14) 그러나 연신율에 기여하는 PF의 분율이 상대적으로 감소하여 연신율이 낮아지는 경향을 보였다. 한편 모든 시편에서 T방향의 시편이 항복 및 인장강도가 모두 높고 연신율이 낮은 경향을 보였는데, 이는 T방향의 경우 L 방향으로 연신된 결정립에 의해 전위의 이동을 방해하는 결정립계가 상대적으로 많기 때문이다.¹⁵⁾

Fig. 3

Engineering stress-strain curves of tensile specimens identified to line (L) and dash (T) for Mo-free and Mo-added steels.

충격 시험 결과를 보면(Fig. 4) Mo 미첨가 시편이 Mo 첨가 시편보다 더 높은 충격 흡수에너지를 나타내며, 연성 취성 천이온도(ductile-to-brittle transition temperature, DBTT) 또한 더 낮은 경향을 보인다. 일반적으로 M/A 및 시멘타이트 등 경한상은 균열의 시작 지점으로 알려져 있는데, Mo첨가 시편의 경우 조대한 GB내 M/A에서 시작한 균열이 결정립의 벽개면을 따라 쉽게 전파하며 낮은 충격 흡수에너지와 높은 DBTT를 보이는 것으로 판단된다.¹⁶⁾ 한편 두 조성의 강재 모두 L-T 방향 시편이 T-L 방향 시편보다 더 높은 충격 흡수에너지를 보였는데, 이는 연신된 결정립에 의해 T 방향으로 전파하는 균열이 15° 이상의 고경각계에서 더 높은 빈도로 굴절되며 균열의 전파가 더 자주 억제되기 때문이다.^17,18)

Fig. 4

Impact absorbed energy curves fitted by Boltzmann function of CVN (Charpy V-notch) impact test from -196 °C to 25 °C of T-L and L-T direction specimens differentiated by solid and lined symbol for Mo-free and Mo-added steels.

충격 시험시 벽개 균열의 전파거동을 확인하기 위해 -196 °C에서 시험된 T-L 방향 충격 시편의 파단면을 SEM으로 관찰한 결과를 Fig. 5에 나타내었다. Mo 첨가 시편에서는 벽개 균열이 상대적으로 긴 거리를 전파한 부분을 확인할 수 있었는데, 이는 GB내의 M/A조직에서 시작된 균열이 조대한 GB결정립내의 벽개면을 따라 파괴된 것으로 추측된다[Fig. 5(b)]. 또한 충격 파단면에 대한 EBSD 분석 결과를 보면(Fig. 6), Mo 첨가 시편의 경우 하부조직에 의해 아결정립계 및 저경각계가 관찰되는 결정립에서 벽개 균열이 굴곡(tortuosity)없이 일직선으로 전파함을 볼 수 있다. 이와 같이 벽개 균열이 직선적으로 일직선으로 전파되는 거리를 흔히 단위균열경로(unit crack path, UCP)라 부르며, 이 크기는 강의 유효결정립도와 큰 관련이 있다.¹⁹⁾ 따라서 Mo 이 첨가된 시편의 경우 GB 조직의 형성은 유효결정립도를 증가시키기 때문에 DBTT를 높이며, GB 조직 내의 MA나 펄라이트와 같은 경한 조직은 균열의 개시를 용이하게 하여 충격 흡수에너지를 크게 감소시킨다.

Fig. 5

SEM micrographs of the cross-sectional area beneath the fracture surface of the CVN (Charpy V-notch) tested specimens at -196 °C (a) Mo-free and (b) Mo-added steels. Crack deflection site indicated by white arrow.

Fig. 6

EBSD (electron back-scattered diffraction) IPF (inverse pole figure) map (a, c), and band contrast maps (b, d) of the cross-sectional area beneath the fracture surface of the CVN (Charpy V-notch) tested specimens at -196 °C Mo-free and Mo-added steels. Crack deflection site indicated by white arrow and the angle ranges of red, blue, and black lines are 2° to 5°, 5° to 15°, and 15° to 180°, respectively.

4. 결 론

본 연구에서 조성이 다른 두 API X70 라인파이프강재에 대해 미세조직과 기계적 특성간 상관관계를 고찰한 결과 같은 TMCP 제조공정 조건에서 Mo 및 Nb 첨가는 재결정온도를 높여 비재결정 영역에서의 변형량을 증가시킴으로써 오스테나이트 변형띠에서의 핵생성으로 인해 미세한 페라이트 조직을 형성시키며, 베이나이트 변태온도를 낮추어 권취 후 공랭 중에 펄라이트를 일부 생성시켰다. 또한 Mo 및 Nb 첨가에 의한 입상형 베이나이트(GB) 내 M/A이나 펄라이트와 같은 경한 상의 형성은 충격 시험시 균열 개시점으로 작용하여 DBTT를 다소 높이면서 상부 흡수에너지를 크게 감소시켰다. 한편 두 라인파이프강의 항복 및 인장강도는 모두 L방향보다 T방향이 높고, 연신율은 그 반대의 경향을 나타내었는데, 이는 T방향의 경우 L방향으로 압연 방향으로 연신된 결정립에 의해 전위의 이동을 방해하는 결정립계가 상대적으로 많기 때문이다. 또한 충격 시험의 경우 L-T방향 시편이 T-L방향 시편보다 더 높은 충격 흡수에너지를 갖는데, 이는 연신된 결정립에 의해 T방향으로 전파하는 균열이 고경각계에서 더 높은 빈도로 굴절되어 벽개 균열의 전파를 상대적으로 크게 방해하기 때문이다.