KR100711466B1

KR100711466B1 - 항복비 특성이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의제조방법

Info

Publication number: KR100711466B1
Application number: KR1020050126949A
Authority: KR
Inventors: 안성수; 유장용; 조상현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-21
Filing date: 2005-12-21
Publication date: 2007-04-24

Abstract

본 발명은 라인파이프의 용도로 사용되는 강관용 후물강판의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.3~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Mo: 0.1% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050~1150℃의 범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정 온도 이하에서 압하율 70~80%로 마무리 열간압연하는 단계; 및 상기 마무리 열간압연된 열연판을 5~8℃/초의 냉각속도로 400~500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지며, 상기 마무리 열간압연시 Ar₃ 온도 이하에서의 압하율이 40~70%인 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따르면 인성과 강도가 모두 우수할 뿐만 아니라 판재 및 파이프의 항복비가 매우 낮은 25mm 이상의 후물강판을 제조할 수 있다.

라인파이프, 저항복비, 고강도, 고인성, 후물재

Description

항복비 특성이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의 제조방법{A MANUFACTURING METHOD OF PLATE FOR LINEPIPE HAVING EXCELLENT STRENGTH, TOUGHNESS AND YIELD RATIO}

도 1은 파이프 제조시 항복비가 증가하는 재료의 인장시험시 나타나는 응력-변형률 곡선으로서, 연속항복을 일으키는 경우를 나타낸다.

도 2는 본 발명에 의해 제조된 강판의 내부조직을 전자현미경으로 관찰한 사진으로, 페라이트 기지에 펄라이트 또는 베이나이트가 존재하는 형태를 나타낸 것이다.

본 발명은 라인파이프의 용도로 사용되는 강관용 후물강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강판뿐만 아니라 파이프의 항복비가 낮은 고강도 고인성의 특성을 갖는 강판의 제조방법에 관한 것이다.

최근 라인파이프의 수송능력 및 효율을 확대하기 위하여, 강관의 직경 및 두께를 증가시켜 수송압력 및 수송용량을 늘린 강관용 강판이 요구되고 있다. 더욱 이, 상기 강판이 저온에서 사용될 경우 용접부 및 모재의 인성이 취약하면 급격한 취성파괴로 연결되어 대형사고가 발생될 위험이 있으므로, 인성에 대한 요구도 점점 증가하고 있는 추세이다.

일반적으로 재료의 강도를 증가시키면 반대로 인성이 감소되는 것이 일반적인 경향이다. 상기의 경향은 통상 첨가되는 합금원소가 강도에는 유리한 영향을 미치더라도 인성을 저해하는 모순된 역할을 하기 때문이다. 이를 해결하기 위해서는 성분원소의 조정을 가능한한 억제하면서 강의 강도와 인성을 향상시키는 방법, 소위 TMCP(Thermo Mechanical Controlling Process)라 불리는 방법인 내부의 결정립을 작게 하여 인성을 향상시킴과 동시에 경질 조직을 형성시켜서 강도를 향상시키는 방법이 많이 사용되었다.

최근, 파이프라인, 대규모 해양구조물 또는 건축구조물 등이 파도나 대지진에 의하여 붕괴되는 것을 방지하기 위하여, 높은 강도와 낮은 항복비를 갖는 강판이 요구되고 있다. 즉, 종래에는 구조물들이 대형화 및 경량화됨에 따라 소재의 고강도화가 많이 요구되어 왔고, 이를 제조하는 철강사에서는 강판의 강도를 높이기 위하여 많은 노력을 하여 왔다. 그러나, 파도나 대지진과 같은 거대 자연력이 구조물에 작용하면 이러한 자연력은 소재의 강도만으로는 극복할 수 없을 정도로 높기 때문에 구조물 붕괴문제를 극복하기는 어려웠다.

상기의 문제를 해결하기 위하여, 많은 연구자들이 노력한 결과 소재의 항복강도와 인장강도의 비로써 정의되는 항복비(YS/TS)를 낮추게 되면, 구조물이 설사 외력에 의하여 변형을 겪게 되더라도 붕괴에까지는 이르지 않을 수 있다는 사실을 발견할 수 있었다.

재료에 변형이 가해지면 인장강도에서 견딜 수 있는 변형 이하에서는 균일한 변형이 발생하여 재료전체가 외부변형요인을 흡수하게 된다. 그러나, 그 이상의 변형에서는 국부적인 변형이 발생하여 외부의 추가적인 변형에 대하여 견딜 수 있는 능력이 급격하게 감소하게 된다. 그러므로, 항복비가 낮으면 항복강도와 인장강도의 차이가 높아지고 그에 따라 소재가 소성변형을 일으키는 시점에서 파괴가 일어나는 시점 사이에 흡수할 수 있는 에너지량이 증가하여 설사 구조물이 외력에 의하여 변형을 일으키더라도 붕괴전에 이를 용이하게 보수할 수 있어 더 큰 인명사고 또는 재산손실을 방지할 수 있는 것이다. 따라서, 해양구조물이나 건축용 구조물용 소재에 대하여 고강도 고인성과 함께 저항복비를 요구하는 경우가 갈수록 증가되고 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 하나의 방법으로 강판의 인장강도를 상승시키기 위하여 합금원소를 다량 첨가할 경우 용접부의 인성이 열화되어 저온에서 구조물이 취성파괴를 일으키는 원인이 된다. 또한, 기존에는 강판의 항복비를 낮추기 위하여 재료내부에 유동전위를 발생시켜 보다 일찍 항복을 일으키고 변형이 증가함에 따라 도 1과 같이 연속적으로 강도가 증가하여 인장강도에 이르도록 하였다. 그러나, 이러한 방법을 라인파이프에 적용되는 강재에 사용할 경우, 판재를 사용하여 파이프를 제작하는 조관과정에서 이미 재료에 변형이 가해지게 되어 항복강도가 증가함에 따라 판재가 가지고 있던 저항복비의 특성은 사라지게 된다. 따라서, 조관전 판재 대비 조관후 파이프의 항복강도가 증가하지 않는 강판이 요구된다.

본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 강판은 물론 조관후 파이프의 항복비를 낮게 유지할 수 있는 강도 및 인성이 우수한 강판을 제조할 수 있는 방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.3~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Mo: 0.1% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050~1150℃의 범위로 가열하는 단계;

상기 가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정 온도 이하에서 압하율 70~80%로 마무리 열간압연하는 단계; 및

상기 마무리 열간압연된 열연판을 5~8℃/초의 냉각속도로 400~500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지며,

상기 마무리 열간압연시 Ar₃ 온도 이하에서의 압하율이 40~70%인 것을 특징으로 하는 항복비 특성이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 강조성 및 제조공정으로 나누어 상세하게 설명한다.

[강조성]

C: 0.04~0.1중량%(이하, 단지 '%'로 기재함)

상기 C는 고용강화를 통하여 금속 및 용접부의 기지를 강화하는데 가장 효과적인 원소이며, 작은 크기의 세멘타이트, V 및 Nb 탄질화물, Mo 탄화물의 형성에 의한 석출경화에 의하여 강화효과를 얻을 수 있는 원소이기도 하다. 이에 더하여, Nb 탄질화물은 열간압연시 오스테나이트 재결정을 억제하고 결정립 성장을 억제함으로써 결정립 미세화를 통하여 강도 및 저온인성을 동시에 향상시킬 수 있다. 또한, 상기 C는 냉각중 강재내에 강한 미세조직을 형성시키는 경화능을 향상시키는 역할도 한다. 상기 C의 함량이 0.04% 미만이면 상기한 효과를 얻을 수 없으며, 0.1%를 초과하면 현장용접 후 저온균열을 포함하여 기지금속 및 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.04~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.1~0.6%

상기 Si는 알루미늄을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 고용강화원소로도 효과를 나타낸다. 상기 Si의 함량이 0.1% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.6%를 초과하면 현장용접성 및 용접열영향부의 인성을 매우 저하시키게 된다.

Mn: 1.3~1.8%

상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 1.3% 이상 첨가되어야 경화능 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 그 함량이 1.8%를 초과하면 제강공정에서 슬라브를 주조시 중심편석을 조장하고 인성을 저하시키게 된다. 더욱이, 과다한 Mn의 첨가는 경화능을 과도하게 향상시켜 현장용접성을 나쁘게 하여 용접 열영향부의 인성을 저하시키게 된다.

Al: 0.01~0.06%

상기 Al은 일반적으로 강의 탈산을 목적으로 첨가한다. 또한, 미세조직을 미세하게 할 뿐 아니라, 용접 열영향부의 조대결정립 영역에서 N을 제거함으로써 열영향부의 인성을 향상시키게 된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 그 함량이 0.01% 이상이어야 하나, 0.06%를 초과하여 함유될 경우에는 Al산화물(Al₂O₃)을 형성하여 기지금속 및 열영향부의 인성을 저하시키게 된다.

Ti: 0.005~0.02%

상기 Ti는 미세한 Ti 질화물(TiN)을 형성하여 슬라브 가열시 오스테나이트 결정립 조대화를 억제함으로써 결정립 미세화에 기여한다. 이에 더하여, TiN은 용접 열영향부의 결정립 조대화를 억제함은 물론 용강중에 있는 N을 제거하여 줌으로써 인성을 향상시켜 주게 된다. N을 충분히 제거하기 위하여, 통상 Ti는 N첨가량의 3.4배 이상이 되어야 한다. 따라서, Ti는 기지금속 및 용접 열영향부의 강도 및 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소로써 강중에 TiN으로 존재하여 압연을 위 한 가열 과정에서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며 또한 질소와 반응하고 남은 Ti가 강중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되고, 이렇게 형성된 TiC는 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다. 또한, 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% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.02%를 초과하여 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 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.02~0.06%

상기 Nb는 오스테나이트 입경을 미세화시킴으로써 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 한다. 이는 열간압연중 생성되는 Nb 탄질화물이 재결정을 억제하고 결정립 성장을 막기 때문이다. 또한 냉각중 생성되는 Nb 탄질화물 역시 강도향상에 기여하게 된다. 이러한 효과를 얻기 위하여 0.02% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.06%를 초과하여 첨가할 경우에는 더 이상 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라 용접성 및 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 주게 된다.

V: 0.1% 이하

상기 V는 Nb와 함께 첨가될 때 강도 및 인성 향상에 유효한 역할을 한다. 그러나, 용접 열영향부의 인성 및 용접성을 고려하여 그 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.1% 이하

상기 Mo는 경화능을 향상시키고, Nb와 함께 첨가할 경우 오스테나이트 재결정을 억제하여 결정립 미세화에 기여한다. 그러나, 과도한 Mo의 첨가는 현장용접시 용접 열영향부의 인성을 저하시키는 원인이 되며, 본 발명에서는 제조원가를 감안하여 상기 Mo의 함량을 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.02% 이하

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

S: 0.005% 이하

상기 S는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강을 취화시키고, 적열취성을 일으키는 원소로서, 상기 P와 마찬가지로 제강 공정 부하를 고려하여 그 상 한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 제조공정을 단계별로 나누어 상세하게 설명한다.

[제조공정]

본 발명의 제조공정은 상기와 같은 사유로 한정된 성분계의 강을 가열하여 압연함에 있어서 슬라브 가열온도를 1050~1150℃로 하고, 이후 열간압연시 오스테나이트 재결정온도 이하에서 압하율 70~80%의 범위로 마무리 압연하고, 이어 상기 압연된 강재를 400~500℃로 냉각하게 된다.

강의 가열온도: 1050~1150℃

강의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원할히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로 목적에 맞게 적절한 온도범위내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 만일, 강의 가열온도가 1050℃ 미만이면 Nb 나 V가 강중에 재고용되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울뿐 아니라 부분재결정이 발생하여 오스테나이트 결정립이 불균일하게 형성됨으로써 고인성화가 어려우며, 1150℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화되어 결국 강판의 결정립 크기가 증가하는 원인을 제공하게 되며 그 결과 강판의 인성이 극히 열화된다. 따라서, 상기 가열온도는 1050~1150℃로 제한하는 것이 바람직하다.

오스테나이트 재결정 온도 이하에서의 압하율: 70~80%

강판이 저온인성을 갖추기 위해서는 상기한 바와 같이 내부 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도를 제어함으로써 가능하게 된다. 상기 압연온도 제어에 의한 결정립 크기 감소효과는 크게 두가지 온도영역에서 조금씩 상이하게 나타나는데, 우선 재결정 온도 이하 Ar₃ 이상에서 압연을 실시하면 오스테나이트 내부에는 변형에 의한 전위가 발달하게 되고 이는 후속하는 Ar₃ 이하 온도의 압연 또는 냉각과정에서 오스테나이트가 페라이트로 변태하는 핵생성 자리의 역할을 하게 된다. 또한, Ar₃ 이하에서의 압연은 변태된 페라이트를 변형시켜 강화하는 효과와 함께 인성시험시 분리(seperation)를 조장하게 되어 연성파면율 계상시 유리한 조건이 되므로 강의 인성을 향상시키는 역할을 한다.

본 발명에서는 오스테나이트 재결정 온도 이하에서의 압하율을 70% 이상 확보하여야 하는데, 그 이유는 오스테나이트 재결정온도 이상의 온도범위, 즉 재결정역에서는 압연을 실시하여도 재결정이 계속 진행되므로 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없기 때문에 오스테나이트가 재결정되지 않는 온도범위에서 충분한 압연을 실시할 필요가 있기 때문이다. 그러나, 상기 재결정온도 이하의 압하율이 80%를 초과할 경우에는 가공경화에 의하여 인성이 급격히 저하되므로 상기 압하율은 80% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 보다 바람직하게는 상기 마무리압연시 Ar₃(오스테나이트 영역과 페라이트+오스테나이트 영역의 경계온도) 이하에서의 압하율을 40~70%로 제한하는 것이다.

강판 특히, 본 발명에서 목적하는 25mm 이상의 후물강판의 저온인성을 더욱 향상시키기 위해서는 Ar₃ 이하의 온도범위에서의 압하율을 40~70%로 하는 것이 보다 바람직하다. 물론, 상기 오스테나이트 미재결정온도 이하라 함은 상기 Ar₃ 온도 범위를 포함하는 개념이지만, 강판의 저온인성을 보다 향상시키기 위해서는 상기 Ar₃ 이하의 온도범위에서의 압하율을 보다 명확히 한정할 필요가 있다.

상기와 같은 Ar₃ 이하의 온도범위에서의 압하율은 본 발명에서 목적으로 하는 후물강판의 인성을 향상시키는데 매우 효과적인 수단이다. 만일, 상기 Ar₃ 이하의 온도 범위의 압하율이 40% 미만일 경우에는 25mm 이상 두께의 강판에서는 중심부에 압연에 의한 효과가 미흡하여 두께에 따른 조직차이가 발생할 수 있다. 이는 중심부의 저온인성 열위로 인하여 저온인성 시험시 중심부에 발생하는 삼축응력상태가 과중되어 유효두께 감소효과가 미흡하게 되어 저온인성 향상효과가 미흡하게 된다. 한편, 70%를 초과하는 경우에는 가공경화에 의하여 강도가 상승하는 반면 인성은 오히려 감소하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, Ar₃ 이하의 온도범위에서의 압하율을 40~70%로 제한한다면, 후물강판의 인성을 향상시키는데 보다 바람직하다.

냉각속도: 5~8℃/초

상기와 같이 열간압연한 후의 냉각속도는 강판의 인성과 강도를 향상시키는 중요한 요소이다. 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키고, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있기 때문이다. 상기 냉각속도가 5℃/초 미만인 경우에는 변형 페라이트와 냉각중 형성된 조대한 페라이트가 혼재하게 되어 강도 및 인성에 불리하게 된다. 따라서, 압연후 상기 강판의 냉각속도는 최소 5℃/초로 하여야 인성과 강도가 향상된 강판을 제조할 수 있다. 그러나, 반대로 8℃/초를 초과하는 냉각속도로 냉각할 경우에는 본 발명에서 대상으로 하고 있는 후물광폭 강판의 특성상 수냉각 설비를 통한 냉각수량 제어 한계에 직면함은 물론 과다한 냉각수량으로 인하여 강판의 뒤틀림 현상이 발생하여 형상제어가 불량하게 된다.

냉각정지온도: 400~500℃

강판의 내부조직을 제어하기 위해서는 냉각속도의 효과가 충분히 발현되는 온도까지 냉각하여 줄 필요가 있다. 만일 냉각을 정지하는 온도인 냉각정지온도가 500℃를 초과하는 경우에는 강판 내부에 미세한 결정립과 베이나이트 또는 마르텐사이트로 이루어진 경질 제2상이 충분히 형성되기 어렵게 되어 인장강도를 향상시키는 효과가 미흡하게 됨으로써 항복비가 충분히 감소되지 않게 된다. 따라서, 상기 냉각정지온도의 상한은 500℃로 제한하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 냉각정지 온도가 400℃ 미만일 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다 냉각으로 인한 판 뒤틀림 문제가 발생될 수 있다.

상기와 같은 강성분 및 제조공정을 통하여 얻어지는 본 발명의 강판의 미세조직은 도 2와 같이 15㎛ 이하의 페라이트 조직과 함께 제2상 조직으로 디제네레이트된(degenerated) 펄라이트 및 베이나이트 조직을 포함할 수 있다.

상기와 같은 조건을 충족하는 강판은 파이프의 항복강도 500MPa 이상, 인장강도 560MPa 이상, 항복비 80%이하 그리고 -20℃ 모재 충격인성 300Joule 이상의 저항복비의 특성을 갖춘 25mm 두께 이상의 강판인 것이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다.

[실시예]

본 발명에서 대상으로 하고 있는 조성범위내에서 C: 0.06%, Si: 0.3%, Mn: 1.54%, Nb: 0.05%, V: 0.05%, Mo: 0.07%, Ti: 0.01%, P: 0.01%, Al: 0.03% 및 S: 0.004%의 조성을 가지고 있는 강슬라브를 선택하여 하기 표 1에 기재된 조건으로 열간압연과 냉각을 실시하였다.

구분	슬라브 재가열온도(℃)	미재결정역 압하율(%)	Ar₃ 이하 압하율(%)	냉각속도 (℃/초)	냉각정지온도 (℃)
발명예1	1132	76	68	6.9	443
발명예2	1122	75	69	7.6	438
발명예3	1115	78	46	7.9	482
발명예4	1104	72	54	7.6	446
비교예1	1112	74	33	5.9	475
비교예2	1185	75	64	6.2	472
비교예3	1100	74	54	5.8	556
비교예4	1114	76	52	3.2	466
비교예5	1020	78	60	6.4	489
비교예6	1130	60	65	7.6	468

상기 표 1에서 알 수 있는 바와 같이, 발명예1 내지 발명예4는 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 경우이며, 비교예1은 Ar₃ 온도 이하에서의 압하율이 과다하게 낮은 경우, 비교예2는 슬라브 재가열온도가 과다하게 높은 경우, 비교예3은 냉각정지온도가 과다하게 높은 경우, 비교예4는 냉각속도가 너무 낮은 경우, 비교예5는 슬라브 재가열온도가 너무 낮은 경우, 그리고 비교예6은 미재결정 압하율이 너무 낮은 경우를 나타낸다.

상기와 같이, 제조된 강판의 판재 물성 및 파이프 물성을 측정하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.

구분	판재 물성					파이프 물성
구분	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	항복비 (%)	충격인성 (-20℃, Joule)	DWTT 연성파면율(-20℃, %)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	항복비 (%)
발명예1	544	696	78	390	99	524	682	77
발명예2	548	722	76	356	99	536	706	76
발명예3	536	687	78	415	99	528	683	77
발명예4	531	683	78	403	99	515	670	77
비교예1	475	575	83	332	99	466	558	84
비교예2	536	602	89	145	37	530	608	87
비교예3	503	558	90	235	80	485	540	90
비교예4	444	569	78	168	68	424	553	77
비교예5	430	546	79	156	54	418	540	77
비교예6	463	546	85	143	57	456	549	83

상기 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건을 모두 충족하는 발명예1 내지 발명예4의 경우는 모두 판재 및 파이프에 대하여 항복강도 500MPa 이상, 인장강도 560MPa 이상, 항복비 80% 이하의 우수한 특성을 가지고 있음을 확인할 수 있었다.

그러나, 비교예1은 이상역 압하율이 과다하게 낮은 경우로써 결정립내 전위집적효과가 부족하여 항복강도가 낮은 결과를 나타내었다. 또한, 비교예2는 슬라브 재가열온도가 과다하게 높은 경우로써 조대한 오스테나이트 결정립으로 인하여 인성이 낮은 결과를 나타내었다. 비교예3은 냉각정지 온도가 과다하게 높은 경우로써 경질상이 충분히 형성되지 않아 인장강도가 낮아 항복비가 높은 결과를 보여주었다. 비교예4는 냉각속도가 지나치게 낮은 경우로써 변형 페라이트와 조대한 페라이트가 혼재하여 강도와 인성이 모두 열위한 결과를 보여주었다. 비교예5는 재가열 온도가 지나치게 낮은 경우로써 불균질한 오스테나이트 결정립으로 인하여 강도 및 인성이 매우 낮은 결과를 나타내었다. 그리고, 비교예6은 미재결정 압하율이 본 발명에서 규정된 범위 이하로 낮은 경우로서 오스테나이트 결정의 변형이 미흡하여 페라이트 변태시 조대한 페라이트가 형성되어 강도 및 인성이 열위한 결과를 보여주었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 인성과 강도가 모두 우수할 뿐만 아니라 판재 및 파이프의 항복비가 매우 낮은 25mm 이상의 후물강판을 제조할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.1~0.6%, Mn: 1.3~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.02~0.06%, V: 0.1% 이하, Mo: 0.1% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050~1150℃의 범위로 가열하는 단계;

상기 가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정 온도 이하에서 압하율 70~80%로 마무리 열간압연하는 단계; 및

상기 마무리 열간압연된 열연판을 5~8℃/초의 냉각속도로 400~500℃까지 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지며,

상기 마무리 열간압연시 Ar₃ 온도 이하에서의 압하율이 40~70%인 것을 특징으로 하는 항복비 특성이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판의 제조방법.