KR100957990B1

KR100957990B1 - 항복강도와 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100957990B1
Application number: KR1020070136662A
Authority: KR
Inventors: 배진호; 김상현; 김덕규; 김기수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2007-12-24
Filing date: 2007-12-24
Publication date: 2010-05-17
Also published as: KR20090068871A

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, S: 0.02% 이하, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하, Mo: 0.1~0.5%, Ni: 0.1~0.5%, V: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며, 상기 Ti, Nb, C, N 및 V 사이에는,

0.13≤ (Ti*/48+Nb*/93)/(C/12) ≤ 0.25;

0.24 ≤ (V/51)/(C*/12) ≤ 1.6; 및

6≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30;

(단, Ti* = Ti - 0.7*(48/14)N, Nb* = Nb-0.7*(93/14)N, C* = C - 0.7*[(Nb-0.7*(93/14)N) + (Ti-0.7*(48/14)N)]로 정의됨)

의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판에 관한 것이다.

본 발명에 의하면, 성분계 및 석출물을 최적화시켜 제어하고 아울러 열간압연 조건을 조절함으로써, 항복강도와 저온인성이 동시에 우수한 고강도 강판을 저비용으로 제공할 수 있게 된다.

고강도 강판, 석출물, 열간압연, 저온인성, 항복강도

Description

항복강도와 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{High Strength Steel Sheet having Excellent Yield Strength and Low Temperature Toughness and Manufacturing Method Thereof}

본 발명은 건축, 파이프라인 및 해양구조물 등의 용도로 사용되는 고강도 고인성 후물 열연 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 Nb, V, Mo 및 Ti을 복합첨가하고 열연공정을 적절히 제어함으로써 조직 미세화와 (Ti,Nb)C, NbC, VC 등의 석출에 의하여 항복강도를 향상시키고 Mo를 활용한 P편석 억제로 저온인성을 동시에 개선하는 후물 열연 API 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

원유 또는 가스 수송용 강관 사용시 수송 효율을 높이기 위하여 수송압력을 높이고 있으며 최근에는 수송압력이 120기압에 이르고 있다. 이러한 수송압력을 견디기 위해서는 파이프의 두께가 충분히 두꺼워져야 되나, 강재는 그 두께가 증가할 수록 압연 중 압하량이 부족해지고 강재 중심부 부분에서는 충분한 냉각속도를 확보하기 어려워 페라이트 결정립이 조대해질 수 있다. 따라서 강도 및 저온인성이 저하된다 는 문제가 존재한다.

이러한 문제점을 해결하기 위하여 종래에는 성분계 중 Ti와 N의 비율을 적절히 조절하여 슬라브 가열시 초기 오스테나이트 입성장을 막아 미세한 페라이트를 얻어 강도와 저온인성을 동시에 확보할 수 있는 기술이 등장했으나, 이러한 기술로는 18mm 이상의 후물재에서 충분한 강도를 확보하기 어려우며, 또한 슬라브에 잔존하는 P가 입계에 확산하는 것을 방지할 수 없어 열연 강재 권취 후 발생하는 입계취성이 조장될 수 있다.

따라서 후물재의 강도와 인성을 동시에 확보하기 위해서는 조직의 조대화를 막는 것과 함께 석출물과 합금원소를 충분히 활용하여 추가적인 강도 및 인성을 확보하는 것이 중요하다.

본 발명은 상술한 문제점들을 해결하고 아울러 18mm 이상 두께의 열연 강재에서도 충분한 강도를 확보하기 위하여 열간 압연 조건을 최적화하고 성분계 중 Ti, Nb, V, C, Mo와 P의 비를 조정하여 API 규격에 맞는 항복강도를 갖는 후물 고강도 열연 라인파이프용 강재의 제조 방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, S: 0.02% 이하, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하, Mo: 0.1~0.5%, Ni: 0.1~0.5%, V: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며, 상기 Ti, Nb, C, N 및 V 사이에는.

0.13≤ (Ti*/48+Nb*/93)/(C/12) ≤ 0.25;

0.24 ≤ (V/51)/(C*/12) ≤ 1.6; 및

6≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30;

의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판을 제공한다.

나아가 본 발명은 상술한 성분계를 가지는 강 슬라브에 대하여, 1100~1350℃로 재 가열하는 재가열 단계, 950~1100℃ 범위에서 재결정 및 미재결정 압연하는 단계, 780~880℃에서 60% 이상의 압하율로 마무리 열간압연하는 단계, 런-아웃 테이블 상에서 10~50℃/sec의 속도로 수냉하는 단계 및 400~600℃에서 권취하는 권취 단계를 포함하는 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명과 같이 성분계 및 석출물을 최적화시켜 제어하고 아울러 열간압연 조건을 조절하는 경우, 항복강도와 저온인성이 동시에 우수한 고강도 강판을 저비용으로 제공할 수 있게 된다.

본 발명자들은 베이나이트 등 저온변태 조직의 형성없이 후물재의 강도를 확보하며, 저온인성을 향상 시킬수 있는 방법을 분석한 결과 Ti, Nb, V 및 C의 비율을 잘 조절하여 석출물의 형성을 최대로 하고, 저온에서 입계파괴를 조장하는 P의 입계편석을 Mo를 사용하여 억제함으로써 인성을 올릴 수 있슴을 확인하였다.

또한, 이러한 합금 원소를 활용시 압연 온도별, 압하량에 따라 석출물이 석출하는 속도와 양상이 다르기 때문에 각 성분의 비를 최적화하는 것도 역시 필요하다는 결과를 도출하고, 이러한 관점에서 본 발명자들은 두께 18mm 이상의 후물 열연재의 강도 및 저온인성을 동시에 확보하기 위한 본 발명을 완성하였다.

이하 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

본 발명의 기본 구성은 다음과 같다.

1. 제어압연에 의해 강재의 페라이트를 세립화하고 석출물을 이용 후물재에서의 강도 확보.

2. 0.13≤ (Ti*/48+Nb*/93)/(C/12) ≤ 0.5, 0.24 ≤ (V/51)/(C*/12) ≤ 3 을 만족하는 성분계 조성.

단, Ti* = Ti - 0.7*(48/14)N, Nb* = Nb-0.7*(93/14)N 및

C* = C - 0.7*[(Nb-0.7*(93/14)N) + (Ti-0.7*(48/14)N)]를 만족하며, 석출물의 평균크기가 0.2㎛ 이하로 (Ti, Nb)C, NbC, VC 석출물을 형성하여 후물재 항복강도 확보

3. 6≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30 을 만족하는 Mo의 조절로 P의 입계편석을 억제하여 저온인성 확보

본 발명 강재와 같이 두께가 18mm 이상의 후물재인 경우 항복강도를 확보하기 위해 최종적인 페라이트를 세립화하고 석출물을 이용하여 강도를 확보하는 것이 필요하다. 이 경우, 강재의 항복강도(σy)를 나타내는 식으로 Ashby-Orowan는 Hall-Petch 식을 수정하여 아래 (1)식과 같이 나타내었다.

σy = σi + KD^-1/2 + (10.8f¹ ^/2/X)(ln(X/6.125*10^-4)) ------ (1)

여기서, σi는 마찰응력(friction stress), K는 강화계수(strengthening coefficient), D는 결정립 크기, f는 석출물 분율, X는 석출물 크기이다.

상기 (1)식에 따르면 강재의 항복강도는 결정립 크기가 작을수록, 석출물의 양이 많고, 석출물의 크기가 작을수록 증가함을 알 수 있다. 강재의 최종 두께가 두꺼워질수록 총 압하량이 감소하기 때문에 페라이트 조직을 미세화하기 위해서는 일정량 이상의 미재결정역 압하량을 확보하여야 하며, 본 연구 결과에서는 60% 이상일 경우 항복강도가 안정적으로 확보된다는 결과가 얻어졌다. 또한 압하량 감소에 따른 페라이트 조대화 효과를 상쇄하기 위해 적절한 석출물을 이용하는 것이 중요하다.

강재의 항복강도에 영향을 미치는 석출물은 주로 페라이트가 생성되는 온도역에서 석출하는 석출물이므로, 석출물별 생성온도는 열역학적 평형에 의하여 결정되게 된다. 일반적으로 TiC 석출물의 석출온도가 가장 높으며, NbC, VC 순으로 석출온도가 감소하게 된다. 또한, Ti, Nb 가 같이 첨가되면, (Ti, Nb)C 형태의 복합석출물과 NbC이 동시에 석출하게 되며, V은 석출온도가 상대적으로 낮은 관계로 단독 석출물로서 존재할 확률이 높게 된다. 그러므로 첨가된 Ti, Nb, V을 충분히 활용하여 강도를 확보하기 위해서는 (Ti, Nb)C, NbC가 석출하고 나서도 V이 추가로 석출할 수 있도록 Ti, Nb, C의 양을 조절하는 것이 요구된다.

나아가 P는 Sb, Sn, As와 더불어 입계에 편석하여 결정립 간의 결합을 약화시켜 템퍼 취성을 일으키는 대표적인 원소이다. 특히 압연 중 코일이 370~600℃ 사이에서 유지되거나 서냉하게 되면 P가 입계로 확산하여 충격에너지가 감소하는 저온인성 열화 현상이 발생하게 된다.

그러나 Mo가 같이 첨가되게 되면 Fe-Mo-P 화합물을 형성하여 P가 입계에 편석하는 것을 막아주게 되어 P 편석에 따른 입계취화를 방지할 수 있다. 그러나, Mo가 0.5% 이상 첨가되면, 강재의 hardenability가 너무 높아져 저온변태 상이 형성되게 되어 충격인성이 감소하게 되므로, Mo 첨가에 있어 주의가 필요하다.

이하, 본 발명을 구성하는 성분계에 관하여 상세히 설명한다. (이하 중량%)

탄소(C)의 함량: 0.03~0.1%

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나 다량 첨가에 따라 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 원소로, 본 발명에서는 이를 고려하여 0.03-0.10%로 한정한다. C의 첨가량이 0.03% 미만이 되면 동일한 강도를 얻기 위하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하며 0.10%를 초과하여 첨가하면 용접성, 성형성 및 인성이 저하될 수 있다.

실리콘(Si)의 함량: 0.01~0.5%

Si는 용강을 탈산시키기 위해서도 필요하고 고용강화 원소로서의 역할을 하므로 0.01~0.50%의 첨가가 필요하다. 첨가량 0.01% 미만에서는 용강의 탈산역할을 충분히 하지 않기 때문에 청정한 강을 얻기 어려우며, 0.5%를 초과하여 첨가하면 열간압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 연성도 저하되기 때문에 바람직하지 않다.

망간(Mn)의 함량: 1.2~2.0%

Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 1.2% 이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 2.0%를 초과하여 첨가하면 제강공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해치기 때문에 그 상한은 2.0%로 정한다.

황(S)의 함량: 0.02% 이하

S도 역시 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.02%로 정한다.

니오븀(Nb)의 함량: 0.01~0.1%

Nb은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 강의 강도도 크게 향 상시키는 역학을 하기 때문에 적어도 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, 0.1%를 초과하는 경우에는 과도한 Nb 탄질화물이 석출하여 강재의 인성에 유해하므로 0.01~0.1%로 제한한다.

티타늄(Ti)의 함량: 0.01~0.1%

Ti은 결정립을 미세화시키는데 유용한 원소로써 강 중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열 과정에서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있으며 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합하여 TiC의 석출물이 형성되고 TiC의 형성은 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다. 따라서, TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.01%이상의 Ti이 첨가되어야 하나 0.1%를 초과하여 첨가되면 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화되기 때문에 Ti 첨가의 상한은 0.1%로 한다.

질소(N)의 함량: 0.01% 이하

N의 성분 한정 사유는 상기의 Ti 첨가에 기인한 것이다. 일반적으로 N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나, 한편으로 강 중에 질소가 존재하면 할수록 인성은 크게 저하될 수 있어 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN를 형성, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하였다. 그러나, Ti의 일부가 N와 반응하지 않고 남는 경우에는 이후의 공정에서 탄소와 반응하여 강재의 강도가 저하될 수 있기 때문에 그 상한은 0.01%로 한다.

몰리브덴(Mo)의 함량: 0.1~0.5%

Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 생성을 조장함에 의해 항복비를 낮추는 역할을 한다. 또한 시멘타이트와 탄화물이 집적되어 있어 열화한 충격특성을 보이며 조관 후 항복강도 저하에 기여하는 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성 및 조관 후 항복강도 저하를 감소시킬 수 있다. 이를 위해 Mo을 0.1% 이상 첨가하나 Mo는 고가의 원소이며 용접저온 균열을 억제하고, 모재에 저온변태상이 생성되어 인성이 저하되는 것을 막기 위해 그 상한은 0.5%로 제한한다.

니켈(Ni)의 함량: 0.1~0.5%

Ni은 오스테나이트 안정화 원소로서 펄라이트 형성을 억제하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 형성을 용이하게 하는 원소로 0.1% 이상 첨가하나 Ni은 고가의 원소이고 과량 첨가시 용접부 인성을 저해할 수 있으므로 0.5% 이하로 제한한다.

바나듐(V)의 함량: 0.01~0.1%

V은 Nb과 유사한 효과를 갖는다. 특히 V을 Nb과 함께 첨가하는 경우 현저한 효과를 생성하며, 본 발명에 따르는 강의 강도를 추가로 증가시키므로 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, 그 함량이 과다하여 0.1%를 초과하는 경우에는 과도한 V 탄질화물이 석출하여 강재의 인성에 유해하며, 특히 용접열 영향부의 인성 및 이에 따른 현장 용접성의 관점에서 0.01~0.1%로 제한한다.

크롬(Cr)의 함량: 0.1~0.5%

Cr은 일반적으로 직접 급냉시 강의 경화능을 증가시킨다. 또한, 이는 일반적으로 내부식성 및 내수소 균열성을 향상시키며, Mo 마찬가지로 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성을 얻을 수 있다. 이를 위해 Cr은 0.1% 이상을 첨가하여야 하나 과량 첨가시 현장 용접 후 냉각 균열을 초래하는 경향이 있고, 강 및 이의 HAZ 인성을 악화시키는 경향이 있기 때문에 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명을 구성하는 각 성분 중 중요한 성분계 사이의 관계식은 다음과 같다.

[관계식 1]

0.13≤ (Ti*/48+Nb*/93)/(C/12) ≤ 0.25

[관계식 2]

Ti* = Ti - 0.7*(48/14)N

[관계식 3]

Nb* = Nb-0.7*(93/14)N

상기 관계식 1은 미세한 (Ti,Nb)C 석출물을 확보하기 위한 것이다. 상기 관계식 1에서 Ti*와 Nb*는 Ti와 Nb의 총 함량에서 N과 반응하고 남아서 C과 반응하는 함량이다. Ti*와 Nb*는 상기 관계식 2와 3에 의해 결정된다. 미세한 (Ti,Nb)C 석출물을 확보하기 위해서 상기 관계식 1의 값이 0.13~0.25를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1의 값이 0.13 이상이 되어야 유효한 (Ti,Nb)C, NbC 석출물이 석출하게 된다. 반면, 0.25 초과의 경우에는 (Ti,Nb)C, NbC 석출물이 조대하게되며, V과 결합하여 VC를 만들 수 있는 C의 양이 감소하게 된다.

[관계식 4]

0.24 ≤ (V/51)/(C*/12) ≤ 1.6

[관계식 5]

C* = C - 0.7*[(Nb-0.7*(93/14)N) + (Ti-0.7*(48/14)N)]

상기 관계식 4는 미세한 VC 석출물을 확보하기 위한 것이다. 관계식 4에서 C*는 총 C량에서 Ti, Nb와 반응하고 남아서 V과 반응하는 C의 함량이다. C*는 상기 관계식 5에 의해서 결정된다. 상기 관계식 4의 값이 0.24 미만인 경우 충분한 VC 석출물을 확보하기 어려우며, 상기 관계식 4의 값이 1.6을 초과하면 Ti, Nb 석출물과 마찬가지로 VC 석출물이 조대해지거나 오히려 석출물 개수가 줄어든다.

[관계식 6]

6≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30

상기 관계식 6은 P의 입계편석을 막기 위한 것이다. 관계식 6의 값이 6 미만인 경우 Fe-Mo-P 화합물 형성에 의한 P 입계편석 효과가 충분하지 못하며, 관계식 5의 값이 30 이상인 경우 저온 변태상 형성으로 충격에너지가 감소하게 된다.

본 발명의 성분계에서 석출물은 미세하게 분포할 수록 유리한데, 바람직하게는 석출물의 평균크기가 0.2㎛ 이하이다. 나아가, 본 발명의 성분계에는 0.2㎛ 이하의 석출물이 다량 분포하는데, 그 분포수는 특별히 제한하지 않는다. 바람직하게는 석출물의 분포수가 ㎟ 당 5X10⁹개 이상이 바람직하다.

이하, 본 발명의 강재를 제조하는 제조방법에 대해서 설명한다.

본 발명은 상기한 조성을 만족하는 강을 열간압연을 통해 열간압연판에 (Ti,Nb)C, NbC, VC 석출물의 평균크기가 0.2㎛ 이하를 만족하도록 하는데 특징이 있다. 열간압연판에서 (Ti,Nb)C, NbC, VC 의 평균 크기는 성분설계와 함께 재가열 온도, 권취온도 등의 제조공정에 영향을 받으며, 특히 열간압연 후의 냉각속도에 직접적인 영향을 받는다.

슬라브를 재가열하는 온도는 본 발명에서 중요하다. 만약, 재가열온도를 1100℃와 같이 연주과정에서 석출된 첨가 합금원소들이 충분히 재고용되는 온도 이하로 설정하면 열간압연 이후의 공정에서 (Ti,Nb)C, NbC 등의 석출물이 감소하게 된다. 따라서, 재가열 온도를 1100℃ 이상으로 유지함으로써 석출물의 재고용을 조장하고 적당한 크기의 오스테나이트 결정립도를 유지함으로써 소재의 강도수준도 향상시키면서 코일의 길이 방향으로 균일한 미세조직을 얻을 수 있다. 이때, 재가열대 온도가 너무 높으면 오스테나이트 결정립의 이상립 성장에 의하여 강도가 저하되므로 재가열대 온도 상한은 1350℃로 하는 것이 좋다.

상기 가열된 슬라브를 950~1100℃ 범위 재결정 및 미재결정 압연을 하고 780~880℃에서 마무리 열간압연을 60% 이상 압연하는 것이 바람직하다. 이는 압연 마무리 온 도가 너무 높으면 최종 조직이 조대하여 원하는 강도를 얻을 수 없으며, 너무 낮으면 마무리 압연기 설비부하 문제가 발생하기 때문이다.

열간압연을 마무리한 후, 런-아웃 테이블 상에서 10~50℃/sec의 속도로 수냉각을 실시함으로써 미세한 페라이트와 석출물을 형성하여 충분한 강도를 확보할 수 있다. 본 발명에 따라 미세한 석출물을 얻기 위하여 그 성분비를 제어하더라도 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 석출물의 평균 크기가 0.2㎛를 초과할 수 있다. 즉, 냉각속도가 빨라질수록 많은 수의 핵이 생성하여 석출물이 미세해지기 때문이다. 냉각속도가 빨라질 수록 석출물의 크기가 미세해지므로 냉각속도의 상한을 제한할 필요는 없으나, 냉각속도가 50℃/sec 보다 빨라지더라도 석출물 미세화 효과가 더 이상 커지지 않으므로 냉각속도는 10~50℃/sec가 보다 바람직하다.

권취온도는 400-600℃ 온도범위가 적당한데, 600℃보다 높으면 미세조직이 조대한 페라이트와 펄라이트로 형성되고 석출물이 너무 조대하게 성장하여 강도확보가 곤란하다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

하기 표1과 같은 화학성분을 갖는 발명강을 연속주조법에 의해 슬라브로 제조한 후, 이를 하기 표 3의 조건으로 60% 이상의 압하율로 열간압연하여 판재를 제조하 였다.

강종	C	Si	Mn	S	Nb	Ni	Mo	Ti	N	V	Cr
비교강 1	0.071	0.25	1.82	0.0011	0.057	0.22	0.19	0.021	0.0033	0.055	0.20
비교강 2	0.076	0.24	1.80	0.0012	0.055	0.21	0.17	0.022	0.0029	0.054	0.19
비교강 3	0.068	0.23	1.83	0.009	0.068	0.23	0.30	0.019	0.0038	0.058	0.15
발명강 1	0.072	0.25	1.85	0.0012	0.072	0.25	0.22	0.022	0.0034	0.057	0.20
발명강 2	0.052	0.24	1.78	0.0010	0.052	0.23	0.28	0.021	0.0036	0.049	0.13
발명강 3	0.063	0.22	1.79	0.0011	0.071	0.22	0.31	0.020	0.0031	0.048	0.13

강종	Ti*	Nb*	(Ti/48+Nb/93) /(C/12)	C*	(V/51) /(C*/12)	(Mo/93) /(P/31)	20nm 이하 석출물 수 (개/mm²)	석출물의 평균크기 (㎛)
비교강 1	0.013	0.042	0.12	0.033	0.22	5.4	4.6X10⁹	0.04
비교강 2	0.015	0.042	0.12	0.036	0.19	5.6	4.2X10⁹	0.04
비교강 3	0.010	0.050	0.13	0.026	0.29	11.4	5.2X10⁹	0.05
발명강 1	0.014	0.056	0.15	0.023	0.32	7.1	6.9X10⁹	0.03
발명강 2	0.012	0.048	0.18	0.010	0.66	10.9	7.3X10⁹	0.04
발명강 3	0.013	0.057	0.17	0.015	0.42	13.3	7.8X10⁹	0.04
Ti* = Ti - 0.7(48/14)N Nb = Nb-0.7(93/14)N C = C - 0.7[(Nb-0.7(93/14)N) + (Ti-0.7*(48/14)N)]

상기와 같이 열간압연된 판재들로부터 강재의 기계적 성질을 파악하기 위해 인장 시험편은 압연 방향에 대하여 시계 방향으로 30도 방향에서 채취하였으며, 이 방향은 스파이럴 파이프(spiral pipe) 조관시 파이프의 원주 방향에 대응하는 방향이다. 인장 시험편은 API 5L 규격 시험편을 이용하였으며, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/min에서 시험하였다.

발명재와 비교재의 항복강도와 인장강도는 하기 표 3에서 확인할 수 있다. 하기 표 3에서 볼 수 있듯이, 발명강들의 항복강도 및 인장강도는 비교강과 비교하여 유사하나, 저온충격인성 부분에서는 현저한 차이가 나타남을 알 수 있다.

구분	재가열 온도(℃)	마무리압연 온도(℃)	권취온도 (℃)	냉각속도 (℃/s)	두께 (mm)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	충격에너지(J) @-20℃
비교강 1	1085	763	505	17	18	542	717	200
비교강 2	1142	782	521	18	18	551	745	180
비교강 3	1172	783	493	19	18	583	773	230
발명강 1	1230	767	525	22	18	582	787	260
발명강 2	1202	762	578	17	18	568	751	290
발명강 3	1260	783	575	21	18	601	781	300

본 발명에서 상기 실시형태는 하나의 예시로서, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 특허 청구범위에 기재된 기술적 사상과 실질적으로 동일한 구성을 갖고 동일한 작용효과를 이루는 것은 어떠한 것이라도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

Claims

중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, S: 0.02% 이하, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하, Mo: 0.1~0.5%, Ni: 0.1~0.5%, V: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며,

상기 Ti, Nb, C, N 및 V 사이에는.

0.13≤ (Ti*/48+Nb*/93)/(C/12) ≤ 0.25;

0.24 ≤ (V/51)/(C*/12) ≤ 1.6; 및

6≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30;

(단, Ti* = Ti - 0.7*(48/14)N, Nb* = Nb-0.7*(93/14)N, C* = C - 0.7*[(Nb-0.7*(93/14)N) + (Ti-0.7*(48/14)N)]로 정의됨)

의 관계를 만족하고, 미세조직은 페라이트를 포함하며, (Ti, Nb)C, NbC 및 VC로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 석출물을 포함하고, 상기 석출물의 평균 크기는 0.2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
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제1항에 있어서, 상기 석출물의 분포수는 ㎟ 당 5X10⁹개 이상임을 특징으로 하는 고강도 강판.
중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, S: 0.02% 이하, Nb: 0.01~0.1%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하, Mo: 0.1~0.5%, Ni: 0.1~0.5%, V: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~0.5%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며,

상기 Ti, Nb, C, N 및 V 사이에는.

0.13≤ (Ti*/48+Nb*/93)/(C/12) ≤ 0.25;

0.24 ≤ (V/51)/(C*/12) ≤ 1.6; 및

6≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30;

(단, Ti* = Ti - 0.7*(48/14)N, Nb* = Nb-0.7*(93/14)N, C* = C - 0.7*[(Nb-0.7*(93/14)N) + (Ti-0.7*(48/14)N)]로 정의됨)

의 관계를 만족하는 강 슬라브에 대하여,

1100~1350℃로 재가열하는 재가열 단계;

950~1100℃ 범위에서 재결정 및 미재결정 압연하는 단계;

780~880℃에서 60% 이상의 압하율로 마무리 열간압연하는 단계;

런-아웃 테이블 상에서 10~50℃/sec의 속도로 수냉하는 단계; 및

400~600℃에서 권취하는 권취 단계;를 포함하며, 상기 권취된 강판의 미세조직은 페라이트를 포함하고 (Ti, Nb)C, NbC 및 VC로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 석출물을 포함하며, 상기 석출물의 평균 크기는 0.2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
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