KR102119975B1 - 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.03~0.055%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, Cr: 0.2~0.45%, Ni: 0.2~0.35%, Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.2~0.4%, P: 0.02%이하, S: 0.002%이하, Ca: 0.0005~0.004%, V: 0.01~0.04%, B: 0.0005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4의 조건을 만족하며, 미세조직은 면적%로, 폴리고날 페라이트: 1~5%, 애시큘러 페라이트: 60~75%, 베이니틱 페라이트: 20~30% 및 도상 마르텐사이트: 5% 이하를 포함하는 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 19 ≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30
[관계식 2] 1.42 ≤ Cr+2Mo+Cu+Ni+1000B ≤ 1.75
[관계식 3] 4 < {3C/12+Mn/55}×100 ≤ 4.9
[관계식 4] 600 ≤ 400C+6800Nb+600V+800Ti+300Al ≤ 820
(단, 상기 관계식 1 내지 4에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)

Description

저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH THICK STEEL PLATE FOR LINEPIPE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND DUCTILITY AS WELL AS LOW YIELD RATIO}

본 발명은 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 건축, 라인파이프 및 해양구조물 등의 용도로 사용 가능한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

채굴 및 수송환경이 가혹해짐에 따라 고강도 및 저온인성이 우수한 API 강재에 대한 요구가 점차 증가하고 있다. 또한, 원유 또는 가스 수송용 강관 사용시 수송 효율을 높이기 위하여 수송압력을 높이고 있으며 최근에는 수송압력이 120기압에 이르고 있다. 특히, 기후조건이 열악한 시베리아, 알래스카 등의 한랭지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서 유전지역의 풍부한 가스 자원을 라인파이프를 통해 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 활발히 진행 중에 있다. 이러한 라인파이프 프로젝트는 높은 수송가스의 압력뿐만 아니라 극저온과 지반의 변형에 대한 내구성을 고려하여 주로 후물재이면서 저온파괴인성과 저항복비 특성을 동시에 보유한 강재들이 적용되고 있다.

특히, 두께 20mm 이상의 후물 강재의 경우, 두께 중심부의 파괴전파 저항성 보증이 매우 중요하다. 강재의 두께가 증가하게 되면, 압연시 절대 압하량이 부족하고 충분한 냉각속도를 확보하기 어려워 페라이트 결정립이 조대해지고, 또한 중심부 편석 및 연주시 내부 크랙에 편석된 불순물에 의해 저온인성이 나빠지는 문제가 생긴다.

기존 라인파이프용 후물 강재에 대한 우수한 DWTT 연성파면율을 구현하기 위하여 많은 연구가 이루어져 왔다. 일반적으로 저온인성을 확보하기 위하여 후물 라인파이프 강재는 중심부 파괴전파 저항성 보증을 위해 초기 오스테나이트 입도를 미세화하거나 페라이트 변태 개시 온도(Ar3) 직상까지 저온 압연을 해야만 보증온도 -30℃ 수준의 중심부 파괴전파 저항성(DWTT 특성) 확보가 가능하다. 그러나, 이러한 강재는 슬라브 내에 석출 혹은 정출되어 있는 Nb(C,N)을 충분히 고용시키지 못하므로 Nb(C,N)의 재석출을 통한 석출강화 효과가 미비하다. 따라서 고가의 Mo나 Ni 등을 다량 합금 첨가하여 강도와 인성을 보상하는 제조법이 일반적으로 적용되고 있다. 이들 중 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 상기 기술은 슬라브 추출온도를 1000~1150℃로 하고 있으며, 압연은 Ar3이상에서 종료 후 냉각개시를 Ar3이하에서 수행하는 제조조건을 포함하고 있다. 특히 냉각개시온도를 Ar3-50℃~Ar3로 제한하고 있으며, 냉각종료는 300~550℃로 제한하고 있다. 이러한 제조조건을 통하여 평균입경이 5㎛ 이하인 페라이트를 50~80% 가지며, 종횡비가 6 이하인 베이나이트를 갖는 Dual phase(이상) 조직을 구현하여 DWTT 85% 연성파면율 천이온도 -20~-30℃를 구현하였다. 그러나 이러한 이상 조직으로는 고객사가 요구하는 최소 조건인 압연 방향 30도 방향에서의 항복강도가 540MPa 이상이고, 인장강도가 670MPa 이상이며, -60℃에서 충격에너지가 190J 이상이고, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -18℃ 이하이며, 항복비가 0.85 미만이고, 총연신율이 39% 이상인 강재를 제조하기에 많은 어려움이 있다.

일본 공개특허공보 제2010-077492호

본 발명의 일측면은 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.03~0.055%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, Cr: 0.2~0.45%, Ni: 0.2~0.35%, Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.2~0.4%, P: 0.02%이하, S: 0.002%이하, Ca: 0.0005~0.004%, V: 0.01~0.04%, B: 0.0005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4의 조건을 만족하며, 미세조직은 면적%로, 폴리고날 페라이트: 1~5%, 애시큘러 페라이트: 60~75%, 베이니틱 페라이트: 20~30% 및 도상 마르텐사이트: 5% 이하를 포함하는 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재를 제공한다.

[관계식 1] 19 ≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30

[관계식 2] 1.42 ≤ Cr+2Mo+Cu+Ni+1000B ≤ 1.75

[관계식 3] 4 < {3C/12+Mn/55}×100 ≤ 4.9

[관계식 4] 600 ≤ 400C+6800Nb+600V+800Ti+300Al ≤ 820

(단, 상기 관계식 1 내지 4에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.03~0.055%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, Cr: 0.2~0.45%, Ni: 0.2~0.35%, Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.2~0.4%, P: 0.02%이하, S: 0.002%이하, Ca: 0.0005~0.004%, V: 0.01~0.04%, B: 0.0005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1160~1300℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 1070~1140℃에서 추출하는 단계; 상기 추출된 강 슬라브를 930~960℃에서 압연 종료하여 강재를 얻는 1차 압연 단계; 상기 강재를 890~925℃까지 1차 수냉하는 단계; 상기 1차 수냉된 강재를 압연하고 840~860℃에서 종료하는 2차 압연 단계; 상기 2차 압연된 강재를 압연하고 770~820℃에서 종료하는 3차 압연 단계; 상기 3차 압연된 강재를 740~760℃에서 냉각 개시하여 2차 수냉하는 단계; 상기 2차 수냉된 강재를 400~520℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 강재를 10~40℃/s의 냉각속도로 100초 이상 3차 수냉하는 단계;를 포함하는 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1] 19 ≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30

[관계식 2] 1.42 ≤ Cr+2Mo+Cu+Ni+1000B ≤ 1.75

[관계식 3] 4 < {3C/12+Mn/55}×100 ≤ 4.9

[관계식 4] 600 ≤ 400C+6800Nb+600V+800Ti+300Al ≤ 820

(단, 상기 관계식 1 내지 4에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)

본 발명의 일측면에 따르면, 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 단, 하기 설명되는 합금조성의 단위는 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.03~0.055%

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나 다량 첨가되는 경우 슬라브를 주조할 때 두께 중심부에 편석을 조장하여 용접성, 성형성 및 인성을 저하시키는 원소이다. 상기 C가 0.03% 미만인 경우에는 본 발명이 목적으로 하는 강도를 얻기 위하여 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하며, 0.055%를 초과하는 경우에는 용접성, 성형성 및 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.03~0.055%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.031%인 것이 보다 바람직하고, 0.032%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.034%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.053%인 것이 보다 바람직하고, 0.051%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.049%인 것이 가장 바람직하다.

Si: 0.1~0.35%

Si는 용강을 탈산시키기 위해서 필요할 뿐만 아니라 고용강화 효과도 나타내는 원소이다. 상기 Si가 0.1 미만인 경우에는 용강의 탈산이 충분하지 않아 청정한 강을 얻기 어려우며, 0.35%를 초과하면 열간압연시 Si에 의한 적스케일이 형성되어 강판표면 형상이 매우 나쁘게 되며 연성도 저하시키는 단점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~0.35%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.13%인 것이 보다 바람직하고, 0.16%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.18%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.34%인 것이 보다 바람직하고, 0.33%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.32%인 것이 가장 바람직하다.

Mn: 1.7~2.2%

Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 1.7% 이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 2.2%를 초과하면 제강공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해치기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.7~2.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.73%인 것이 보다 바람직하고, 1.76%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.78%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.15%인 것이 보다 바람직하고, 2.1%인 것이 보다 더 바람직하며, 2.05%인 것이 가장 바람직하다.

Al: 0.01~0.04%

Al은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 있으나, 0.04% 초과시 저온 충격인성을 저해하고, 0.01% 미만에서는 탈산 효과가 불충분하여 인성이 저하시킨다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.04%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.025%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.038%인 것이 보다 바람직하고, 0.036%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.035%인 것이 가장 바람직하다.

Ti: 0.005~0.025%

Ti은 결정립을 미세화시키는데 아주 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 석출물을 형성시키고 이러한 TiC의 형성은 매우 미세하여 강의 강도를 대폭적으로 향상시킨다. 이러한 TiN 석출에 의한 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과 및 TiC 형성에 의한 강도 증가를 얻기 위해서는 적어도 0.005% 이상의 Ti이 첨가되어야 하나, 0.025%를 초과하는 경우에는 강판을 용접하여 강관으로 제조시 용융점까지 급열됨에 의해서 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성이 열화되는 단점이 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.025%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.012%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.024%인 것이 보다 바람직하고, 0.023%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.021%인 것이 가장 바람직하다.

N: 0.008% 이하

N의 성분 한정 사유는 상기 Ti 첨가에 기인한 것이다. 일반적으로 N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나, 강 중에 질소가 존재하면 할수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가급적 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN를 형성함으로써 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키고자 한다. 그러나, Ti의 일부는 N와 반응하지 않고 남아 이후의 공정에서 탄소와 반응하여야 하기 때문에 상기 N의 함량은 0.008%이하의 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. 한편, 상기 N 함량의 하한은 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.002%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003%인 것이 가장 바람직하다.

Nb: 0.08~0.12%

Nb은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 강의 강도도 크게 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 Nb를 적어도 0.08% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.12%를 초과하는 경우에는 과도한 Nb 탄질화물이 석출하여 강재의 인성에 유해하므로, 상기 Nb의 함량은 0.08~0.12%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.0803%인 것이 보다 바람직하고, 0.0806%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.081%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.117%인 것이 보다 바람직하고, 0.114%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.112%인 것이 가장 바람직하다.

Cr: 0.2~0.45%

Cr은 일반적으로 직접 급냉시 강의 경화능을 증가시킨다. 또한, Cr은 일반적으로 내부식성 및 내수소 균열성을 향상시킨다. 아울러, 시멘타이트와 탄화물이 집적되어 있어 열화한 충격특성을 보이며 조관 후 항복강도 저하에 영향을 미치는 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성을 얻을 수 있고, 조관 후 항복강도 저하를 감소시킬 수 있다. 이를 위해 Cr은 0.2% 이상을 첨가하는 것이 바람직하나 0.45%를 초과하는 경우에는 현장 용접 후 냉각 균열을 초래하는 경향이 있고, 강재 및 HAZ 인성을 악화시키는 경향이 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.2~0.45%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.21%인 것이 보다 바람직하고, 0.215%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.22%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.43%인 것이 보다 바람직하고, 0.41%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.39%인 것이 가장 바람직하다.

Ni: 0.2~0.35%

Ni은 오스테나이트 안정화 원소로서 펄라이트 형성을 억제하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트의 형성을 용이하게 하는 원소로서 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.35%를 초과하는 경우에는 고가의 원소이기 때문에 비용적으로 불리하고, 용접부 인성을 저해하는 단점이 있다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.2~0.35%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.23%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.27%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.34%인 것이 보다 바람직하고, 0.33%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.31%인 것이 가장 바람직하다.

Cu: 0.05~0.3%

Cu는 강 중에 고용되어 강도를 증가시키는데 필요한 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.3%를 초과하는 경우에는 슬라브에 크랙이 발생하기 쉬어진다는 단점이 있다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.05~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량의 하한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cu 함량의 상한은 0.28%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.23%인 것이 가장 바람직하다.

Mo: 0.2~0.4%

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 영향을 미치는 펄라이트 조직의 생성을 억제하여 양호한 충격인성을 얻을 수 있고, 조관 후 항복강도 저하를 감소시킬 수 있다. 상기 효과를 얻기 위하여 상기 Mo은 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.4%를 초과하는 경우에는 고가의 원소이기 때문에 비용적으로 불리하고, 용접저온 균열을 억제하고, 모재에 저온변태상이 생성되어 인성이 저하되는 단점이 있다. 따라서, 상기 Mo는 0.2~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.23%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.27%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.395%인 것이 보다 바람직하고, 0.39%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.385%인 것이 가장 바람직하다.

P: 0.02%이하

P은 강 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, 본 발명에서는 P의 함량을 최대한 낮게 제어하여야 한다. P이 첨가되면 강판의 중심부에 편석되고 균열 개시점 또는 진전 경로로 이용될 수 있다. 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 불순물로서 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P 함량을 0.02중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.017% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.013% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01% 이하인 것이 가장 바람직하다.

S: 0.002%이하

S도 역시 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가급적 감소시키는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 S 함량은 0.0019% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0017% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0015% 이하인 것이 가장 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 경우 MnS 개재물의 구상화 효과가 나타나지 않는다. 반면, 그 함량이 0.004%를 초과하는 경우에는 오히려 CaO계 개재물이 다량 생성되어 충격인성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Ca의 함량은 0.0005~0.004%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.0015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0018%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 0.0037%인 것이 보다 바람직하고, 0.0033%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003%인 것이 가장 바람직하다.

V: 0.01~0.04%

V은 Nb과 유사하지만 이보다는 덜 명백한 효과를 갖는다. 그러나, V을 Nb과 함께 첨가하는 경우 현저히 우수한 효과를 발휘하며, 강의 강도를 추가로 증가시킨다. 상기 효과를 위해서는 적어도 0.01% 이상을 첨가하여야 하나, 0.04%를 초과하는 경우에는 과도한 V 탄질화물이 석출하여 강재의 인성에 유해하며, 특히 용접열 영향부의 인성 및 이에 따른 현장 용접성을 저하시킨다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.01~0.04%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.022%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.039%인 것이 보다 바람직하고, 0038%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.037%인 것이 가장 바람직하다.

B: 0.0005%이하

상기 B는 저탄소강에서 경화능을 매우 향상시켜 저온 변태상의 형성을 용이하게 한다. 특히, Mo 및 Nb의 경화능 향상효과를 증대시키는 역할을 하며 결정립계의 강도를 증가시켜 입내균열을 억제한다. 그러나, 과도한 B의 첨가는 Fe23(C,B)6 석출에 의한 취화의 원인이 된다. 따라서, B의 함량은 다른 경화능 원소의 함량을 고려하여 결정해야 하며, 상기 B의 함량은 0.0005%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.00045%인 것이 보다 바람직하고, 0.0004%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.00035%인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 B 함량의 하한은 0.00003%인 것이 보다 바람직하고, 0.00006%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.00009%인 것이 가장 바람직하다.

본 발명의 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.

한편, 본 발명에서는 전술한 합금조성 뿐만 아니라 하기 관계식 1 내지 4를 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1 내지 4에 기재된 합금원소의 함량은 중량%이다.

[관계식 1] 19 ≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30

관계식 1은 P의 입계편석을 막기 위한 것이다. 관계식 1의 값이 19 미만인 경우 Fe-Mo-P 화합물 형성에 의한 P 입계편석 효과가 충분하지 못하며, 관계식 1의 값이 30를 초과하는 경우에는 경화능이 증가에 따른 저온 변태상 형성으로 충격에너지가 감소하게 된다.

[관계식 2] 1.42 ≤ Cr+2Mo+Cu+Ni+1000B ≤ 1.75

관계식 2는 미세한 침상형 페라이트를 얻기 위한 것이다. 관계식 2의 값이 1.42 미만이면 강도 확보가 곤란해지며, 1.75를 초과하면 되면 충격인성에 해가 되는 세퍼레이션이 발생할 가능성이 높아진다.

[관계식 3] 4 < {3C/12+Mn/55}×100 ≤ 4.9

관계식 3은 경한 제2상 조직인 도상 마르텐사이트(MA) 상의 형성을 억제하기 위한 것이다. C과 Mn의 증가는 슬라브의 응고온도를 낮추어 슬라브 중심의 편석을 조장하며, 델타 페라이트의 형성 구간을 좁게 하여 연주 중 슬라브의 균질화를 어렵게 한다. 또한 Mn은 슬라브 중심부에 편석되는 대표적인 원소로서 파이프의 연성을 해치는 제2상의 형성을 조장하며, C의 증가는 연주시 고상 및 액상의 공존 구간을 넓혀 편석을 심화시키게 된다. 따라서 관계식 3의 값이 4.9를 초과하는 경우에는 강도는 증가하나 상기의 이유로 슬라브의 비균질성이 증가하여 슬라브에 경한 제 2상이 형성되게 되어 강재 및 파이프의 저온인성을 떨어뜨리게 된다. 반면, 상기 관계식 3의 값이 4 이하인 경우에는 강재의 충격인성 확보에는 유리하나 강도 확보가 어려운 단점이 있다.

[관계식 4] 600 ≤ 400C+6800Nb+600V+800Ti+300Al ≤ 820

관계식 4는 미세한 고용강화 및 석출강화를 통한 강도를 확보하기 위한 것이다. 관계식 4의 값이 600 미만이면 강도 확보가 곤란해 지며, 820을 초과하면 되면 조직의 강도가 지나치게 증가하여 연신율 및 충격인성이 감소하는 단점이 있다.

본 발명의 라인파이프용 강재는 미세조직이 면적%로, 폴리고날 페라이트: 1~5%, 애시큘러 페라이트: 60~75%, 베이니틱 페라이트: 20~30% 및 도상 마르텐사이트: 5% 이하를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 폴리고날 페라이트는 인성과 연신율을 증가시키는 역할을 한다. 상기 폴리고날 페라이트의 분율이 1면적% 미만인 경우에는 인성과 연신율이 감소하는 단점이 있고, 5면적%를 초과하는 경우에는 강도가 하락하는 단점이 있다. 상기 애시큘러 페라이트는 강도를 확보하는 역할을 한다. 상기 애시큘러 페라이트의 분율이 60면적% 미만인 경우에는 강도가 하락하는 단점이 있고, 75면적%를 초과하는 경우에는 저온 인성이 감소하는 단점이 있다. 상기 베이니틱 페라이트는 강도를 확보하는 역할을 한다. 상기 베이니틱 페라이트의 분율이 20면적% 미만인 경우에는 강도가 하락하는 단점이 있고, 30면적%를 초과하는 경우에는 저온 인성이 감소하는 단점이 있다. 한편, 본 발명에서 도상 마르텐사이트는 저온인성에 영향을 미치는 불순조직이다. 다만, 제조공정상 불가피하게 형성되는 것을 고려하여 본 발명에서는 상기 도상 마르텐사이트 분율의 상한을 5면적%로 제어한다.

상기 폴리고날 페라이트는 평균 유효 결정립 크기가 13㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 제어함으로써 저온인성을 증가 시키는 효과를 얻을 수 있다.

상기 애시큘러 페라이트는 평균 유효 결정립 크기가 11㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 제어함으로써 강도를 확보하며 저온인성 열화를 억제하는 효과를 얻을 수 있다.

상기 베이니틱 페라이트는 평균 유효 결정립 크기가 14㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 제어함으로써 강도를 확보하며 저온인성 열화를 억제하는 효과를 얻을 수 있다.

상기 도상 마르텐사이트는 평균 유효 결정립 크기가 0.8㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 제어함으로써 저온인성이 감소하는 것을 최소화하는 효과를 얻을 수 있다.

한편, 전술한 상기 평균 유효 결정립이란 결정립을 구형으로 가정한 후 EBSD를 이용하여 평균하여 구한 값이다.

전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 라인파이프용 강재는 상기 강재는 압연방향에 대하여 30도 방향에서의 항복강도가 550MPa 이상이고, 인장강도가 660MPa 이상이며, 항복비가 0.83 이하이고, -10℃에서의 세퍼레이션 길이가 5mm 미만이며, -10℃에서의 충격에너지가 320J 이상이고, 총연신율이 42% 이상이며, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -30℃ 이하로서 저항복비를 가지면서도 우수한 강도, 저온인성 및 연신율을 확보할 수 있다. 한편, 당해 기술분야에서 통상적으로 강재의 압연방향에 대하여 30도 방향에서의 항복강도는 강재의 항복강도 중 가장 낮은 값을 갖는 것으로 알려져 있으며, 본 발명에서는 상기와 같이 높은 항복강도를 확보할 수 있다. 또한, 본 발명의 강재는 두께가 20mm 이상인 후물재일 수 있다.

이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.

우선, 전술한 합금조성과 관계식 1 내지 4를 만족하는 강 슬라브를 1160~1300℃에서 가열한다. 만약, 상기 강 슬라브 가열온도가 연주과정에서 석출된 첨가 합금원소들이 충분히 재고용되는 온도인 1160℃ 미만인 경우에는 열간압연 이후의 공정에서 (Ti,Nb)C, NbC 등의 석출물이 감소하게 된다. 따라서, 상기 강 슬라브 가열온도를 1160℃ 이상으로 유지함으로써 석출물의 재고용을 조장하고 적당한 크기의 오스테나이트 결정립도를 유지함으로써 소재의 강도도 향상시키면서 코일의 길이 방향으로 균일한 미세조직을 얻을 수 있다. 반면, 상기 강 슬라브 가열온도가 1300℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하되고 인성이 열위해지는 단점이 있다. 따라서, 상기 강 슬라브 가열온도는 1160~1300℃인 것이 바람직하다. 상기 가열온도의 하한은 1165℃인 것이 보다 바람직하고, 1170℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1180℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 가열온도의 상한은 1280℃인 것이 보다 바람직하고, 1260℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1240℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 강 슬라브 가열시 가열시간은 55분 이상인 것이 바람직하다. 상기 가열시간인 55분 미만인 경우에는 연주과정에서 석출된 합금원소들을 충분히 고용시키기 어려우며, 슬라브 두께와 길이 방향의 균열도가 낮아 압연성이 열위하고 최종 강판의 물성편차를 야기할 수 있다. 따라서, 상기 강 슬라브 가열시 가열시간은 55분 이상인 것이 바람직하며, 가능한 많은 시간 행하여지는 것이 바람직하나, 생산성을 고려하여 90분 이하로 행하여지는 것이 바람직하다.

이후, 상기 가열된 강 슬라브를 1070~1140℃에서 추출한다. 상기 추출온도가 1070℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 증가하여 설비에 무리가 가는 단점이 있고, 1140℃를 초과하는 경우에는 재결정 오스테나이트 크기가 조대해지는 단점이 있다. 따라서, 상기 추출온도는 1070~1140℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 추출온도의 하한은 1080℃인 것이 보다 바람직하고, 1090℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 추출온도의 상한은 1138℃인 것이 보다 바람직하고, 1136℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1134℃인 것이 가장 바람직하다.

이후, 상기 추출된 강 슬라브를 930~960℃에서 압연 종료하여 강재를 얻는 1차 압연을 수행한다. 상기 1차 압연종료온도가 930℃ 미만인 경우에는 압연하중이 증가하는 단점이 있고, 960℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대해 지는 단점이 있다. 따라서, 상기 1차 압연종료온도는 930~960℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 압연종료온도의 하한은 934℃인 것이 보다 바람직하고, 937℃인 것이 보다 더 바람직하며, 940℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 압연종료온도의 상한은 957℃인 것이 보다 바람직하고, 953℃인 것이 보다 더 바람직하며, 950℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 1차 압연시 강 슬라브를 패스당 12% 이상의 압하율로 3회 이상 압연하는 것이 바람직하다. 패스당 12% 이상의 압하율로 3회 이상 압연하지 않는 경우에는 재결정이 100% 발생하지 않을 수 있으며, 재결정 조직을 미세화하는 것이 어려울 수 있다.

이후, 상기 강재를 890~925℃까지 1차 수냉한다. 상기 1차 냉각정지온도가 890℃ 미만인 경우에는 압연하중이 증가하는 단점이 있고, 925℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정이 조대해지는 단점이 있다. 따라서, 상기 1차 냉각정지온도는 890~925℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 하한은 895℃인 것이 보다 바람직하고, 900℃인 것이 보다 더 바람직하며, 910℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 상한은 923℃인 것이 보다 바람직하고, 921℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 1차 냉각시, 냉각속도는 20~40℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도가 20℃/s 미만일 경우에는 슬라브 두께 방향으로 균열도가 낮아 최종 강판의 물성편차를 야기할 수 있다. 특히, 슬라브 중심부의 온도 감소가 미비하여 재결정역 저온 압연 효과를 기대할 수 없다. 이로 인해 최종 강판의 두께 중심부에 조대 베이나이트가 형성되어 DWTT 특성이 열화될 수 있다. 한편, 상기 냉각속도는 설비 특성상 40℃/s를 초과하기 어렵다. 따라서, 상기 1차 수냉시 냉각속도는 20~40℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 수냉시 냉각속도의 하한은 22℃/s인 것이 보다 바람직하고, 23℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 25℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 수냉시 냉각속도의 상한은 38℃/s인 것이 보다 바람직하고, 36℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 35℃/s인 것이 가장 바람직하다.

이후, 상기 1차 수냉된 강재를 압연하고 840~860℃에서 종료하는 2차 압연한다. 상기 2차 압연종료온도가 860℃를 초과하는 경우에는 압연 중 형성된 변형대가 소멸되어 압연의 효과가 사라지게 되며, 840℃ 미만인 경우에는 3차 압연시 압연 하중이 증가하게 되어 압연이 어렵게 되는 문제점이 있다. 상기 2차 압연종료온도의 하한은 842℃인 것이 보다 바람직하고, 844℃인 것이 보다 더 바람직하며, 846℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 압연종료온도의 상한은 858℃인 것이 보다 바람직하고, 856℃인 것이 보다 더 바람직하며, 854℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 2차 압연시 강재를 패스당 20% 이상의 압하율로 3회 이상 압연하는 것이 바람직하다. 후물재의 경우 슬라브 중심부 조직을 균일하게 미세화하는 게 중요하며, 중심부까지 압하량을 충분히 가하기 위해서는 패스당 20% 이상의 압하율로 3회 이상 압연하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 2차 압연된 강재를 압연하고 770~820℃에서 종료하는 3차 압연한다. 상기 3차 압연종료온도가 820℃를 초과하는 경우에는 최종 미세조직이 조대하여 원하는 강도 및 충격인성을 얻을 수 없으며, 770℃ 미만인 경우에는 항복비가 열화될 수 있고, 마무리 압연기의 설비부하 문제가 발생할 수 있다. 상기 3차 압연종료온도의 하한은 775℃인 것이 보다 바람직하고, 778℃인 것이 보다 더 바람직하며, 790℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 3차 압연종료온도의 상한은 817℃인 것이 보다 바람직하고, 813℃인 것이 보다 더 바람직하며, 810℃인 것이 가장 바람직하다.

한편, 본 발명에서는 상기 2차 및 3차 압연이 미재결정역 압연에 해당한다. 미재결정역 압연에 해당하는 상기 2차 및 3차 압연시 누적압하율은 80% 초과인 것이 바람직하다. 상기 누적압하율이 80% 이하인 경우에는 오스테나이트가 충분히 찌그러지지 않아 미세한 변태 조직을 얻기 어려울 수 있다. 따라서, 상기 2차 및 3차 압연시 누적압하율은 80% 초과인 것이 바람직하다. 상기 2차 및 3차 압연시 누적압하율은 82% 이상인 것이 보다 바람직하고, 84% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 85% 이상인 것이 가장 바람직하다.

이후, 상기 3차 압연된 강재를 740~760℃에서 냉각 개시하여 10~40℃/s의 냉각속도로 2차 수냉한다. 상기 2차 수냉 개시온도가 740℃ 미만이거나 760℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 얻고자 하는 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 분율을 확보하기 어려울 수 있다. 또한, 미세한 석출물을 얻기 위하여 합금조성 및 기타 제조조건을 제어하더라도 상기 2차 수냉시 냉각속도가 10℃/s 미만이면 석출물의 평균 크기가 조대해질 수 있다. 이는 냉각속도가 빨라질수록 많은 수의 핵이 생성하여 석출물이 미세해지기 때문이다. 냉각속도가 빨라질수록 석출물의 크기가 미세해지므로 냉각속도의 상한을 제한할 필요는 없으나, 냉각속도가 40℃/s 보다 빨라지더라도 석출물 미세화 효과가 더 이상 커지지 않으므로 상기 수냉시 2차 냉각속도는 10~40℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 수냉 개시온도의 하한은 742℃인 것이 보다 바람직하고, 744℃인 것이 보다 더 바람직하며, 746℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 수냉 개시온도의 상한은 758℃인 것이 보다 바람직하고, 756℃인 것이 보다 더 바람직하며, 754℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 수냉시 냉각속도의 하한은 12℃/s인 것이 보다 바람직하고, 14℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 16℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 수냉시 냉각속도의 상한은 38℃/s인 것이 보다 바람직하고, 36℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 35℃/s인 것이 가장 바람직하다.

이후, 상기 2차 수냉된 강재를 400~520℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 520℃를 초과하는 경우에는 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 분율이 줄어들고 도상 마르텐사이트 분율이 증가하고, 석출물이 너무 조대하게 성장하여 강도와 저온인성 확보가 곤란하며, 반면, 400℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 등이 형성되어 충격 특성이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 권취온도는 400~520℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 415℃인 것이 보다 바람직하고, 430℃인 것이 보다 더 바람직하며, 440℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 510℃인 것이 보다 바람직하고, 500℃인 것이 보다 더 바람직하며, 490℃인 것이 가장 바람직하다.

이후, 상기 권취된 강재를 100초 이상 3차 수냉한다. 상기 3차 수냉을 100초 이상으로 실시함으로써 권취후 코일의 복열을 방지하여 내권부가 추가 석출에 의해 인성이 저하하는 것을 막을 수 있다. 상기 3차 수냉 시간은 105초 이상인 것이 보다 바람직하고, 110초 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 115초 이상인 것이 가장 바람직하다. 상기 3차 수냉 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.

상기 3차 수냉시 냉각속도는 10~40℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 3차 수냉시 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 코일 내부의 잠열을 효과적으로 냉각시키지 못하는 단점이 있고, 40℃/s를 초과하는 경우에는 코일 외권부에 도상 마르텐사이트 분율이 증가하는 단점이 있다. 따라서, 상기 3차 수냉시 냉각속도는 10~40℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 3차 수냉시 냉각속도의 하한은 12℃/s인 것이 보다 바람직하고, 14℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 16℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 3차 수냉시 냉각속도의 상한은 38℃/s인 것이 보다 바람직하고, 36℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 34℃/s인 것이 가장 바람직하다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 용강을 연속주조법에 의해 강 슬라브로 제조한 뒤, 상기 강 슬라브를 1160~1300℃에서 가열한 뒤, 하기 표 3 및 4에 기재된 조건으로 추출한 뒤, 압연, 귄취 및 냉각하여 두께 21.6mm의 열연강재를 제조하였다. 이 때, 1차 압연 즉, 재결정역 압연 종료 온도는 930~960℃였다. 이와 같이 제조된 열연강재에 대하여 미세조직의 종류 및 분율과 유효 결정립 크기, 그리고 기계적 물성들을 측정한 뒤, 하기 표 5 및 6에 나타내었다. 이 때, 항복강도는 압연방향에 대하여 30도 방향에서의 항복강도를 측정하였다.

한편, 세퍼레이션 길이 및 DWTT 연성파면율은 열연강재의 파단면을 촬영한 뒤 이미지 분석기를 이용하여 측정하였다.

강종No.	합금조성(중량%)
	C	Mn	Si	Nb	Ti	V	Cr	Mo	Ni	Cu
발명강1	0.04	1.89	0.29	0.089	0.019	0.025	0.25	0.28	0.30	0.20
발명강2	0.043	1.79	0.31	0.095	0.018	0.024	0.23	0.34	0.28	0.18
발명강3	0.035	2.0	0.20	0.082	0.017	0.034	0.25	0.38	0.28	0.18
발명강4	0.05	1.88	0.28	0.11	0.019	0.028	0.38	0.32	0.33	0.21
발명강5	0.048	2.0	0.19	0.10	0.02	0.036	0.32	0.31	0.28	0.22
비교강1	0.05	1.7	0.32	0.08	0.015	0.028	0.12	0.26	0.41	0.22
비교강2	0.063	2.1	0.28	0.11	0.022	0.038	0.21	0.33	0.43	0.16
비교강3	0.085	2.2	0.32	0.11	0.012	0.022	0.23	0.30	0.43	0.22
비교강4	0.063	2.1	0.28	0.12	0.021	0.023	0.20	0.32	0.45	0.13
비교강5	0.044	1.9	0.29	0.12	0.022	0.021	0.20	0.48	0.71	0.22

강종No.	합금조성(중량%)
	Al	P	S	N	Ca	B	관계식1	관계식2	관계식3	관계식4
발명강1	0.030	0.0043	0.0009	0.0044	0.0020	0.0002	21	1.51	4.44	660.4
발명강2	0.031	0.0056	0.0012	0.0038	0.0025	0.0003	19.6	1.67	4.33	701.3
발명강3	0.031	0.0052	0.0011	0.0041	0.0022	0.0002	23.6	1.67	4.51	614.9
발명강4	0.034	0.0049	0.0014	0.0043	0.0023	0.0001	21.1	1.66	4.67	810.2
발명강5	0.031	0.0048	0.0008	0.0032	0.0023	0.0003	20.9	1.74	4.84	746.1
비교강1	0.010	0.016	0.0019	0.0031	0.0032	0.0002	5.2	1.47	4.34	595.8
비교강2	0.040	0.017	0.0012	0.0030	0.0028	0.0001	6.3	1.56	5.39	825.6
비교강3	0.050	0.021	0.0014	0.0038	0.0031	0.0001	4.6	1.58	6.13	819.8
비교강4	0.048	0.013	0.0015	0.0040	0.0025	0.0001	7.9	1.52	5.39	886.2
비교강5	0.042	0.003	0.0016	0.0030	0.0029	0.0002	51.7	2.29	4.55	876.4
[관계식 1] (Mo/96)/(P/31) [관계식 2] Cr+2Mo+Cu+Ni+1000B [관계식 3] {3C/12+Mn/55}×100 [관계식 4] 400C+6800Nb+600V+800Ti+300Al

구분	강종No.	가열 시간 (분)	추출 온도 (℃)	1차 압연시 패스당 압하율 12% 이상의 압연 횟수(회)	1차 압연 종료 온도 (℃)	1차 냉각 속도 (℃/s)	1차 냉각 정지온도 (℃)	2차 압연시 패스당 압하율 20% 이상의 압연 횟수(회)	2차 압연 종료온도 (℃)
발명예1	발명강1	61	1120	3	951	24	921	3	842
발명예2	발명강2	60	1106	3	945	36	925	3	858
발명예3	발명강3	60	1111	3	940	24	918	3	852
발명예4	발명강4	62	1127	3	943	35	917	3	849
발명예5	발명강5	84	1132	3	934	27	922	3	842
비교예1	비교강1	58	1198	3	942	25	924	3	841
비교예2	비교강2	66	1146	3	953	17	922	2	844
비교예3	비교강3	65	1151	3	936	27	918	3	852
비교예4	비교강4	58	1153	3	941	18	924	3	851
비교예5	비교강5	42	1201	3	934	25	911	2	857
비교예6	발명강1	50	1210	2	928	22	898	2	884
비교예7	발명강2	51	1206	2	972	17	945	2	876
비교예8	발명강3	43	1232	2	965	18	934	1	899

구분	3차 압연 종료온도 (℃)	2차 및 3차 압연시 누적 압하율 (%)	2차 냉각 개시온도 (℃)	2차 냉각속도 (℃/s)	권취온도 (℃)	3차 냉각속도 (℃/s)	3차 수냉시간 (초)
발명예1	798	81	756	11	478	22	110
발명예2	803	83	746	18	512	13	121
발명예3	813	82	748	15	445	31	118
발명예4	811	82	753	16	412	38	103
발명예5	812	85	751	14	493	25	102
비교예1	798	81	758	14	562	8	102
비교예2	799	83	755	16	476	22	112
비교예3	805	83	756	12	478	21	125
비교예4	812	81	748	15	456	31	120
비교예5	811	81	749	7	523	11	145
비교예6	859	74	832	8	560	7	12
비교예7	846	72	822	10	546	8	23
비교예8	858	71	836	11	601	7	24

구분	폴리고날 페라이트		애시큘러 페라이트		베이니틱 페라이트		도상 마르텐사이트
	분율 (면적%)	평균 유효 결정립 크기 (㎛)	분율 (면적%)	평균 유효 결정립 크기 (㎛)	분율 (면적%)	평균 유효 결정립 크기 (㎛)	분율 (면적%)	평균 유효 결정립 크기 (㎛)
발명예1	2	12	75	8	22	13	1	0.5
발명예2	3	11	74	9	22	14	1	0.7
발명예3	2	12	71	11	26	12	1	0.4
발명예4	5	10	68	8	26	12	1	0.8
발명예5	4	13	66	10	29	12	1	0.5
비교예1	2	18	55	13	41	22	2	1
비교예2	3	15	60	9	33	16	4	1.2
비교예3	5	14	61	8	29	15	5	1.4
비교예4	2	12	66	7	26	15	6	1.2
비교예5	6	18	61	14	28	23	5	2.2
비교예6	12	22	53	16	27	26	8	3
비교예7	15	23	35	17	43	28	7	3
비교예8	14	28	36	19	45	35	5	2

구분	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	항복비	총연신율 (%)	충격에너지 (J, @-10℃)	세퍼레이션 길이 (mm, @-10℃)	DWTT 연성파면율이 85% 이상을 만족하는 최저온도(℃)
발명예1	573	735	0.78	44	366	0	-30
발명예2	560	693	0.81	42	360	0	-30
발명예3	575	722	0.80	42	336	2	-30
발명예4	590	715	0.83	44	356	0	-30
발명예5	576	723	0.80	45	363	1	-30
비교예1	532	648	0.82	36	145	9	-5
비교예2	543	655	0.83	38	189	8	-7
비교예3	542	651	0.83	39	184	5	-10
비교예4	551	648	0.85	37	187	7	-9
비교예5	547	648	0.84	38	165	5	-3
비교예6	513	657	0.78	44	185	8	-11
비교예7	509	665	0.77	44	183	9	-12
비교예8	598	632	0.95	45	176	15	-5

상기 표 1 내지 6에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 미세한 유효 결정립 크기를 갖는 폴리고날 페라이트, 애시큘러 페라이트, 베이니틱 페라이트 및 도상 마르텐사이트를 적정 분율로 확보함에 따라 항복강도가 550MPa 이상이고, 인장강도가 660MPa 이상이며, 항복비가 0.83 이하이고, -10℃에서의 세퍼레이션 길이가 5mm 미만이며, -10℃에서의 충격에너지가 320J 이상이고, 총연신율이 42% 이상이며, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -30℃ 이하로서 우수한 강도, 저온인성 및 연신율은 물론 저항복비 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.

그러나, 비교예 1 내지 5의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하지 않아, 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 확보하지 못하였으며, 이로 인해 기계적 물성 또한 양호하지 않음을 알 수 있다.

비교예 6 내지 8의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건을 만족하지 않아, 본 발명의 미세조직 종류 및 분율을 확보하지 못하였으며, 이로 인해 기계적 물성 또한 양호하지 않음을 알 수 있다.

Claims (13)

1. 중량%로, C: 0.03~0.055%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, Cr: 0.2~0.45%, Ni: 0.2~0.35%, Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.2~0.4%, P: 0.02%이하, S: 0.002%이하, Ca: 0.0005~0.004%, V: 0.01~0.04%, B: 0.0005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
   하기 관계식 1 내지 4의 조건을 만족하며,
   미세조직은 면적%로, 폴리고날 페라이트: 1~5%, 애시큘러 페라이트: 60~75%, 베이니틱 페라이트: 20~30% 및 도상 마르텐사이트: 5% 이하를 포함하는 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재.
   [관계식 1] 19 ≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30
   [관계식 2] 1.42 ≤ Cr+2Mo+Cu+Ni+1000B ≤ 1.75
   [관계식 3] 4 < {3C/12+Mn/55}×100 ≤ 4.9
   [관계식 4] 600 ≤ 400C+6800Nb+600V+800Ti+300Al ≤ 820
   (단, 상기 관계식 1 내지 4에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)
   
2. 청구항 1에 있어서,
   상기 폴리고날 페라이트는 평균 유효 결정립 크기가 13㎛ 이하인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재.
   
3. 청구항 1에 있어서,
   상기 애시큘러 페라이트는 평균 유효 결정립 크기가 11㎛ 이하인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재.
   
4. 청구항 1에 있어서,
   상기 베이니틱 페라이트는 평균 유효 결정립 크기가 14㎛ 이하인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재.
   
5. 청구항 1에 있어서,
   상기 도상 마르텐사이트는 평균 유효 결정립 크기가 0.8㎛ 이하인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재.
   
6. 청구항 1에 있어서,
   상기 강재는 압연방향에 대하여 30도 방향에서의 항복강도가 550MPa 이상이고, 인장강도가 660MPa 이상이며, 항복비가 0.83 이하이고, -10℃에서의 세퍼레이션 길이가 5mm 미만이며, -10℃에서의 충격에너지가 320J 이상이고, 총연신율이 42% 이상이며, DWTT 연성파면율 85% 이상을 만족하는 최저온도가 -30℃ 이하인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재.
   
7. 중량%로, C: 0.03~0.055%, Si: 0.1~0.35%, Mn: 1.7~2.2%, Al: 0.01~0.04%, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.008% 이하, Nb: 0.08~0.12%, Cr: 0.2~0.45%, Ni: 0.2~0.35%, Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.2~0.4%, P: 0.02%이하, S: 0.002%이하, Ca: 0.0005~0.004%, V: 0.01~0.04%, B: 0.0005%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1160~1300℃에서 가열하는 단계;
   상기 가열된 강 슬라브를 1070~1140℃에서 추출하는 단계;
   상기 추출된 강 슬라브를 930~960℃에서 압연 종료하여 강재를 얻는 1차 압연 단계;
   상기 강재를 890~925℃까지 1차 수냉하는 단계;
   상기 1차 수냉된 강재를 압연하고 840~860℃에서 종료하는 2차 압연 단계;
   상기 2차 압연된 강재를 압연하고 770~820℃에서 종료하는 3차 압연 단계;
   상기 3차 압연된 강재를 740~760℃에서 냉각 개시하여 10~40℃/s의 냉각속도로 2차 수냉하는 단계;
   상기 2차 수냉된 강재를 400~520℃에서 권취하는 단계; 및
   상기 권취된 강재를 100초 이상 3차 수냉하는 단계;를 포함하는 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법.
   [관계식 1] 19 ≤ (Mo/96)/(P/31) ≤ 30
   [관계식 2] 1.42 ≤ Cr+2Mo+Cu+Ni+1000B ≤ 1.75
   [관계식 3] 4 < {3C/12+Mn/55}×100 ≤ 4.9
   [관계식 4] 600 ≤ 400C+6800Nb+600V+800Ti+300Al ≤ 820
   (단, 상기 관계식 1 내지 4에 기재된 합금원소의 함량은 중량%임.)
   
8. 청구항 7에 있어서,
   상기 강 슬라브의 가열 시간은 55분 이상인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법.
   
9. 청구항 7에 있어서,
   상기 1차 압연시 강 슬라브를 패스당 12% 이상의 압하율로 3회 이상 압연하는 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법.
   
10. 청구항 7에 있어서,
    상기 1차 수냉시, 냉각속도는 20~40℃/s인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법.
    
11. 청구항 7에 있어서,
    상기 2차 압연시 강재를 패스당 20% 이상의 압하율로 3회 이상 압연하는 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법.
    
12. 청구항 7에 있어서,
    상기 2차 및 3차 압연시 누적압하율은 80% 초과인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법.
    
13. 청구항 7에 있어서,
    상기 3차 수냉시, 냉각속도는 10~40℃/s인 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재의 제조방법.