KR100711371B1

KR100711371B1 - 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100711371B1
Application number: KR1020050126448A
Authority: KR
Inventors: 유장용; 안성수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-20
Filing date: 2005-12-20
Publication date: 2007-04-30
Anticipated expiration: 2025-12-20

Abstract

건축, 해양구조물 및 라인파이프용으로 주로 사용되고, 극저온 인성이 우수한 항복강도 485MPa 이상의 후강판과 그 제조방법이 제공된다.

이 후강판은 중량%로 C: 0.04-0.1%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 1.2-2.0%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.02%이하, S: 0.005%이하, Ti: 0.005-0.02%, N: 0.002-0.01%, Nb: 0.02-0.07%, Ni: 0.3% 이하, Mo: 0.1-0.3%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에 따르면, 항복강도 485MPa 이상 및 극저온에서 우수한 취성파괴 정지특성을 갖는 후강판을 제공할 수 있다.

라인파이프, 취성파괴 정지특성, 후판, 재결정 압연, Mo

Description

극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법{Thick steel sheet for linepipes having excellent excessive low temperature toughness and the method for manufacturing the same}

도1은 본 발명의 발명재(2)의 광학 현미경 조직을 나타내는 사진이다.

도2는 본 발명의 비교재(8)의 광학 현미경 조직을 나타내는 사진이다.

일본 공개특허공보 평4-021719호

일본 공개특허공보 평5-214486호

본 발명은 건축, 해양구조물 및 라인파이프용으로 주로 사용되는 후강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는 485MPa 이상의 항복강도를 확보하고, 극저온에서 우수한 취성파괴 정지특성을 갖는 후판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 기후조건이 열악한 시베리아, 알라스카의 유전 개발 등의 한랭지 유전 개발에 따라 라인파이프용 강재의 저온인성 요구조건이 강화되어 기존의 0℃ 및 -10℃ 보증에서 최근에는 -20℃ 및 -40℃ 보증의 강재를 요구하고 있다.

라인파이프용 강재가 저온에서 안전하게 사용되기 위해서는 취성파괴 정지 특성을 나타내는 DWTT특성이 필수적으로 우수해야 한다. 종래 환경에서는 DWTT 연성 파면율이 -20℃에서 85% 이상이면 사용이 가능했으나, 한랭지 환경에서는 DWTT 연성 파면율이 -40℃에서 85% 이상인 강재가 요구되고 있다.

우수한 저온 인성을 지닌 고강도 후판을 제조하기 위해서 전 세계에 걸쳐 많은 시도가 이루어지고 있으며, 그 대표적인 종래기술로는 일본 공개특허공보 평4-021719호 및 평 5-214486호가 있다.

상기 종래기술들 중 일본 공개특허공보 평 4-021719호에 제안된 기술요지는 C: 0.10% 이하, Si: 0.10~0.35%, Mn: 0.8-2.0%, P: 0.25% 이하, S: 0.006%이하, Sol.Al: 0.01~0.04%, Nb: 0.015~0.1%, Ti: 0.015~0.05%, V을 첨가하는 경우는 V: 0.02~0.08%로 하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하고, 사상압연 시작온도 1000℃ 이하, 사상압연 종료온도 700~850℃의 범위에서, X = 4.337 * 최종판두께 (mm) + 0.1163 * 가열온도(℃) 17.69 * 사상압연전 슬라브두께(mm)/최종판두께(mm) + 451.9 * (%C) 29.36 * (%Mn) - 138 로 표시되는 지수 X가 X ≤ 표준 DWTT 85%SATT(℃) - 10℃로 되는 조건으로 열간압연하는 것을 특징으로 하는 ERW 강관의 제조방법에 관한 것이다.

그러나 이와 같은 제조방법은 -40℃에서 취성파괴 정지특성을 만족하는 즉, -40℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상인 후물 강재(두께 20mm 이상) 제조에는 적용할 수 없다. 이는 20mm 이상의 후물재를 제조하기 위해서는 사상압연 전 슬라브 두께가 110mm 이상이 되어 압연 패스당 25% 이상의 강압하를 요하는 등 통상의 후판 압연기로는 적용이 가능하지 않기 때문이다.

또한, 상기 종래기술들 중 일본 공개특허공보 평 5-214486호에 제안된 기술요지는 C: 0.01~0.2%, Si: 0.02~2.0%, Mn: 0.50~2.5%, Mo: 0.10~2.5%를 기본성분으로 하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성된 강으로서, 그 미세조직이 페라이트+ 도상 마르텐사이트(martensite-Austenite constituent)의 2상조직으로, 그 결정립의 최대길이가 20㎛이하인 것을 특징으로 하는 고강도 전봉강관 용강 및 상기 조성의 강을 Ar₃이상의 온도에서 열간압연하고, Ar₃이상의 온도에서부터 15℃/초의 냉각속도로 냉각한 다음 이후 250℃ 이하의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 전봉강관 용강의 제조방법에 관한 것이다.

그러나 상기 방법은 냉각 종료온도가 250℃ 이하로 후판에 적용시에는 판변형 문제 등으로 인하여 양산 적용이 어려운 단점이 있다.

본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, Mo, Nb 및 Ti을 복합첨가하고, 열간압연 공정 중 재결정역과 미재결정역 사이에서 강판을 수냉한 후 미재결정역에서 강압하 압연을 실시함으로써 항복강도 485MPa 이상 및 극저온에서 우수한 취성파괴 정지특성이 갖는 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C: 0.04-0.1%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 1.2-2.0%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.02%이하, S: 0.005%이하, Ti: 0.005-0.02%, N: 0.002-0.01%, Nb: 0.02-0.07%, Ni: 0.3% 이하, Mo: 0.1-0.3%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로 C: 0.04-0.1%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 1.2-2.0%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.02%이하, S: 0.005%이하, Ti: 0.005-0.02%, N: 0.002-0.01%, Nb: 0.02-0.07%, Ni: 0.3% 이하, Mo: 0.1-0.3%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하고, 1050℃ 이상에서 재결정압연한 다음 2℃/s 이상의 냉각속도로 950℃까지 냉각한 후 950~700℃ 범위에서 누적압하량 70% 이상으로 열간압연하고, 이후 5℃/s 이상의 냉각속도로 400~550℃의 온도 범위까지 수냉한 다음 상온까지 공냉하는 극저온 인성이 우수 한 라인파이프용 후강판의 제조 방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명자들은 설비 및 판변형 등의 고려시 양산적용이 용이하며 극저온 인성이 우수한 항복강도 485MPa 이상의 라인파이프용 후강판을 제조하는 방법을 모색하던 중 Mo, Nb 및 Ti을 복합첨가하고, 열간압연 공정 중 재결정역과 미재결정역 사이에서 강판을 수냉하여 재결정 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 미재결정역에서 강압하 압연을 실시하면 오스테나이트 유효 결정립도가 현저히 미세화되어 취성파괴 정지특성을 나타내는 DWTT 특성이 향상된다는 것을 실험을 통해 확인하고, 그 실험결과에 기초하여 본 발명을 완성하게 되었다. 먼저 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.

C: 0.04-0.1%가 바람직하다.

상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나 다량 첨가하면 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 원소로서, 그 첨가량이 0.04% 미만이 되면 동일한 강도를 발휘시키기 위하여 Mo과 같은 다른 합금원소를 상대적으로 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하며 0.1%를 초과하면 용접성, 성형성 및 인성이 저하되므로 상기 C의 함량은 0.04~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.05-0.5%가 바람직하다.

상기 Si은 용강을 탈산 시키는데 유효하게 작용하고, 고용강화 원소로도 효과를 나타낸다. 그 함량 0.05% 미만인 경우 용강의 탈산이 충분하지 않아 인성이 저하할 우려가 있으며, 0.5%를 초과하는 경우 열간압연시 Si에 의한 붉은형 스케일이 형성되어 강판표면 형상에 악영향을 끼칠 수 있으며, 또한 용접부 인성이 저하되므로 상기 Si의 함량은 0.05~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.2-2.0%가 바람직하다.

상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 본 발명에서 1.2%이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 고강도를 발휘할 수 있다. 그러나, 2.0%를 초과하는 경우 제강공정에서 슬라브를 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해칠 수 있으므로, 상기 Mn의 함량은 1.2~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01~0.05%가 바람직하다.

상기 Al은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 있으나, 본 발명에서 0.05%를 초과하면 충격인성을 저해하는 반면 0.01% 미만인 경우 탈산 효과가 불충분하여 인성이 저하할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01-0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.02% 이하가 바람직하다.

상기 P는 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.005% 이하가 바람직하다.

상기 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 바람직하다. 특히 극저온에서 취성파괴 정지 특성을 확보하기 위해서는 그 상한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005-0.02%가 바람직하다.

상기 Ti은 본 발명에서 매우 중요한 원소로서, 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여 슬라브 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립을 억제하여 최종 조직 입도를 미세화시킴으로써 강의 인성을 향상시키는데 큰 역할을 한다. 그 함량이 0.005% 미만에서는 TiN 석출물이 불충분하여 입도 성장 억제 효과를 기대할 수 없으며, 0.02%를 초과시에는 통상 용질 Ti의 과다 존재로 슬라브 가열시 TiN이 조대하게 석출하여 입도 미세화에 유효하지 않은 경우가 발생한다. 따라서 상기 Ti 함량은 0.005-0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.02-0.07%가 바람직하다.

상기 Nb은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 고강도 조직인 침상페라이트 또는 베이나이트의 형성을 촉진시켜 강의 강도를 크게 향상시키는 역할을 하기 때문에 본 발명에서 적어도 0.02% 이상을 첨가한다. 그 함량이 0.07%를 초과하면 용접성이 저하되는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 Nb 함량은 0.02-0.07%로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.002-0.01%가 바람직하다.

상기 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 저하하는 것으로 알려져 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 부여하기 때문에 N를 지나치게 감소시키는 것은 바람직하지 않다.

N 함량이 0.002% 미만에서는 TiN 석출물의 함량이 적어 입도 성장 억제 효과가 크게 저하되는 반면, 0.01%를 초과하는 경우 N가 TiN 형태로가 아닌 고용 N로 존재하게 되어 인성이 크게 저하하는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 N의 함량은 0.002~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.3% 이하가 바람직하다.

상기 Ni은 인성을 향상시키는 원소로서, 본 발명에서 취성파괴 정지 특성을 향상시키는 작용을 한다. Ni은 첨가량이 증가할수록 인성이 향상되나, 고가이며 첨가량 증대에 따라 인성이 비례적으로 증가하지는 않으므로 상기 Ni의 함량은 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.1-0.3%가 바람직하다.

상기 Mo은 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 생성을 조장함에 의해 고강도와 고인성을 동시에 확보하는 원소이다. 이를 위해 상기 Mo을 0.1% 이상을 첨가하여야 하나 고가의 원소이며 0.3%를 초과하는 경우 용접성이 저하되므로 상기 Mo의 함량은 0.1~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0005~0.004%가 바람직하다.

상기 Ca은 MnS개재물을 구상화시켜 개재물 주위에서의 균열 생성을 억제시켜주는 원소로서, 그 함량이 0.0005% 미만에서는 개재물 구상화 효과가 나타나지 않는 반면, 0.004%를 초과시에는 CaO계 개재물의 다량 형성에 의해 충격인성이 저하하는 문제가 있다. 따라서 상기 Ca 함량은 0.0005-0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성 된다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열한다.

상기 재가열 온도는 본 발명에서 중요하다. 본 발명에서는 미세한 탄질화 석출물과 Mo 및 고용 Nb의 효과로 형성된 미세한 침상페라이트에 의해 고강도와 고인성을 확보하고 있는 것이다. 따라서, 열간압연 전에 슬라브를 1100℃ 이상의 온도로 가열하여 NbC를 용해함으로써 Nb 원자 상태로 존재하도록 해야 하며, 상기 가열온도가 1300℃를 초과하는 경우 재가열시 조대한 TiN 석출이 일어나기 쉽다. 따라서, 상기 슬라브 가열온도는 1100-1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이어, 상기 온도 범위로 가열된 슬라브는 1050℃ 이상에서 패스당 평균압하비 10% 이상으로 재결정압연한 다음 2℃/s 이상의 냉각속도로 950℃까지 냉각한다.

본 발명에서는 Nb을 0.02-0.07% 첨가하므로, 1050℃ 이상에서는 압연시 오스테나이트가 완전 재결정되며, 950℃ 이하에서는 오스테나이트가 완전 미재결정된다. 오스테나이트 부분 재결정역 구간인 950-1050℃ 구간에서는 압연시 조대한 오스테나이트와 미세한 오스테나이트의 혼립 조직이 얻어져 최종 조직에서 부분적으로 조대한 결정립이 얻어지므로 인성이 크게 저하된다. 따라서 1050℃ 이상에서 패스당 평균압하비 10% 이상으로 압연하여 오스테나이트 결정립을 완전 재결정시킨다.

또한, 1050℃ 이상에서 평균압하비 10% 미만으로 압연하는 경우에는 부분 재결정이 일어날 수 있으며, 부분적으로 조대한 오스테나이트 결정립이 존재하여 강의 인성, 특히 DWTT 특성이 저하되므로, 상기 재결정압연은 1050℃ 이상에서 평균압하비는 10% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 재결정압연 후 완전 미재결정 시작온도인 950℃까지 슬라브를 공냉시 오스테나이트 입도 성장이 급격히 일어나 최종입도의 조대화에 기인하여 취성파괴 정지 특성이 열화하게 된다. 따라서 재결정입도 성장의 억제를 위해서는 재결정압연 직후 압연 슬라브를 950℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다.

또한, 냉각속도가 2℃/s 미만인 경우에는 재결정입도 성장 억제 효과가 상대적으로 저하하여, 극저온에서의 취성파괴 정지특성이 저하될 가능성이 있으므로 재결정압연 직후 냉각속도는 2℃/s 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 950℃ 이하로 냉각된 슬라브를 미재결정 영역인 950~700℃ 범위에서 누적압하량 70%이상으로 열간압연한다.

상기 미재결정역 압연 공정은 길게 연신된 오스테나이트의 입계 및 입내변형조직을 유기시켜 미세한 페라이트를 얻게 함으로써 강도와 취성파괴 정지 특성을 크게 향상시키게 한다. 누적 압하량은 클수록 인성 향상에 유효하며, 누적압하량 70% 미만에서는 취성파괴 정지 저항성이 현저히 저하하므로 상기 누적압하량은 70% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 열간압연 마무리 온도는 낮을수록 오스테나이트 변형도가 증가하여 인성 향상에 유효하나, 700℃ 미만에서는 압연중에 인성이 열악한 조대한 등축페라이트가 형성되므로, 상기 미재결정역 압연의 하한온도는 700℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 열간압연을 마무리한 후 5℃/s 이상의 냉각속도로 400~550℃의 온도 범위까지 수냉한 다음 상온까지 공냉한다.

이때 상기 냉각속도가 5℃/s 미만의 경우 생성되는 페라이트의 입도가 조대해지고, 제2상(베이나이트 또는 펄라이트)의 강도가 낮아져 강도 확보가 어려우므로 상기 냉각속도는 5℃/s 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

또한 상기 냉각 정지온도가 550℃ 보다 높으면 수냉후 공냉 과정에서 입도 성장이 일어나 강도와 인성의 저하될 수 있는 반면, 냉각정지온도가 400℃ 미만에서는 도상 마르텐사이트 (martensite-Austenite Constituent) 조직이 생성되어 충격인성이 급격히 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 수냉 정지온도는 400-550℃의 온도 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 이후 상온까지는 공냉한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표1과 같이 조성되는 발명강(A~C) 및 비교강(D)을 이용하여 하기 표2의 조건으로 두께 21mm의 강판을 제조하였다. 이후, 상기 제조된 강판을 인장, 충격 및 DWTT 시험을 행하였으며, 그 결과는 하기 표3과 같다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Nb	V	Ni	Mo	Ti	N
발명강A	0.076	0.26	1.54	0.004	0.001	0.054	-	0.2	0.25	0.017	0.0052
발명강B	0.046	0.26	1.51	0.003	0.001	0.058	-	0.22	0.21	0.013	0.0048
발명강C	0.070	0.25	1.55	0.004	0.002	0.050	-	0.20	0.18	0.015	0.0040
비교강D	0.051	0.27	1.24	0.008	0.002	0.037	0.05	0.19	0.08	0.015	0.0050

시편 No		강종	슬라브 가열온도 (°C)	조압연종료온도 (°C)	조압연-사상압연 구간 냉각	사상압연시작온 도(°C)	압연종료온도 (°C)	미재결정역 누적 압하율 (%)	냉각종료온도(°C)	냉각속도 (°C/s)
발명재	1	A	1180	1100	2°C/s 냉각	910	710	75	500	10
	2	A	1190	1100	3°C/s 냉각	950	800	75	450	11
	3	A	1180	1100	2°C/s 냉각	950	800	75	500	10
	4	B	1200	1100	2°C/s 냉각	910	720	75	500	10
	5	B	1200	1100	2°C/s 냉각	950	840	75	500	10
	6	C	1200	1100	2°C/s 냉각	910	720	75	500	10
	7	C	1200	1100	3°C/s 냉각	950	840	75	500	10
비교재	8	A	1180	1100	공냉	910	710	75	500	10
	9	A	1190	1100	공냉	950	800	75	450	11
	10	A	1180	1100	공냉	950	800	75	500	10
	11	B	1200	1100	공냉	910	720	75	400	10
	12	B	1200	1100	공냉	950	840	75	500	10
	13	C	1200	1100	공냉	910	720	75	400	10
	14	C	1200	1100	공냉	950	840	75	500	10
	15	D	1200	1100	2°C/s 냉각	910	700	75	400	10
	16	D	1200	1100	2°C/s 냉각	950	790	75	500	10
	17	D	1200	1100	공냉	910	700	75	500	10
	18	D	1200	1100	공냉	950	790	75	400	10

시편 No		강종	조압연-사상압연 구간 냉각	항복강도 (Mpa)	인장강도(Mpa)	-40°C 충격인성 (J)	-20°C DWTT SA%	-40°C DWTT SA%
발명재	1	A	2°C/s 냉각	556	678	174	99	86
	2	A	3°C/s 냉각	577	685	206	99	91
	3	A	2°C/s 냉각	558	689	230	99	97
	4	B	2.5°C/s 냉각	546	612	240	99	87
	5	B	2°C/s 냉각	496	654	242	99	96
	6	C	2.5°C/s 냉각	547	660	175	99	87
	7	C	2.5°C/s 냉각	538	664	183	99	91
비교재	8	A	공냉	584	677	185	99	25
	9	A	공냉	576	685	245	91	26
	10	A	공냉	537	705	178	99	43
	11	B	공냉	549	619	200	93	35
	12	B	공냉	513	642	270	99	45
	13	C	공냉	498	645	170	94	32
	14	C	공냉	486	718	173	97	60
	15	D	2°C/s 냉각	530	655	180	98	67
	16	D	2°C/s 냉각	510	620	330	97	70
	17	D	공냉	550	620	250	98	45
	18	D	공냉	545	615	330	97	50

상기 표1,2 및 3에서 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위와 제조방법을 만족하는 발명재(1~7)의 경우, 항복강도 496~577MPa, 인장강도 612~689MPa, -40℃ 충격인성 174~242J 및 -40℃ DWTT 연성파면율 86~97%로 API-X70급의 극저온용 라인파이프용 강에서 요구하고 있는 강도와 인성을 충분히 확보하였다.

그러나, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(A~C)를 이용하더라도 재결정 압연후 통상의 제조방법과 같이 공냉한 후 미재결정역 압연 가속냉각 방법에 의해 제조된 비교재(8~14)의 경우 API-X70급에서 요구되는 강도와 충격인성은 확보하였으나, -40℃에서의 DWTT 연성파면율이 25~60%로 취성파괴 정지특성이 극저온 적용에는 다소 미흡하게 나타났다.

또한, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교강 D를 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 비교재(15,16)의 경우 Mo 함량이 낮게 첨가되어 -40℃ DWTT 연성파면율이 67~70% 수준으로 극저온 적용에는 부적합함을 알 수 있다.

본 발명의 발명재(1~7)가 비교재(8~18) 대비 취성파괴 정지 특성이 우수한 원인을 규명하기 위하여 발명재(2)와 비교재(8)에 대해 광학현미경으로 조직관찰을 행하여 도1 및 도2에 나타내었다.

도1 및 2에서 보는 바와 같이 비교재의 경우 평균입도가 10μm 정도로 20μm 이상의 조대한 베이나이트가 관찰되나, 발명재에서는 평균입도가 8μm 수준으로 매우 균일하게 분포하였다.

이로부터 본 발명의 발명재가 극저온에서 우수한 취성파괴 정지특성을 나타내는 것은 재결정압연 후 수냉하여 재결정 오스테나이트가 불균일하게 성장하는 것을 방지한 후 곧바로 미재결정역에서 압연을 행함으로써 최종 입도가 미세하고 균일하게 되었기 때문임을 잘 할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 강의 화학성분을 적절히 제어하고, 열간압연 공정 중 재결정역과 미재결정역 사이에서 강판을 수냉한 후 미재결정역 압연-가속냉각 공정을 적용하여 최종 제품의 입도를 미세화하고 균일하게 분포시킴으로써 485MPa 이상의 높은 항복강도와 극저온에서 우수한 취성파괴 정지특성을 갖는후강판을 제공할 수 있는 효과가 있다. 또한 재결정과 미재결정 구간을 수냉하여 공냉 대기 시간을 단축함으로써 압연 생산성이 크게 향상되어 제조원가의 저하를 도모할 수 있는 효과도 확보할 수 있다.

Claims

중량%로 C: 0.04-0.1%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 1.2-2.0%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.02%이하, S: 0.005%이하, Ti: 0.005-0.02%, N: 0.002-0.01%, Nb: 0.02-0.07%, Ni: 0.3% 이하, Mo: 0.1-0.3%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 침상페라이트 조직을 포함하는 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판.
중량%로 C: 0.04-0.1%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 1.2-2.0%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.02%이하, S: 0.005%이하, Ti: 0.005-0.02%, N: 0.002-0.01%, Nb: 0.02-0.07%, Ni: 0.3% 이하, Mo: 0.1-0.3%, Ca: 0.0005~0.004%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하고, 1050℃ 이상에서 재결정압연한 다음 2~50℃/s의 냉각속도로 950℃까지 냉각한 후 950~700℃ 범위에서 누적압하량 70% 이상으로 열간압연하고, 이후 5℃/s 이상의 냉각속도로 400~550℃의 온도 범위까지 수냉한 다음 상온까지 공냉하는 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판의 제조 방법.