KR100205536B1 - 항복강도 65케이에스아이급 라인파이프형 강재의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재의 제조방법에 관한 것으로, 항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재를 제조함에 있어서, 중량 %로 C : 0.07-0.16%, Si : 0.5%이하, Mn : 1.2-1.6%, Sol. Al : 0.01%=0.06%, Ti : 0.005-0.02%, Nb : 0-0.025%, V : 0.03%-0.08%, P : 0.03%이하, S : 0.02%이하, Ti/N : 3.42이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 조성되는 저합 금강 용탕을 응고점에서 1100℃까지의 구간을 10℃/min이상의 냉각속도로 주조하고 1100℃에서 상온까지의 구간에서는 공냉 이하의 냉각속도로 냉각을 하여 제조한 주괴를 대상으로 1100-1250℃의 온도조건에서 가열한 후, 평균압하비 20% 이상의 압하비로 강압하 압연하고, 850-1000℃의 온도범위에서 마무리 압연한 후, 6-50℃/초의 냉각속도로 650-550℃의 온도범위까지 수냉한 다음, 상온까지 공냉하여 항복강도 65ksi(45.7kgf/mm2)이상, 0℃ 충격인성 67J 이상을 갖도록 제조하여서 된 것이다.

Description

항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재의 제조방법

본 발명은 유정 등지에서 생산되는 원유 및 천연가스를 정제시설까지 운송할 때 사용하는 라인파이프용 강재의 제조방법에 관한 것으로, 특히 0℃에서 압연방향으로서의 충격인성 : 67J 이상, 항복강도 : 45.7kgf/mm²이상, 인장강도 : 54.5kgf/mm²이상이 요구되는 항복강도 65ksi급 라인파이프용 강재의 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 라인파이프형 강재는 보증 강도에 따라 API, X52, X60, X65, X70등으로 구분되는데, 파이프의 대구경화 및 고도의 안정성 확보의 요구에 따라 고강도-고인성의 강재가 사용되고 있는 추세로, 현재는 항복강도 65ksi급의 X65강재가 가장 많이 사용되고 있다.

또한, 대구경의 라인파이프는 용접 시공에 의해 제조되므로, 이들 강재에 있어서 용접성은 매우 중요하다. 따라서 라인파이프에 사용되는 강재는 용접경화성에 대한 간접적인 척도인 탄소당량값이 0.45이하로 되어야 한다.

이와 같이 라인파이프용 강재는 고강도-고인성 및 고용접성을 겸비해야 하는데, 항복강도 65ksi급의 API X65강은 통상 850-900℃ 부근에서 노말라이징 열처리에 의해 제조되었다.

그러나, 노말라이징 처리재는 탄소당량이 0.42% 이상으로 용접성이 열악하여 저온균열 발생을 억제하기 위해 예열을 실시해야 하는 등 여러가지 문제점이 대두되어 왔다.

이러한 문제점을 해결하기 위하여 최근에는 압연종료온도 750℃이하로 마무리 압연하여 이후 상온까지 공냉 또는 550℃까지 가속냉각하는 방법을 이용하여 탄소당량을 0.4%이하로 낮춤으로써, 고강도 -고인성, 고용접성의 라인파이프강을 제조하고 있다.

그러나, 압연종료온도 750℃이하로 제어 압연한 후, 공냉 또는 가속냉각하는 종래의 제조방법은 열간 압연을 매우 낮은 온도에서 행하기 때문에 압연 중간에 압연온도를 맞추기 위한 공냉 대기시간을 길게 가져야 하고, 저온에서는 압연하중이 크게 가해지므로, 한번에 많은 압하를 가할 수 없기 때문에 압연패스(rolling pass)수가 많아져야 하는 등, 생산성이 매우 저하되는 문제점을 가지고 있었다.

또한, 제어압연-가속냉각 제조방법에서는 제어압연시 도입된 전위강화의 극대화를 위해 냉각종료온도를 550℃이하로 매우 낮게 관리하는데, 이 경우는 후강판 냉각시 비등천이온도(핵비등-천이온도)가 550℃부근인 관계로 판변형 발생은 물론 판내 불균일 냉각 가능성이 높아 재질편차가 빈번히 발생하는 등의 문제가 제기되어 왔다.

제어압연강 및 제어압연-가속냉각강에 있어서, 생산성 향상을 위해 마무리 압연온도(FRT : finish rolling temperature)를 높일때 생기는 문제는 오스테나이트 결정립이 조대하여 인성이 저하하는 것이다.

압연 후의 재결정립 크기는 압연온도와 압하비에 의해 결정되는데, 일반적으로 압연온도가 높으면 재결정립이 조대해지지만, 미량 합금원소인 Ti, Nb 및 N 함량을 최적화하여 탄질화물에 의해 재가열 및 압연입도를 미세화시키고, 압하비가 충분히 크면, 압연온도가 높더라도 미세한 결정립을 얻을 수 있어 인성저하를 방지할 수 있다.

또한, 압연종료 온도가 높아 재결정 영역에서 압연이 행해질 경우에는 미재결정영역 압연에 의한 전위강화효과를 이용하지 않으므로 냉각종료 온도가 제어압연 가속냉각강의 경우처럼 낮을 필요가 없다.

본 발명은 상기와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위하여 발명된 것으로, 첫째, 미량합금원소의 적정화, 연속주조, 재가열공정 및 압연공정에서의 탄질화물 미세화 방안 도입에 의해 오스테나이트 입도를 미세하게 조절하여 페라이트 입도 미세화를 꾀하고, 열간압연 후 소정의 냉각종료온도까지 수냉하여 오스테나이트/페라이트 변태후 냉각과정에서의 페라이트 결정립 성장을 억제함에 의해 강도-인성 향상효과를 얻고자 하였으며, 둘째, 고온역 압연-가속냉각에 따라 Nb 및 V원소의 함량을 기존 제어압연 또는 제어압연-가속냉각방법에 비해 낮게 함으로써 용접성의 향상을 꾀하였으며, 셋째, 종래 제어압연-가속냉각재 보다 높은 온도에서 냉각종료함에 따라 판변형 방지 및 판내 재질 균질화를 도모하여, 재가열 및 압연입도 미세화를 위한 탄질화물 미세화 방법과 압연후 가속냉각하는 방법에 의해 마무리 압연온도가 높을지라도 우수한 기계적 성질을 갖는 항복강도 65ksi급 라인파이프 강재의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.

제1a,b,c,d도는 발명강과 비교강의 1250℃ 재가열시 오스테나이트 입도를 보여주는 광학현미경 조직사진.

제2a,b도는 발명재(9)와 비교재(12)의 기지조직을 보여주는 광학현미경 조직사진.

제3도는 발명재(9)와 비교재(12)의 항복거동에 대한 응력-번형률 곡선을 나타낸 그래프.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재의 제조방법은, 중량%로 C : 0.07-16%, Si : 0.5%이하, Mn : 1.2-1.6%, So l. Al : 0.01%-0.06%, Ti : 0.005-0.02%, Nb : 0-0.025%, V : 0.03%-0.08%, P : 0.03% 이하, S : 0.02%이하, Ti/N : 3.42 이하, 나머지 Fe 및 기나 불가피한 원소로 조성되는 저합금강 용탕을 응고점에서 1100℃까지의 구간을 10℃/min이상의 냉각속도로 주조하고, 1100℃에서 상온까지의 구간에서는 공냉이하의 냉각속도로 냉각하여 주괴를 제조하고, 상기 주괴를 대상으로 1100-1250℃의 온도조건으로 가열한 후, 평균 압하비 20% 이상의 압하비로 강압하 압연하고, 850-1000℃의 온도범위에서 마무리압연한 후, 6-50℃/초의 냉각속도로 650-550℃의 온도범위까지 수냉한 다음, 상온까지 공냉하여서 됨을 특징으로 한다.

이하, 상기 성분의 한정이유, 주조조건 및 열간압연 등에 대하여 구체적으로 설명한다.

상기 C는 함량이 작을 경우, 제2상 조직의 분율을 저하하여 강도가 저하되고, 많을 경우에는 강도는 증가하나 충격인성을 해치고 용접성에도 나쁘므로 0.07-0.16% 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 Si 는 제강시 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 있으나 충격천이온도를 높이고, 0.5%이상 첨가되면 용접성이 저하되며, 강판표면에 산화피막이 심하게 형성되므로 그 함량은 0.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Mn는 1.2%이하가 되면, 강의 경화능을 저하시켜 압연후, 가속냉각시 제2상조직인 베나이트 형성이 어려워 강도확보가 어렵고, 1.6%이상 첨가되면 용저성이 저하하므로 그 함량은 1.2-1.6%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 sol. Al(산가용성 알루미늄)은 제강시 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 있으나, 0.06%이상 첨가되면 충격인성을 저해하므로 0.01-0.06%로 함이 바람직하다.

상기 Ti은 강의 응고과정에서 TiN 석출물을 형성하여 주괴를 가열하는 동안에 성장을 억제하고, 열간압연 과정에서 재결정립의 성장을 억제함으로써 강의 결정립 미세화에 큰 역할을 하는 주요원소이다. Ti의 적정 첨가량은 N의 함량에 따라 결정되는데, Ti/N비가 TiN 석출물의 화학양론비인 3.42이상일때는 주조시 조대한 탄질화물이 형성되고, 고용 Ti 함량이 많아 가열중 TiN이 조대해져서 재가열입성장을 억제하지 못하게 된다. 통상 전로제강시 N함량은 60ppm 이하로 조절되고 있음을 감안할때, Ti/N비를 3.42이하로 유지하기 위해서는 Ti첨가량은 0.005-0.02%로 제안하는 것이 바람직하다.

상기 Nb은 오스테나이트에 고용되어 경화능을 증대시킴으로써 페라이트 변태온도를 주조시와 재가열시(Ti, Nb)(C, N)의 형태로 미세하게 석출하여 오스테나이트와 페라이트 입도를 동시에 미세화시키므로써 강도 및 인성 증가에 크게 기여한다.

그러나 첨가량이 지나치게 많을시에는 용접성을 저하시키고, 주조시 NbC가 고온에서 기석출된 Ti, Nb, C, N에 합체함으로써 탄질화물의 조대화로 오스테나이트 입도의 조대화를 초래하며, 또한 강의 소입성을 지나치게 증가시켜 유동전위(mobile dislocation)의 밀도 증가에 의한 저응력에서의 연속항복으로 오히려 항복강도의 저하를 가져오므로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다. 따라서 그 함량은 0.025%이하로 한다.

상기 V은 냉각중에 VC를 형성하여 석출강화 및 페라이트 입도성장 억제에 의해 강도 증가에 기여하는 원소로 0.03%이상 함유시키는 것이 바람직하나 0.08%이상 함유되면 조대한 VC가 형성되어 취성이 유발되고, 용접성 또한 저하되므로 그 함량은 0.03%-0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 P는 충격인성에 특히 나쁜 원소로서 함량이 낮으면 낮을수록 좋으나 제강과정에서 피할 수 없는 원소이므로 물성에 해로운 영향을 끼치지 않도록 그 함량은 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 S는 MnS의 비금속 개재물로 존재하고, 열간압연에 의하여 길게 연신되어 강판의 물성 이방성을 조장하기 때문에 그 함량은 0.02%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 용탕을 응고점에서 1100℃구간을 10℃/min이상의 냉각속도로 주조하고 1100℃에서 상온까지의 구간에서는 공냉 이하의 냉각속도로 냉각을 하여 제조한 주괴를 대상으로 하는데, 그 이유는 다음과 같다.

응고점에서 1100℃까지의 구간은 주조시 탄질화물이 석출하여 입도 성장이 급속이 일어나는 영역으로 10℃/min이하의 냉각속도로 주조할시에는 대다수의 탄질화물이 입성장 억제에 유효하지 않은 20nm이상으로 조대하게 석출하므로 주조시 냉각속도는 10℃/min이상으로 관리하는 것이 바람직하다.

한편, 주조시 1100℃이하 구간에서는 미세한 탄질화물이 석출하거나 입도성장은 거의 일어나지 않는 구역으로 이 구간을 빠른 속도로 냉각시는 첨가한 Ti의 많은 양이 용질 Ti로 존재하여 재가열시 탄질화물의 급격한 조대화를 야기하므로 공냉 이하의 냉각속도로 서냉하여야 한다(1995년 특허출원 제51876호 참조).

상기와 같이 제조된 주괴를 열간압연하기 전에 1100-1250℃ 온도범위로 가열해주는데 그 이유는 다음과 같다.

본 발명에서는 고강도와 고인성을 미세한 탄질화석출물과 고용 Nb에 의한 페라이트 입도 미세화 및 전위강화기구에 의해 얻고 있으므로, 압연전에 주괴를 1100℃이상으로 가열하여 NbC가 용해되어 Nb 원자 상태로 존재하도록 해야하며, 가열온도가 1250℃를 초과할 경우에는 재가열시 조대한 TiN석출이 일어나므로 주괴 가열온도는 1100-1250℃사이로 하는 것이 바람직하다.

상기 온도범위로 가열된 주괴는 평균압하비 20% 이상의 강압하 압연으로 열간압연한다. 열간압연시 압하비가 작으면 압연후 생성되는 오스테나이트 재결정립이 커지므로, 강의 결정립의 크기를 미세화시키기 위해서는 평균압하비 20%이상으로 강압하 압연을 해야한다.

한편, 상기 압하비로 열간압연된 저합금강 주괴를 1000℃이상의 온도에서 마무리 압연할 경우에는 Nb에 의한 경화능 효과에는 좋으나, 오스테나이트 결정립이 조대하여 냉각후 경질상의 양이 과다하여 충격인성이 저하된다. 한편, 마무리압연 온도가 너무 낮으면 생산성이 저하되므로 850℃이상으로 하는 것이 바람직하다.

따라서 마무리압연온도는 850-1000℃로 한다.

상기 온도범위로 마무리 압연후 550-650℃까지 수냉하게 되는데, 이때 냉각 속도가 너무 느리면 생성되는 페라이트의 입도가 조대해지고, 제2상(페라이트 또는 베나이트)의 강도가 작아서 강의 강도 확보가 어려우므로 6℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉각속도는 빠를수록 좋으나, 대량생산시 라인파이프에 가장 많이 사용되는 10-20mm두께의 강판의 경우 50℃/초 이상의 냉각속도의 구현은 현실적으로 가능하지 아니하며, 지나친 제2상의 강도 증가에 따라 충격인성이 저하하므로, 50℃/초의 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 수냉정지온도가 550℃이하가 되면 수냉각 현상이 막비등에서 핵비등으로 천이되는 온도영역에 들어가서 목표하는 수냉정지온도로 제어하기가 어렵고, 조직적으로도 미세한 도상 마르텐사이트(Martensite-Austenite Constituent)조직이 생성되어 인장시험시 항복점이 소실되는 연속항복(continuous yielding)현상이 일어나 항복강도가 급격히 감소하므로 규격의 항복강도를 만족시키지 못하고, 충격인성이 저하되는 문제가 따른다.

한편, 수냉정지온도가 650℃이상이 되면 제2상이 대부분 페라이트로 되고, 페라이트 입도 또한 조대하게 되어 항복강도가 규격치를 만족시키지 못하는 경우가 많다.

따라서, 수냉정지온도는 550-650℃의 온도범위를 한정하는 것이 바람직하며, 이후 상온까지는 공냉한다.

이하, 실시예를 통하여 보다 상세히 설명한다.

[실시예]

응고시부터 1100℃까지의 온도 구간을 10℃/분 이상으로 주조하고 1100℃이하 구간에서는 공냉으로 제조한 하기 표1과 같이 조성되는 저합금강 주괴를 1250℃로 가열하여, 하기 표2와 같은 제조조건으로 압연 및 가속냉각을 하여 시편을 제조하였다.

상기 표2에서 보는 바와 같이 압하비는 15-20% 범위에서, 마무리 압연온도는 710-982℃ 범위에서 변화시켰다. 가속냉각시 냉각속도는 0.5-12.0℃/초, 냉각종료 온도는 550-650℃ 범위로 변화시켰다. 상기와 같이 제조된 시편에 대한 항복강도, 인장강도 및 0℃에서의 충격인성을 측정하고, 그 측정결과를 상기 표2에 나타내었다.

마무리 압연온도를 높이고도 항복강도 65ksi급 라인파이프용 강재에서 용구하는 강도와 인성 확보를 위해서는 재가열 및 압연시 탄질화물 미세화에 의한 오스테나이트 결정입도 미세화가 필요한다.

또한, 페라이트 + 퍼얼라이트 + 베나이트로 구성되는 기지조직 중에서 저온 변태조직인 베나이트의 함량을 적절히 조절해야 하는데, 그것은 다음과 같은 금속 강도학적인 현상에 기인한다. 즉 제2상의 함량이 너무 적을시에는 탄소원자에 의해 이동이 억제되는 고착전위의 함량이 너무 적게 되어 항복강도가 낮게되고, 베나이트 함량이 너무 많을 시에는 연속항복(continuous yielding)에 의해 낮은 응력에서 강이 변형되도록 유가하는 다량의 유동전위(mobile dislocation)에 의해 강의 항복 강도가 오히려 감소하게 되므로 저온변태조직인 베나이트의 함량을 적절히 조절하는 것은 매우 중요하다.

따라서, 본 발명자는 Nb원소가 오스테나이트에 고용되어 강의 경화능을 증대시켜 제2상인 베나이트의 형성을 촉진하며, Ti와 복합 첨가될시에는 주조시와 재가열시(Ti, Nb)(C, N)의 형태로 미세하게 석출하여 오스테나이트와 페라이트 입도를 동시에 미세화시켜 강도 및 인성 증가에 크게 기여하나, 첨가량이 지나치게 많을시는 오히려 오스테나이트와 페라이트의 조대화를 촉진하고 필요 이상의 베나이트 함량 증대를 초래할 수 있는 금속조직학적인 지식을 토대로 하여 Nb함량의 적정화를 시도하였다.

Nb함량이 오스테나이트 입도에 미치는 영향을 살펴보기 위해 주조시 1100℃-상온 구간에서 공냉하여 제작한 슬라브를 1250℃ 2시간 재가열 한후, 수냉하여 오스테나이트 입도를 광학현미경 조직시험에 의해 관찰하였는데, 그 결과를 도1에 나타내었다.

도1a는 발명강 A를, 1b도는 발명강 B를, 1c도는 비교강 C를, d는 비교강 D를 나타낸다. 이와 더불어 발명강 B와 C의 재가열 시험편에 대해서는 Nb의 원소의 탄질화석출 양상에 대한 기여도를 살펴보기 위한 목적으로 추출잔사분석(강중에 존재하는 석출물을 산으로 추출, 성분 분석하여 석출물 또는 고용체로 존재하는 성분원소의 함량을 측정하는 기술)실험을 행하여 하기 표3에 재가열 입도와 함께 나타내었다.

또한, Nb 함량에 따른 베나이트 형성 정도를 알아보기 위한 목적으로 압연종료 온도 948-977℃, 냉각종료온도 550-562℃로 제작된 0.025% Nb계의 발명재(9)와 0.038% Nb계인 비교재(12)의 기지조직을 광학현미경으로 관찰하여 도2에 나타내었으며, 그때의 인장시험시 항복거동을 도3에 수록하였다.

도2및 도3에서 a는 발명재 (9), b는 비교재(12)에 대한 기지조직 및 사진 그리고 항복거동을 보여준다.

상기 표2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 주조조건 및 성분 범위를 만족하는 강종(A)-(B)FMF 850-954℃ 마무리 압연온도와 평균압하비 20%로 열간압압후 가속 냉각하여 제조한 발명재(1)-(9)는 항복강도 46.9-51.6kgf/mm², 인장강도 62.0-66.1kgf/mm², -40℃에서의 충격인성 190.1-264.2J로써 API X65 유정용 강재에서 용구하고 있는 강도와 인성을 충분히 만족시킴을 잘 알 수 있다.

이에 반하여, Nb함량이 본 발명의 성분 범위를 초과한 강종(C)와 (d)를 소재로 한 강재는 압연종료온도 750℃이하로 제어압연후 공냉 또는 수냉을 행한 비교재(10)과 (11)만이 강도-인성 규격을 만족시키고 있으며, 압연종료온도가 850℃이상인 비교재(12)-(20)은 강도 또는 인성 규격에 미달함을 잘 알 수 있다.

이들 비교재(12)-(20) 강재가 발명강과 거의 동일한 압연 및 냉각조건으로 제조했음에도 불구하고 강도 또는 인성이 저하했던 이유는 도1, 도2 및 표3에서 보듯이 Nb함량이 지나친 상승에 따른 오스테나이트 입도의 조대화 및 과도한 베나이트 형성이 기인하기 때문이다. 비교강(c), (d)는 발명강 (a), (b)보다 Ti/N비가 낮아 오스테나이트 입도가 현저히 미세할 것으로 일반적으로 예상되는데, 도1에서는 발명강이 미세하게 나타나고 있다.

그것은 표3의 석출물에 대한 추출잔사분석 결과에서 보는 바와 같이 비교강에서는 첨가된 Nb중의 상당량이 주조 및 슬라브 재강열시 NbC로 되어 고온에서 기석출된 Ti, Nb, C, N에 합체함으로써 탄질화물의 조대화를 일으킴에 기인하게 된다.

도2에서 보듯이 Nb함량이 많은 비교재가 발명재에 비해 베나이트 분율이 현저히 많은 것은 과도한 소입성이 기인한 것으로 판단되는데, 다음과 같은 2가지 요인에 필요이상의 지나치게 많은 베나이트가 형성된다. 첫째는 비교재가 발명재에 비해 오스테나이트 입도가 조대한 것을 들 수 있으며, 그 다음으로는 표3에서 보듯이 비교재가 고용 Nb함량이 현저히 많은 것을 들 수 있다.

도3에서 알 수 있듯이 베나이트 분율이 많은 비교재(12)는 베나이트가 주로 유동전위(mobile dislocation)의 근원으로 작용, 코트렐 분위기(탄소원자가 전위를 고착시켜 항복점을 높이는 현상)의 형성을 억제함으로써 저응력에서 연속항복 기구에 의해 변형되나 낮은 항복강도를 가지게 된다.

이로부터 압연종료온도를 높이고도 우수한 물성을 갖는 API X65급 라인파이프형 강재를 제조하기 위해서는, 오스테나이트 입도 미세화 및 제2상 조직인 베나이트 함량의 적정화를 위한 성분설계 및 제조조건 조절이 매우 중요함을 잘 알 수 있다.

이상에서 설명한 바와 같이 본 발명은 강의 화학성분 및 주조시 냉각조건, 열간압연 온도를 제어하여, 마무리 압연온도를 850℃이상으로 높여 0℃에서 67J이상의 충격인성을 가지는 항복강도 65ksi(45.7kgf/mm2)이상의 API X65급 라인파이프용강을 가압하 압연으로 제조함으로써, 생산성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.

여기서 통상 220mm주괴로부터 20mm강판의 API X65유정용강 생산시, 제어압연-가속냉각법 대비 본 발명에 의한 제조방법의 생산성 향상 정도를 산출해 본다. 후판압연 공정에 있어서 압연종료온도 750℃이하의 제어압연으로 제조시는 평균압하율 15%로 압연시 22pass의 압연을 행해야 하며, 900℃에서 800℃까지의 구간을 100초 이상 공냉대기를 행해야 한다.

그러나, 본 발명의 방법인 압하비 20% 이상의 고온역 강압하 압연으로 제조시에는 19pass 압연만 행하면 되므로, 압연 pass 저감만 고려했을 때에도 13%이상의 생산성 효과가 예상된다.

게다가 본 발명의 방법으로 제조시에는 압연 pass수 저감과 더불어 압연시 공냉대기가 필요 없으므로 종래 방법 대비 생산성 향상 정도는 13% 이상임을 잘 알 수 있다.

Claims (1)

1. 항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재를 제조함에 있어서, 중량 %로 C : 0.07-0.16%, Si : 0.5%이하, Mn : 1.2-1.6%, Sol. Al : 0.01%-0.06%, Ti : 0.005-0.02%, Nb : 0-0.025%, V : 0.03%-0.08%, P : 0.03%이하, S : 0.02%이하, Ti/N : 3.42이하, 나머지 Fe 및 기나 불가피한 원소로 조성되는 저합금강 용탕을 응고점에서 1100℃까지의 구간을 10℃/min이상의 냉각속도로 주조하고, 1100℃에서 상온까지의 구간에서는 공냉이하의 냉각속도로 냉각하여 주괴를 제조하고, 상기 주괴를 대상으로 1100-1250℃의 온도조건으로 가열한 후, 평균 압하비 20% 이상의 압하비로 강압하 압연하고, 850-1000℃의 온도범위에서 마무리압연한후, 6-50℃/초의 냉각속도로 650-550℃의 온도범위까지 수냉한 다음, 상온까지 공냉하여서 됨을 특징으로 하는 항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재의 제조방법.