KR100452303B1 - 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법에 관한 것으로서, 중량%로 C: 0.04~0.07%, Mn : 1.40~1.70%, Si: 0.15∼0.25%, P: 0.010% 이하, S: 0.003%이하, Nb: 0.040∼0.060%, Ti: 0.010∼0.025%, Mo: 0.10∼0.30%, Ni: 0.20∼0.35%, Cr: 0.15∼0.25% 및 잔량이 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용강을 노외정련시 Ca-Si로 개재물을 구상화 처리한 다음, 구상화 처리된 슬라브를 재가열 온도 1160∼1185℃, 조압연 최종 패스시 압하율 25% 이상, 바 두께 45∼55㎜, 조압연 마무리 온도 880∼920℃, 사상압연 마무리온도 780∼820℃, 권취온도 540∼590℃로 하여 가열·압연·냉각하는 것을 포함하여 이루어짐으로써, 영하 60℃의 극저온 환경에서도 우수한 충격인성을 확보함과 동시에 비용을 절감할 수 있는 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재를 제조할 수 있다.

Description

극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법{Manufacturing method of high-tension steel for line pipe having excellent tenacity at low temperature}

본 발명은 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는, 유전 및 천연가스 수송수단으로 사용되는 라인 파이프용 고장력 강재의 구성성분 중 바나듐(V)을 크롬(Cr)으로 대체하여 사용함으로써 영하 60℃의 극저온 환경에서도 우수한 충격인성을 확보함과 동시에 비용을 절감할 수 있는 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법에 관한 것이다.

석유 또는 천연가스 수송용 강관의 추세는 이원화되고 있는 양상을 보이고 있다. 기존의 유정들이 말기로 접어들면서 불순물이 유입되면서 내환경성이 요구되고 있고, 새로운 유정의 개발은 기존의 유정들과는 거리를 가지는 열악한 기후의극지방으로 이동하고 있어 저온인성이 중요시되고 있다. 그리고, 사용자의 입장에서는 건설비를 절감하기 위한 방법으로 대구경-고강도화가 추진되고 있고, 철강사에서는 고강도 후물화로 제품특성이 전달되고 있다. 이는 동시간에 더 많은 매개체를 운송하여 수송효율을 높이기 위해서는 수송압력의 증가와 파이프의 대구경화가 불가피한 데, 이 두 가지 요소를 동시에 만족하기 위해서는 파이프 소재의 고인성, 고강도, 후물화가 필수요건이 되기 때문이다. 이러한 요구특성은 일정부분은 독립적인 특성을 가지고 있어 인성확보가 이루어진 소재에서 다시 내환경성을 증대시키는 형태의 강종개발이 진행되고 있는 실정이다.

그중 인성은 일반 열연강판에서 요구되던 가공성의 한계를 의미하는 변형에 의한 2차 가공취성과는 다른 개념으로서, 무변형 또는 초기변형을 가지는 재료에서 크랙발생작용(notch effect)이 있을 때 나타나는 파괴 저항성을 의미한다. 고강도와 함께 우수한 인성을 확보하는 것은 라인 파이프 강 제조의 끊임없는 목표이며 노력으로서, 기존의 연구들에서 저온압연에 의한 조직미세화를 통해서 개선이 가능하다는 것은 알려진 사실이지만, 단순한 니오븀(Nb) 첨가강 이상의 의미를 가지는 석유 및 천연가스 수송용 고인성 고장력 라인 파이프용 강재["API 강재"라고도 함; 미국석유협회(American Petroleum Institute)의 약어로서 석유 및 천연가스 수송용도 강관용 강재를 의미함]에서는 상업적으로 쉽게 이용할 수 있을 정도로 기술들이 구체화되어 있지는 않다. 특히, 라인 파이프용 소재의 후물화(厚物化)가 동시에 진행되면서 압하율 부족에 의한 조직의 불균일 현상이 나타나는 경우에는 저온압하율에 의한 인성개선의 한계성을 보이고 있다. 따라서, 새로운 기술을 결합하여 인성을 확보하는 것은 상업적으로 요구되는 사항이다.

게다가, 열연강판에서 우수한 저온인성을 요구하는 고장력 라인파이프용 열연강재의 사용 두께는 종래에는 최대 13.0㎜재였으나, 사용환경이 극한냉지로 이동함에 따라 강재의 요구두께는 두꺼워져 15.0~17.5㎜수준에 이르렀고, 또한 저온인성 요구수준 또한 엄격하여짐에 따라 종래의 파이프 강재 제조방법으로는 하기와 같은 다수의 문제점을 갖는다.

첫째, 동일한 성분조성으로 제조공정별 동일한 제조기술을 적용하여 강재를 생산할 경우 강도 및 인성의 두께에 대한 영향이 매우 크게 되는 문제점이 있다. 즉, 종래 제조방법을 이용할 경우 강도 및 인성 확보를 위해 C-Mn을 기본조성으로 하여 석출강화형 원소인 Nb-V-Ti를 첨가하거나 Nb-V-Mo의 석출강화형 원소와 변태강화형 원소를 복합첨가하는 기술을 활용하였으나, 기존 성분계로는 결정립 미세화 효과가 크지 못해 충분한 극저온 인성 확보에는 한계가 있었다. 또한, 종래 제조방법을 이용할 경우 조압연시 바(BAR) 두께를 얇게 함으로서 사상압연시 누적압하율이 충분치 않아 결정립 미세화 효과가 크지 못할 뿐더러 조압연 최종 경유시 충분한 압하율을 부여하지 않아 동적재결정을 유도하지 못하므로 결정립 미세화 효과를 발휘할 수 없어 인성확보가 곤란하게 된다.

둘째, 강도 및 저온인성 개선에 유리한 조직을 확보하는데 어려움이 있다. 즉, 종래의 사상압연 및 권취온도 수준으로는 페라이트+펄라이트 조직이 형성되므로, 강도 및 저온인성을 현저히 개선하는데 필요한 침상조직(Bainitic Ferrite 또는 Acicular Ferrite) 을 확보하지 못 하게 된다.

이에, 본 발명은 상기와 같은 문제점을 더욱 효율적으로 해결하기 위하여 제공된 것으로서, 그 목적은 종래 사용된 라인 파이프용 고장력 강재의 구성성분 중 바나듐(V)을 크롬(Cr)으로 대체하여 사용함으로써 영하 60℃의 극저온 환경에서도 우수한 충격인성을 확보함과 동시에 비용을 절감할 수 있는 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

도 1a는 본 발명에 의해 제조된 강재의 조직을 나타낸 것이다.

도 1b는 종래 발명에 의해 제조된 강재의 조직을 나타낸 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법은 중량%로 C: 0.04~0.07%, Mn : 1.40~1.70%, Si: 0.15∼0.25%, P: 0.010% 이하, S: 0.003%이하, Nb: 0.040∼0.060%, Ti: 0.010∼0.025%, Mo: 0.10∼0.30%, Ni: 0.20∼0.35%, Cr: 0.15∼0.25% 및 잔량이 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용강을 노외정련시 Ca-Si로 개재물을 구상화 처리한 다음, 구상화 처리된 슬라브를 재가열 온도 1160∼1185℃, 조압연 최종 패스시 압하율 25% 이상, 바 두께 45∼55㎜, 조압연 마무리 온도 880∼920℃, 사상압연 마무리온도 780∼820℃, 권취온도 540∼590℃로 하여 가열·압연·냉각하는 것을 포함하여 이루어짐을 특징으로 한다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

본 발명의 용강은 탄소(C), 망간(Mn), 규소(Si), 인(P), 황(S), 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni), 크롬(Cr)을 기본성분으로서 함유하며, 잔량로서 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하도록 구성된다.

이들 구성성분 중 탄소(C)는 그 함량이 적을 경우 제2상의 조직의 분율이 저하하여 강도가 저하되는 문제점이 있으며, 이에 반하여 그 함량이 많을 경우 강재내부에 펄라이트가 많아져 강도증가 효과는 있으나 크랙발생요인(crack source)을 증가시켜 충격인성과 용접성을 해치는 문제점이 있으므로, 강중 0.04~0.07중량%의 양으로 함유되는 것이 바람직하다. 이와 같이 본 발명재에서 기존의 재보다 탄소함량을 낮춘 이유는, 극한냉지와 같이 사용환경이 가혹한 경우에는 강도 및 충격인성의 요구특성 또한 매우 엄격함과 동시에 파이프의 두께 또한 일반 API재 보다 더 두꺼운 것을 요구하므로, 기존의 성분계로는 강도는 물론 극저온 인성을 동시에 만족하는 라인 파이프용 극후물 열연강재를 제조하기 어려운 이유 때문이다. 결론적으로, 탄소함량을 과다할 경우 충격인성을 해치게 되며, 탄소함량이 과도하게 적으면 강도확보가 어려워지는 문제점이 있으므로 상기와 같은 범위로 제한하는 것이 요구된다.

망간(Mn)은 고용강화원소이며 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 첨가량의 증가와 함께 결정립은 미세해진다. 망간을 과량 첨가할 경우 용접성을 해칠 뿐만 아니라 두께 중심부에 편석되어 충격인성을 해치는 문제점이 있으며, 1.40% 미만의 양으로 소량 첨가할 경우 고강도 확보가 곤란한 문제점이 있다. 따라서, 망간은 강중 1.40~1.70중량%의 양으로 함유되는 것이 바람직하다.

규소(Si)는 페라이트 안정화 원소이면서 카바이드(Carbide)형성 억제 원소로서 사용된다. 이 원소는 TRIP강이나 Dual Phae강에서는 중요한 역할을 하지만 API강재에서는 다량의 Si를 필요로 하지 않는다. 다만, 과다 첨가되는 경우에는 천이특성이 급격하게 나빠지게 되므로 강중 0.15∼0.25중량%의 양으로 규제하는 것이 인성 측면에서 유리하다. 또한, 규소가 과다하게 첨가되는 경우에 발생되는 조직상의 문제점으로서는 규소가 탄소이동을 빠르게 하여 펄라이드(Pearlite)조직 형성을 촉진하여 인성을 해칠 수 있다.

인(P)은 강재의 충격인성을 크게 저해시키는 불순물로서 연주시 중심편석부에 집적하여 내부품질 열화 및 충격천이온도 상승으로 충격인성을 해치는 원소이므로, 조업기술이 허용하는 한 최대한으로 제한하는 것이 바람직하므로, 0.010중량% 이하로 제한한다.

황(S)은 인(P)과 동일하게 유해한 원소로서 연주시 표면크랙, 내부크랙 및 중심편석의 유발로 인하여 충격인성을 대폭 감소시킬 수 있으므로 0.003중량% 이하로 제한한다.

니오븀(Nb)은 석출강화원소로서 강도 및 인성 확보에 크게 기여하는 원소로서 오스테나이트(Austenite) 상에서의 석출이 많이 일어나므로 재결정 억제 효과를 가지고 있어 제어압연 기술에 핵심적인 역할을 하는 원소이다. 이러한 효과를 보이는 범위는 탄소함량에 따라 다르지만, 저탄소강의 범위에서는 0.06중량% 이하이며 그 이상의 함량에서는 효율이 급격하게 감소하는 경향을 보이므로, 니오븀 함량은 0.040~0.060중량%로 제한한다.

티타늄(Ti)은 0.010~0.025중량%로 제한하였는데 석출강화효과 이외에 재가열 조직의 안정화에 활용된다. TiN은 철강의 석출물 중에서 거의 가장 높은 온도에서 석출하므로 재가열온도인 1200℃ 온도에서도 안정된 석출물로 존재한다. 그러므로, 재가열시 오스테나이트의 비정상적인 조대화를 억제할 수 있는 원소로 활용이 가능하다. 티타늄 함량이 0.025중량% 보다 다량 첨가시 통상 50~60ppm의 질소수준을 감안하면 적정 Ti/N비인 1.0~3.0을 벗어나게 되며, Ti가 과잉이 되면 TiN이 조대화되어 피닝(pinning)효과가 떨어져 강도저하 및 인성을 악화시킨다.

몰리브덴(Mo)은 고용원소로서 변태온도를 저하시켜 결정립 미세화를 조장하며 베이나이트(Bainite)의 분율을 증대시키므로 변태강화 원소로서 강도증가와 인성향상 특성을 가지고 있다. 몰리브덴 함량이 0.10중량% 미만일 경우 강도확보가 곤란한 문제점이 있으며, 0.30중량% 초과일 경우 강도는 향상되나 용접성을 해칠 뿐만 아니라 비용이 과다하게 소요되는 문제점이 있으므로 강중 0.10~0.30중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni)은 구리 첨가시 문제가 되는 강판표면 산화막을 억제하는 효과가 있고 오스테나이트 안정화 원소로서 페라이트-펄라이트 조직의 형성반응을 지연시켜 베이나이트 형성을 용이하게 하는 작용을 하여 몰리브덴(Mo)과 함께 인성 및 강도에 우수한 효과가 있으나, 역시 값이 매우 비싸고 과량 첨가시 용접성을 해치므로, 그 함량은 0.20~0.35중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr) 첨가는 본 발명의 핵심 부분으로서, 몰리브덴, 니켈과 함께 강의 경도(Hardenability)를 증가시켜 주는 변태강화 원소로서, 변태온도를 저하시켜 결정립 미세화를 조장하며 제2상인 베이나이트의 분율을 증대시키므로 강도증가와 인성향상 특성을 가지고 있다. 크롬 첨가량이 0.15중량%보다 적은 경우는 펄라이트 변태의 억제효과가 충분하지 않고 아울러 베이나이트 변태량이 충분치 않은 문제점이 있을 수 있으며, 0.25중량%보다 과량으로 첨가되는 경우에는 파이프 용접시 공기중의 산소와 크롬이 결합하여 크롬산화물을 만들어 용접부의 인성을 악화시키는 문제점이 있다. 따라서, 크롬은 강중 0.15~0.25중량%의 양으로 함유되는 것이 바람직하다.

그 외, 잔량은 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물에 의해 이루어진다.

이하, 상기한 조성을 갖도록 구성된 강을 이용하여 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재를 제조하기 위한 일련의 과정 중 각 과정별 가열 혹은 냉각온도범위, 압하율 등의 압연조건 범위 제한 이유를 설명한다.

재가열 온도가 1185℃ 보다 높은 경우에는 오스테나이트 입자가 조대화되고, 너무 낮으면 NbC석출물의 불완전한 재고용으로 인해 강도가 저하되므로, 1160~1185℃의 온도범위로 유지하는 것이 바람직하다.

조압연 최종 패스시의 압하율은 25% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 압하율을 크게 할 경우 큰 변형 에너지에 의해서 입계 및 입내 동시에 재결정이 일어남으로서 조직의 균일화를 도모할 수 있어, 불균일한 조직의 형성시에 발생되는 충격인성 저해효과를 방지할 수 있다.

조압연 마무리 온도 역시 880~920℃의 저온으로 하는 것이 바람직하다. 너무 높으면 오스테나이트 입도 조대화로 강도 확보가 곤란한 문제점이 있으며, 너무 낮으면 조압연 설비에 무리를 주기 때문이다.

사상압연시 누적압하율이 60% 이상 되도록 하기 위해 바(BAR) 두께는 45~55mm로 하는 것이 바람직한데, 이는 열연강판의 조직을 침상조직(BainiticFerrite)으로 유도하기 위한 것이다. 동일한 사상압연온도 및 권취온도하에서 사상압연의 누적압하율이 클 경우 결정입계의 밀도, 전위밀도 및 변형밴드(Deformation Band)가 증가하게 되어 변형기간 중 변형유기석출(Strain Induced Precipitation)량이 증가하게 되어 결정립은 더욱 미세해지기 때문이다. 저온압연·저온권취시 그 효과는 극대화된다.

사상압연온도는 입도미세화를 위해 오스테나이트에서 페라이트의 변태점 근처인 780~820℃ 온도로 하는것이 바람직하다.

사상압연후 강냉각을 부여함으로서 권취온도는 540~590℃의 저온으로 하는 것이 바람직하다. 고온으로 권취하면 페라이트 입도가 조대해지며, 너무 낮으면 강도가 커져 권취불량이 발생하게 되므로 제품으로서의 기능을 상실하게 된다. 이 권취온도영역에서는 미세한 침상조직(Bainitic Ferrite)이 형성되므로 강도 및 저온 충격인성 확보가 가능하다.

이하, 본 발명의 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법을 실시예 및 비교예를 들어 보다 구체적으로 설명하지만 본 발명이 이들예로만 한정되는 것은 아니다.

[실시예 1 내지 3]

하기 표 1의 조성으로 이루어진 용강의 성분설계 기준을 만족하는 조성이 되도록 예비처리공정에서 용선탈인 및 용선탈황 처리를 한 후 전로 취련을 거친 다음, 탈황 및 개재물 포집능 향상을 위해 출강 중 래들내에 생석회 0.20톤, 형석 0.20톤을 투입하였다. 노외정련 공정에서는 용강의 교반, 성분 미세조정 과정을거친 후 파우더 인젝션시 Ca-Si 200㎏을 투입하고 최종적으로 약 6분동안 충분히 용강을 교반함으로서 개재물 구상화를 촉진시켰다. 연주주조시 중심편석 방지를 위하여 연주 세그먼트별 강냉 패턴을 적용하였다. 이후, 연주공정에서 얻어진 슬라브는 열연공정에서 하기 표 2에 나타낸 바와 같이 오스테나이트 입도 미세화를 위해 하기 표 2에 기재된 바와 같이 재가열온도를 1160℃~1185℃, 조압연 최종 패스시 압하율을 25% 적용하였으며, 바 두께는 사상압연에서 변형을 최대로 누적시키기 위하여 45~55mm 두께로 하였다. 조압연 마무리 온도도 오스테나이트 결정립 미세화를 위해 표 2에 나타낸 바와 같이 880~920℃로 하였으며, 충격인성에 유리한 침상조직(Acicular Ferrite) 확보를 위해 사상압연 마무리온도를 780~820℃의 저온으로 압연하였으며, 사상압연 종료 후 열연판의 냉각은 결정립 조대화 방지를 위해 전단 급냉패턴을 적용하였고, 권취온도 역시 침상조직 형성을 위해 하기 표 2에 기재된 바와 같이 540~590℃로 제조하였다.

[비교예 1 내지 12]

하기 표 1에 나타낸 바와 같이 용선 예비처리공정에서 탈인처리를 하지 않은 점과 탄소함량 조정(상향,하향), Mo 미첨가 및 첨가시 함량 차별화, Ni 미첨가 및 첨가시 함량 차별화로 다양한 조성으로 하여 상기 실시예 1 내지 3과 성분조성이 다르게 연주 슬라브를 제조하고, 열연공정의 조업조건은 각 하기 표 2에 나타낸 바와 같이 조절하여 제조하였다.

	(단위:중량%)
	C	Mn	Si	P	S	Nb	V	Ti	Cr	Mo	Ni	Fe 및기타불순물
실시예 1	0.041	1.59	0.24	0.010	0.002	0.056	-	0.016	0.24	0.15	0.26	잔량
실시예 2	0.050	1.62	0.25	0.010	0.001	0.051	-	0.023	0.20	0.23	0.25	잔량
실시예 3	0.055	1.64	0.21	0.010	0.001	0.046	-	0.021	0.18	0.22	0.20	잔량
비교예 1	0.041	1.59	0.24	0.010	0.003	0.056	0.057	0.011	-	0.10	0.11	잔량
비교예 2	0.052	1.56	0.21	0.008	0.001	0.052	0.053	0.023	-	0.15	0.14	잔량
비교예 3	0.052	1.64	0.21	0.010	0.001	0.051	0.053	0.023	-	0.25	0.20	잔량
비교예 4	0.060	1.42	0.15	0.009	0.003	0.059	0.059	0.015	-	0.29	0.30	잔량
비교예 5	0.029	1.70	0.27	0.017	0.002	0.059	0.060	0.020	-	0.05	0.05	잔량
비교예 6	0.041	1.59	0.20	0.018	0.002	0.052	0.050	0.020	-	0.21	0.40	잔량
비교예 7	0.060	1.50	0.21	0.010	0.002	0.055	0.047	0.023	-	0.41	0.25	잔량
비교예 8	0.100	1.59	0.11	0.018	0.001	0.060	0.060	0.020	-	0.30	0.29	잔량
비교예 9	0.080	1.60	0.24	0.019	0.003	0.060	0.050	0.250	-	-	-	잔량
비교예10	0.080	1.44	0.16	0.018	0.001	0.048	0.028	-	-	0.15	-	잔량
비교예11	0.070	1.50	0.20	0.017	0.001	0.050	0.030	-	-	0.30	-	잔량
비교예12	0.060	1.30	0.24	0.016	0.003	0.041	0.040	0.160	-	-	-	잔량

	SLAB재가열온도(℃)	조압연바 두께(㎜)	조압연최종패스 압하율(%)	조압연마무리온도(℃)	사상압연마무리온도(℃)	권취온도(℃)
실시예 1	1180	55	25	890	800	560
실시예 2	1173	55	25	881	780	590
실시예 3	1175	55	25	890	784	605
비교예 1	1175	45	20	932	811	601
비교예 2	1175	45	21	933	810	600
비교예 3	1174	45	21	934	810	600
비교예 4	1178	45	20	937	812	602
비교예 5	1170	45	22	930	810	600
비교예 6	1170	45	22	935	809	605
비교예 7	1169	45	20	933	810	600
비교예 8	1174	45	20	935	811	600
비교예 9	1160	45	20	935	810	600
비교예10	1177	45	19	944	820	590
비교예11	1163	55	22	949	810	600
비교예12	1188	55	19	950	830	600

[시험예]

상기와 같이 실시예 1 내지 3 및 비교예 1 내지 12의 강 각각에 대하여 통상의 방법에 따라 기계적 성질 및 충격인성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

	기계적 성질(Mpa)	충격시험
	항복강도(Mpa)	인장강도(Mpa)	연신율(%)	-60℃(Joule)
실시예 1	602	715	29	325
실시예 2	599	709	30	330
실시예 3	595	699	34	327
비교예 1	535	649	37	307
비교예 2	558	685	37	289
비교예 3	561	694	37	291
비교예 4	558	685	37	305
비교예 5	491	619	38	55
비교예 6	611	715	28	89
비교예 7	620	721	29	55
비교예 8	586	720	33	28
비교예 9	495	626	34	208
비교예10	512	638	39	226
비교예11	441	655	39	244
비교예12	526	603	30	69

상기 표 3에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예 1 내지 3의 강재가 비교예 1 내지 12의 강재에 비하여 강도 및 저온 충격인성이 우수하였다. 또한, 도 1a 및 1b에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예 1 내지 3의 조직이 비교예 1 내지 12의 조직에 비하여 결정립이 미세하며 침상조직 분율도 더 컸다.

이러한 현상은 먼저 인(P)을 최소화함으로서 주편내의 중심편석을 없앰으로서 인성향상을 도모하였고 여기에 탄소함량이 줄어듦으로 인해 페라이트-펄라이트 조직을 대폭 줄임으로서 인성의 장애요소를 제거하였고, 저온압연 저온권취와 함께저온인성에 기여하는 몰리브덴, 니켈, 크롬이 적절한 조성으로 이루어짐으로서 강도와 충격인성을 동시에 확보하게 되었다.

통상적으로 열연강재가 두꺼울수록 강도 및 충격인성 측면에서 불리함에도 불구하고 극후물(두께≥15mm)인 실시예에서는 이러한 불리한 점을 극복하고 비교예보다 오히려 높은 강도 및 인성을 확보하였으며, 이는 라인 파이프 조관후에 항복강도가 하락하는 점을 고려할 때 파이프 규격미달을 방지할 수 있는 큰 장점을 동시에 갖추고 있음을 시사한다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의한 강도 및 저온인성이 우수한 라인 파이프용 극후물 고장력 열연강판의 제조방법에 따르면 환경이 열악한 한랭지에서 요구되는 최고수준의 우수한 열연강판을 제조할 수 있다. 특히 17.5mm재의 경우는 극후물재이므로 두께방향 조직 불균형으로 인해 인성의 열화를 우려해 그 동안 후판공정에서만 제조가 가능하였으나, 본 발명으로 열연공정에서도 제조가 가능해지면서 후판에서 열연강판으로의 대체가 가능해져, 보다 저렴한 가격으로 공급할 수 있으므로 시장에서 수주 경쟁력이 탁월하게 우수하다는 점과 강판 제조시 첨가되는 특수원소 중 가격이 비싼 바나듐(V)을 크롬(Cr)으로 대체하여 사용하더라도 강도와 인성수준이 동등 또는 그 이상으로 우수해지므로 현장 적용시 상업적으로 그 이용 가치가 매우 큰 장점이 있다.

이상에서 본 발명은 기재된 실시예에 대해서만 상세히 설명되었지만 본 발명의 기술사상 범위 내에서 다양한 변형 및 수정이 가능함은 당업자에게 있어서 명백한 것이며, 이러한 변형 및 수정이 첨부된 특허청구범위에 속함은 당연한 것이다.

Claims (1)

1. 중량%로 C: 0.04~0.07%, Mn : 1.40~1.70%, Si: 0.15∼0.25%, P: 0.010% 이하, S: 0.003%이하, Nb: 0.040∼0.060%, Ti: 0.010∼0.025%, Mo: 0.10∼0.30%, Ni: 0.20∼0.35%, Cr: 0.15∼0.25% 및 잔량이 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용강을 노외정련시 Ca-Si로 개재물을 구상화 처리한 다음, 구상화 처리된 슬라브를 재가열 온도 1160∼1185℃, 조압연 최종 패스시 압하율 25% 이상, 바 두께 45∼55㎜, 조압연 마무리 온도 880∼920℃, 사상압연 마무리온도 780∼820℃, 권취온도 540∼590℃로 하여 가열·압연·냉각하는 것을 포함하여 이루어짐을 특징으로 하는 극저온 충격인성이 우수한 라인 파이프용 고장력 강재의 제조방법.