KR20040019452A - 생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 중량%로 C:0.04~0.07%, Mn:1.50~1.70%, Si:0.15~0.25%, P:0.010% 이하,S:0.003%이하, Nb:0.040~0.060%, V:0.040~0.060%, Ti:0.010~0.025%, Mo:0.10~0.30%, Ni:0.10~0.30%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용강을 노외정련시 Ca-Si로 개재물을 구상화 처리하여 준비된 슬라브를 열연강판으로 제조하는 방법에 관한 것으로서, 구상화 처리된 슬라브를 1250~1300℃의 분위기 온도하에서 200~250분 동안 재가열하는 단계와, 상기 재가열된 슬라브를 850~930℃ 정도의 마무리 온도를 갖도록 조압연하는 단계와, 750~830℃ 정도의 마무리온도를 갖도록 상기 슬라브를 사상압연하는 단계와, 500~590℃의 온도에서 권취하는 단계로 이루어진 것을 특징으로 하므로, 극저온 환경에서 충격인성 및 강도가 동시에 우수한 라인파이프용 열연강재의 품질특성을 만족할 뿐만 아니라 생산성을 대폭 향상시킬 수 있다.

Description

생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판 제조방법{Method for manufacturing a hot coil for the high toughness and strength line pipe with high productivity}

본 발명은 유전 및 천연가스 수송관의 소재로 사용되는 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판의 제조방법에 관한 것이고, 더 상세하게는 극저온 환경에서 충격인성 및 강도가 동시에 우수한 라인 파이프용 열연강판의 품질특성을 만족할 수 있을 뿐만 아니라 생산성을 대폭 향상시킬 수 있는 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판 제조방법을 관한 것이다.

최근에 석유 또는 천연가스 수송용 강판은 이원화되는 추세에 있다. 즉, 기존의 유정들이 말기로 접어들면서 불순물이 유입되므로 이러한 유정에 사용되는 강판은 내환경성이 크게 요구되는 반면에 새로이 개발되는 유정은 기존의 유정들과는 달리 열악한 기후의 극지방으로 이동하고 있으므로 이에 사용되는 강판은 저온인성이 중요시되고 있다.

사용자의 입장에서는 생산비를 절감하기 위한 한가지 방법으로서 대구경-고강도의 파이프를 선호하고 있으며, 이는 석유 또는 천연가스의 수송효율을 높이기 위함이다. 즉, 동일 시간동안 더 많은 매개체를 운송하기 위해서는 수송압력의 증가와 파이프의 대구경화가 불가피하다. 따라서, 이러한 두가지 요소를 동시에 만족하기 위해서는 파이프 소재의 고인성 및 고강도가 필수조건이며, 철강사에서는 이러한 조건을 만족시키기 위하여 고강도 후물화의 특성을 갖는 제품을 생산하고 있다. 그리고, 이러한 요구특성은 일정부분은 독립적인 특성을 가지고 있어 인성확보가 이루어진 그레이드(Grade)에서 다시 내환경성을 증대시키는 형태의 강종개발이 진행되고 있다.

인성특성은 일반 열연강판에서 요구되던 가공성의 한계를 의미하는 변형에 의한 2차 가공취성과는 다른 개념으로서 무변형 또는 초기변형을 가지는 재료에서 노치(Notch) 작용이 있을 때 나타나는 파괴 저항성을 의미한다. 따라서, 강판에 있어서 고강도 특성과 함께 우수한 인성특성을 확보하는 것은 라인 파이프강 제조의 끊임없는 목표로서 노력이 경주되고 있다.

기존의 연구들에서 저온압연에 의한 조직미세화를 통해서 라인 파이프재의 특성개선이 가능하다는 것은 알려져 있다. 그러나, 단순한 Nb 첨가강 이상의 의미를 가지는 석유 및 천연가스 수송용 고인성 및 고장력의 라인 파이프용 강재(API 강재: American Petroleum Institute 강재)에서는 상업적으로 쉽게 이용할 수 있을 정도로 그 기술들이 구체화 되어 있지 않는다. 특히, 라인 파이프용 강재의 후물화가 동시에 진행되면서 압하율 부족에 의한 조직의 불균일 현상이 나타나는 경우에는 저온압하율에 의한 인성개선의 한계를 나타내고 있다.

한편, 열연강판에서 우수한 저온인성을 요구하는 종래의 고장력 라인 파이프용 열연강재의 두께는 그 사용환경이 극한냉지로 이동함에 따라 두꺼워져서 약 15.0~17.5mm 수준에 이른다. 그리고, 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판은 강도확보를 위해 탄소(C)-망간(Mn)을 기본으로 하여 Nb, V 및 Ti와 같은 석출강화형 원소와, 충격인성 개선을 위해 Mo 및 Ni과 같은 변태강화형 원소를 선택적으로 첨가하여 제조됨으로써 우수한 충격인성 및 강도를 나타냈다.

그러나, 요구특성이 매우 까다로운 강재를 제조하기 위해서는 단위공정별로 특히 열연공정에서의 단위공정별로 강재의 강도와 인성을 결정짓는 결정립크기와 석출물 크기-속도-시간 그리고 조직형태라는 주요인자들을 강재의 요구특성에 맞게 적절히 제어하여야 하며, 이를 위해서는 제조과정에서 필연적으로 생산성이 감소하는 넥크(Neck) 공정이 발생하게 된다.

종래의 제조방법에 있어서, Nb-V-Ti-Mo-Ni 성분계의 슬라브는 합금원소의 충분한 고용을 위해 약 1220~1260℃의 분위기 온도의 가열로에서 약 280분~310분간 장시간동안 유지되었고 또한 조압연 공정에서 결정립 미세화를 위해 온도가 확보 될 때까지 공냉상태로 장시간 동안 대기하였다.

그 결과, 넥크 공정은 슬라브를 가열하는 가열로에서 합금원소, 특히 니오븀(Nb)의 충분한 고용을 위해 분위기온도를 1220~1260℃로 유지하고 가열시간을 약 280분~310분간 장시간 유지함으로써 기인하였다. 그리고, 조압연 공정에서 결정립 미세화를 위해 저온유지가 불가피하므로 온도가 떨어지도록 공냉상태에서 대기시간을 구비함에도 기인하였다. 이러한 시간지연은 제품의 품질과 생산성을 동시에 충족함으로서 이윤을 극대화 하는 기업의 본래 취지에 크게 역행한다.

즉, 종래의 제조방법은 제품의 품질은 만족할 수 있었지만, 생산성이 너무 낮아 막대한 기회비용 손실을 가져다 주는 한계성을 가지고 있었다. 이는 아무리 최고의 경쟁력을 갖춘 제조기술력을 보유하고 있다 하더라도 단위시간당 생산성이 낮으면 수익성은 그만큼 저하하기 때문이다.

종래의 라인 파이프용 강재의 제조시 고객사의 요구품질은 만족하지만 상술한 바와 같이 강재의 생산성이 크게 떨어지는 문제점을 안고 있다.

본 발명은 상기된 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로, 라인 파이프용 강재의 생산과정에서 생산성이 감소하는 넥크 공정에서의 공정부하를 제거함으로써 요구품질과 생산성을 동시에 확보할 수 있을 뿐만 아니라 생산성을 향상시킬 수 있는 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판의 제조방법을 제공하는 데 그 목적이 있다.

도 1은 발명예와 비교예의 압연패턴을 나타낸 표;

도 2는 발명예의 조직을 나타낸 사진;

도 3은 비교예의 조직을 나타낸 사진.

상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명에 따르면, 중량%로 C:0.04~0.07%, Mn:1.50~1.70%, Si:0.15~0.25%, P:0.010% 이하,S:0.003%이하, Nb:0.040~0.060%, V:0.040~0.060%, Ti:0.010~0.025%, Mo:0.10~0.30%, Ni:0.10~0.30%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용강을 노외정련시 Ca-Si로 개재물을 구상화 처리하여 준비된 슬라브를 열연강판으로 제조하는 방법은 상기 구상화 처리된 슬라브를 1250~1300℃의 분위기 온도하에서 200~250분 동안 재가열하는 단계와, 상기 재가열된 슬라브를 850~930℃ 정도의 마무리 온도를 갖도록 조압연하는 단계와, 750~830℃ 정도의 마무리온도를 갖도록 상기 슬라브를 사상압연하는 단계와, 500~590℃의 온도에서 권취하는 단계로 이루어진 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명에 따른 열연강판의 조성범위(wt%) 및 그 한정사유와 제강공정, 연주공정, 열간압연공정 등에 대하여 구체적으로 설명한다.

탄소(C)는 강도를 향상시킬 수 있는 원소로서, 그 함량이 0.04wt% 미만인 경우에는 제2상의 조직분율이 저하하여 강도가 저하되고 0.07wt% 이상인 경우에는 강재 내부에 펄라이트가 많아져 강도증가 효과는 있으나 크랙 발생원(Crack Source)을 증가시켜 충격인성과 용접성을 해친다. 따라서, 탄소함량은 0.04~0.07wt%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간(Mn)은 고용강화 원소이면서 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서 첨가량의 증가와 함께 결정립은 미세해진다. 그러나, Mn을 1.70wt% 이상으로 첨가하면 강재의 용접성을 해칠 뿐만 아니라 두께 중심부에 편석되어 충격인성을 해치는 반면에 1.50wt% 미만이면 고강도 확보가 곤란하다. 따라서, Mn의 함량은 1.50~1.70wt%로 제한하는 것이 바람직하다.

규소(Si)는 페라이트 안정화원소이면서 카바이드 형성억제원소로서 사용되고 또한 강내부의 청정성을 확보하기 위한 탈산제로서도 사용된다. 이러한 규소(Si)는 일반적으로 트립강(TRIP강)이나 이상강(Dual Phae강)에서도 중요한 역할을 수행한다. 그리고, API 강재에서 Si 성분은 다량으로 첨가되는 경우에 강재의 천이특성을 급격하게 저하시키므로 적정 수준으로 유지되는 것이 바람직하다. 특히, API 강재에서 Si의 함유량을 0.25wt% 이하로 규제하는 것이 인성 측면에서 유리하다. 즉, Si가 0.25wt% 이상으로 첨가되는 경우에는 강재의 조직에서 탄소(C)의 이동을 빠르게 하며 그 결과 퍼얼라이트 형성을 촉진하여 인성을 해친다. 한편, 규소(Si)가 0.15wt% 이하로 첨가되는 경우에는 탈산효과가 미약하여 강내부의 청정성이 악화된다. 따라서, Si 성분의 함유량은 0.15~0.25wt% 정도로 유지하는 것이 바람직하다.

인(P)은 강재의 충격인성을 크게 저해시키는 불순물이다. 즉, 인(P)이 연주공정시 중심편석부에 집적하는 경우에는 강재의 내부품질 열화 및 충격천이온도를 상승시켜 충격인성이 저하되므로, 조업기술이 허용하는 한 인(P)의 함유량은 최대한으로 제한되는 것이 바람직하다. 따라서, 인(P)의 함유량은 0.010wt% 이하로 제한하였다.

황(S)은 인(P)과 동일하게 유해한 원소로서 연주공정시 표면크랙, 내부크랙및 중심편석을 유발하여 강재의 충격인성을 대폭 감소시킨다. 따라서, 황(S)의 함유량은 0.003wt% 이하로 제한하였다.

니오븀(Nb)은, 강재의 강도 및 인성 확보에 크게 기여하는 석출강화 원소로서, 오스테나이트(Austenite) 상에서 많이 석출되어 재결정 억제효과를 나타내므로 제어압연기술에 핵심적인 역할을 수행한다. 이와 같은 재결정 억제효과를 나타내기 위해서 니오븀(Nb)의 함유량은 C함량에 따라 다르지만, 저탄소강의 범위에서 0.06wt% 이하로 유지한다. 즉, 니오븀(Nb)의 함유량이 0.06wt% 이상인 경우에 비록 강재의 강도는 향상시킬 수 있지만 인성이 약화되는 문제점이 있다. 한편, 니오븀(Nb)의 함유량이 0.04wt% 미만이면 석출강화효과가 저하되어 강재의 인장강도 및 항복강도를 저하시킨다. 따라서, 니오븀(Nb) 함량은 0.040~0.060wt%로 제한하였다.

바나듐(V)은 V(C, N) 석출원소로서 그 함유량의 증가에 따라 항복강도의 증가보다는 인장강도의 증가에 크게 기여한다. 따라서, 강재의 강도특성 이외에 인성특성을 고려하면 석출강화효과를 보이는 바나듐(V)의 함유량은 0.04wt% 이상이다. 한편, 바나듐(V)이 0.060wt% 이상으로 과다하게 첨가되는 경우에 탄소당량의 증가와 함께 강재의 강도확보는 가능하나 모재 및 용접부의 충격인성을 해친다. 따라서, 바나듐(V)의 함량은 0.040~0.060wt%로 제한하였다.

티타늄(Ti)은 석출강화효과 이외에 재가열 조직의 안정화에 활용된다. TiN은 철강의 석출물 중에서 거의 가장 높은 온도에서 석출되므로 재가열온도인 1200℃에서도 안정된 석출물로 존재하여 재가열시 오스테나이트의 비정상적인 조대화를억제할 수 있는 원소로의 활용이 가능하다. 티타늄(Ti)이 0.025wt% 이상으로 다량 첨가되는 경우에 통상 50~60ppm의 질소수준을 감안하면 1.0~3.0 정도인 적정 Ti/N비를 벗어나게 된다. 또한, 강판을 용접하여 용융점까지 급가열시킬 때 TiN이 재고용됨에 따라 용접 열영향부의 인성을 악화시킨다. 그리고, 티타늄(Ti)은 산소와의 친화력이 강하므로 용접부를 오염시킨다. 한편, 티타늄(Ti)이 0.01wt% 미만으로 첨가되는 경우에는 석출강화효과가 미미하다. 따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.010~0.025wt%로 제한하였다.

몰리브덴(Mo)은 고용원소로서 변태온도를 저하시켜 결정립 미세화를 조장하며 또한 변태강화원소로서 베이나이트(Bainite)의 분율을 증대시켜 강도증가와 인성향상 특성을 가지고 있다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.10wt% 미만인 경우에 강도확보가 곤란하다. 그리고, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.30wt% 이상인 경우에 강도는 향상되나 용접성을 해치고 또한 몰리브덴이 고가이므로 제품의 제조원가를 상승시킨다. 따라서, 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.10~0.30wt% 로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni)은 구리(Cu) 첨가에 의한 강판표면 산화막의 형성을 억제하는 효과가 있고 오스테나이트 안정화 원소로서 페라이트-펄라이트 조직의 형성반응을 지연시켜 베이나이트 형성을 용이하게 하는 작용을 한다. 또한, 니켈(Ni)은 몰리브덴(Mo)과 함께 변태강화형 원소이며 특히 저온압연 또는 저온권취시 강의 경화능을 향상시킴으로써 인성 및 강도에 우수한 효과가 있다. 그러나, 니켈(Ni)은 고가이므로 과량으로 첨가되는 경우에 제품의 제조원가를 상승시킨다. 이에 부가하여, 니켈(Ni)이 0.30wt% 이상으로 첨가되는 경우에 강의 용접성을 해친다. 그리고, 니켈(Ni)이 0.10wt% 미만으로 첨가되는 경우에 강의 변태강화효과가 미미하다. 따라서, 니켈(Ni)의 함량은 0.10~0.30wt%로 제한하는 것이 바람직하다

다음은 압연조건 설정범위 이유를 설명한다.

재가열 조건은 본 발명의 핵심 부분으로서, 재가열 온도가 1300℃ 이상인 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되고, 또한 1250℃ 이하인 경우에 Nb(C, N) 석출물의 불완전한 재고용으로 인해 강재의 강도가 저하된다. 따라서, 제품의 요구품질 만족 및 생산성 향상을 위해 재가열 온도는 1250~1300℃로 제한하였다.

이와 같은 재가열 온도조건 하에서, 가열시간은 200~250분으로 제한하는 것이 바람직하다. 이는 가열시간을 250분 이상 유지하면 석출물의 크기가 커짐으로써 석출물의 피닝(Pinning) 효과가 줄어들게 되어 결정립이 조대화됨으로써 강도가 저하되고, 가열시간이 너무 적으면 슬라브가 숙열되지 않아 표층과 내부간의 온도가 불균일해짐으로써 내부의 불충분한 고용으로 인해 강도가 저하되기 때문이다.

조압연조건 역시 본 발명의 핵심 부분으로서, 요구품질 만족 및 생산성 향상을 위해 조압연 패스수를 증가시킴과 동시에 매 패스시의 압연속도를 감소시킴으로서 조압연 마무리 온도를 850~930℃의 저온으로 하는 것이 바람직하다.

조압연 공정에서는 압연시 고온산화에 의해 형성된 스케일층을 제거하기 위해 고압의 수냉각처리[이하, 디스케일링(Descaling)이라고 함]를 하는 과정에서 온도가 내려감에 따라 재결정역 온도를 거친후 석출역 온도에 이르게 되는데, 본 발명은 이러한 열이력에 따른 조직 및 석출거동 변화의 물리야금학적 고유특성을 착안하여 종래의 제조법과는 차별화된 제조방법을 적용함으로서 조압연공정에서 공냉 대기시간을 생략하고 조압연 목표 마무리 온도구간까지 제어가 가능하게 하였다.

이를 구체적으로 설명하면 다음과 같다.

먼저, 가열로에서 추출한 슬라브는 매 패스 시 마다 디스케일링을 실시하므로, 조압연 패스수를 종래 방법과 비교하여 5회 내지 7회 정도로 증가시키면 강판의 냉각효과는 커지게 되며 그 결과 결정립은 더욱 미세해진다. 이와 동시에 매 패스별 압연속도, 특히 조압연 후단 스탠드에서의 패스별 압연속도를 100~120mpm 정도로 느리게 하면 디스케일링시 단위시간당 강판에 접촉하는 냉각수량이 증가하여 강판의 냉각효가가 더욱 커진다. 그 결과, 조압연 마무리 목표온도에 쉽게 도달하게 되어 조압연 공정에서의 불필요한 공냉 대기시간을 생략할 수 있게 된다. 한편, 조압연 마무리온도가 너무 높으면 오스테나이트 입도 조대화로 강도 확보가 곤란하며, 너무 낮으면 조압연 설비에 무리를 주기 때문에, 조압연 마무리온도는 850~930℃ 정도가 적절하다. 그리고, 조압연 최종 패스시 압하율은 20% 이상을 유지하도록 한다.

사상압연시 약 50% 이상의 누적압하율을 통하여 바(BAR) 두께가 약 40~60mm 정도로 유지되도록 하는 것이 바람직하다. 이는 열연강판의 조직을 침상조직으로 유도하기 위함이다. 즉, 동일한 사상압연온도 및 권취온도에서, 사상압연의 누적 압하율이 큰 경우에 결정입계의 밀도, 전위밀도 및 변형밴드(Deformation Band)가 증가하여 변형기간중 변형유기석출(Strain Induced Precipitation)량이 증가하며 그 결과 결정립은 더욱 미세해진다. 또한, 저온압연 및 저온권취시에는 결정립 미세화 효과가 극대화된다.

사상압연온도는 입도미세화를 위해 오스테나이트에서 페라이트의 변태점 근처로 유지하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 사상압연온도는 750~830℃로 유지하는 것이 바람직하다.

사상압연후 강냉각을 부여하기 위하여, 권취온도를 500~590℃ 정도의 저온으로 유지하는 것이 바람직하다. 즉, 590℃ 이상의 고온에서 권취하면 페라이트 입도가 조대해지는 반면에 500℃ 미만의 저온에서 권취하면 강도가 커져 권취불량이 발생하게 되어 제품으로서의 기능을 상실하게 된다. 따라서, 상술된 권취온도역에서는 미세한 침상조직이 형성되므로 강도 및 저온 충격인성 확보가 가능하다.

이하, 본 발명에 따른 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판 제조방법을 구체적으로 설명한다.

먼저, 중량%로 C:0.04~0.07%, Mn:1.50~1.70%, Si:0.15~0.25%, P:0.010% 이하, S:0.003% 이하, Nb:0.040~0.060%, V:0.040~0.060%, Ti:0.010~0.025%, Mo:0.10~0.30%, Ni:0.10~0.30%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용강의 성분설계 기준을 만족하는 조성이 되도록 예비처리 공정에서 용선 탈인 및 용선 탈황처리를 하고 전로 취련과정을 거친 다음 탈황 및 개재물 포집능 향상을 위해 출강중 래들내에 생석회 0.20~0.30톤, 형석 0.20~0.30톤을 투입하였다.

노외정련 공정에서는 용강의 교반, 성분 미세조정 과정을 거친후 파우더 인젝션시 Ca-Si 200~300kg을 투입하고 최종적으로 약 8분이상 충분히 용강을 교반함으로써 개재물 구상화를 촉진시켰다. 그 결과 제조된 강의 턴디시에서의 성분실적은 하기 표 1과 같다.

[표 1]

강종	C	Mn	Si	P	S	Nb	V	Ti	Mo	Ni
A	0.045	1.58	0.24	0.010	0.003	0.056	0.057	0.020	0.13	0.14
B	0.051	1.55	0.21	0.008	0.001	0.052	0.053	0.023	0.17	0.18
C	0.053	1.63	0.21	0.010	0.001	0.049	0.050	0.016	0.25	0.20
D	0.059	1.48	0.17	0.009	0.003	0.059	0.048	0.017	0.29	0.28

그리고, 연주주조시 중심편석 방지를 위하여 연주 세그먼트별 강의 냉각패턴을 적용하였다.

이 후에, 상기 표 1에 나타난 성분을 갖는 강종은 도 1에 나타난 바와 같은 가열공정에서부터 권취공정까지의 조건으로 처리되었다. 도 1에서 발명예는 본 발명에 따른 열연조건으로 처리된 강을 의미하고 비교예는 본 발명에 따른 열연조건들 중에서 적어도 하나의 조건이 상이한 강을 의미한다.

즉, 발명예에서는, 연주공정에서 얻어진 슬라브를 재가열할 때, 열연공정에서 오스테나이트 입도 미세화를 위해 재가열 분위기 온도를 1250~1300℃의 범위 내로 제한하였고 가열시간은 200~250분의 범위 내로 제한하였다. 그리고, 조압연 공정에서는 전반 스탠드(Stand)에서의 조압연 패스수를 상대적으로 5회 정도로 증가시킴과 동시에 후반 스탠드에서의 매 패스시의 압연속도를 115mpm과 105mpm의 저속으로 유지하였고, 조압연 마무리 온도를 850~930℃의 범위 내로 유지하였다. 또한, 충격인성에 유리한 침상조직의 확보를 위해 사상압연 마무리온도를 750~830℃의 범위 내로 유지하였으며, 사상압연 종료후 열연판의 냉각은 결정립 조대화 방지를 위해 전단 급냉패턴을 적용하였고, 권취온도 역시 침상조직의 형성을 위해500~590℃의 범위 내로 유지하였다.

한편, 비교예에서는, 슬라브를 재가열할 때 가열시간을 280~309분으로 유지하였다. 조압연 공정에서는 전반 스탠드에서의 조압연 패스수를 3회로 유지하여 조압연 후단 스탠드 진입온도를 상대적으로 높게 유지하였다. 그 결과, 170~185초 정도의 공냉시간이 요구되었다.

상기된 바와 같이 제조되어 도 1에 나타난 발명재와 비교재 각각에 대한 기계적 성질 및 충격흡수에너지를 측정하고, 그 결과는 하기 표 2에 나타나 있다.

[표 2]

구분	강종	기계적 성질(30°방향)	충격시험(30°방향)	시간당생산량 (Ton/hr)
		항복강도(MPa)	인장강도 (MPa)		연신율(%)	항복비(%)	-60℃(CVN, Joule)
발명예1	A	542	668	35	81	310	557
발명예2	B	549	685	36	80	309	555
발명예3	C	552	674	35	82	315	550
발명예4	D	543	679	37	80	325	566
비교예1	A	539	666	35	81	305	410
비교예2	B	550	685	36	80	285	415
비교예3	C	555	694	35	80	293	417
비교예4	D	540	685	37	79	308	420

상기 표 2를 참조하면, 발명예의 경우 비교예에 비하여 강도 및 충격인성이 동등하거나 또는 더 우수함을 알 수 있다.

이는, 발명예에 있어서, 먼저 인(P)의 함량을 최소화함으로써 주편에서의 중심편석을 제거하여 인성향상을 도모하였고, 가열로에서 비교예와 대비하여 가열온도를 약 20~60℃ 정도 높이고 가열로에서의 가열시간을 약 60~70분 정도 단축하여 슬라브의 결정립 조대화와 석출물 조대화를 억제하는 것에 기인하였다.

또한, 조압연 공정에서는 전단 스탠드에서의 패스수 증가에 따른 냉각능을증가시켜, 결정립을 더욱 미세하게 하였고, 후단 스탠드에 진입하는 바(BAR)의 표면온도도 비교예와 대비하여 약 50℃ 낮은 재결정이하의 온도로 강하시켰음에도 기인한다.

그리고, 매 패스시 압연속도를 감소시킴으로써 냉각능 증가로 바(BAR) 내부의 결정립이 비교예와 대비하여 더욱 미세해짐에도 기인한다.

이에 부가하여, 공냉절차 없이 조압연 마무리 목표온도를 용이하게 확보할 수 있는 데에도 기인한다.

상술된 바와 같이, 열연공정은 열연강재가 두꺼울수록 강도 및 충격인성 측면에서 불리하지만, 15mm 이상의 두께를 갖는 극후물인 발명예에서는 종래의 공정제약을 극복함으로써 비교예와 동등하거나 또는 우수한 인성 및 항복강도를 확보할 수 있었다.

한편, 도 2와 도 3을 참조하면, 발명예와 비교예의 열연강판에서 형성된 조직은 거의 유사함을 알 수 있다. 이는 열연공정에서, 특히 재가열 조건 및 조압연 조건을 변경하여도 조직이 거의 변경되지 않았음을 알 수 있다.

그러나, 단위시간당 생산량을 비교하였을 때, 발명예의 생산량은 비교예의 생산량에 비하여 크게 향상되었음을 알 수 있다. 이는 상술된 바와 같이 가열로에서의 재로시간을 크게 단축시킴으로써 가능하였다.

상기 내용을 요약하면, 강도 및 저온인성이 우수한 라인 파이프용 극후물 고장력 열연강판을 제조하기 위하여, 재가열온도는 종래의 제조법 대비 석출물 고용촉진을 위해 40℃를 높이고 이로 인해 강재 내부에서의 고용시간이 크게 감소되어종래의 제조방법 대비 가열로 재로시간을 70분 이상 단축시켰으며, 조압연공정에서는 냉각능을 증대시키는 조업패턴을 도입하여 종래재에 요구되는 약 180초 정도의 공냉시간을 생략할 수 있게 되었다. 이와 같은 열연공정의 변경에도 불구하고 강재의 강도 및 충격인성은 개선된 실적을 나타내었다. 그 결과, 가열로와 조압연에서의 공정부하를 해소함에 따라 생산성이 종래재 대비 시간당 130톤 이상으로 향상되었다.

상술한 바와 같이 본 발명에 따르면, 가열단계 및 조압연 단계에서 생산량을 급격히 감소시키는 넥크공정을 적절히 제어함으로서 열연강판의 생산성을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라 열악한 한랭지에서 요구되는 최고수준의 우수한 충격인성을 갖는 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강재를 공급할 수 있다.

상기 내용은 본 발명의 바람직한 실시예를 단지 예시한 것으로 본 발명이 속하는 분야의 당업자는 첨부된 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 요지로부터 벗어나지 않고 본 발명에 대한 수정 및 변경을 가할 수 있다는 것을 인식하여야 한다.

Claims (4)

1. 중량%로 C:0.04~0.07%, Mn:1.50~1.70%, Si:0.15~0.25%, P:0.010% 이하,S:0.003%이하, Nb:0.040~0.060%, V:0.040~0.060%, Ti:0.010~0.025%, Mo:0.10~0.30%, Ni:0.10~0.30%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용강을 노외정련시 Ca-Si로 개재물을 구상화 처리하여 준비된 슬라브를 열연강판으로 제조하는 방법에 있어서,

   상기 구상화 처리된 슬라브를 1250~1300℃의 분위기 온도하에서 200~250분 동안 재가열하는 단계와,

   상기 재가열된 슬라브를 850~930℃ 정도의 마무리 온도를 갖도록 조압연하는 단계와,

   750~830℃ 정도의 마무리온도를 갖도록 상기 슬라브를 사상압연하는 단계와,

   500~590℃의 온도에서 권취하는 단계로 이루어진 것을 특징으로 하는 생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판 제조방법.
2. 제1항에 있어서,

   상기 조압연의 마무리 온도는 상기 재가열된 슬라브를 조압연 공정에서의 전반 스탠드에서 5회 내지 7회 정도로 조압연 패스시키고 후반 스탠드에서 매 패스시의 압연속도를 100 내지 120mpm 정도로 유지함으로써 형성되는 것을 특지응로 하는 생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판 제조방법.
3. 제1항에 있어서,

   조압연에서의 최종 패스시 압하율을 20% 이상으로 유지하는 것을 특징으로 하는 생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판 제조방법.
4. 제1항에 있어서,

   사상압연시 50% 이상의 누적압하율을 통해서 바두께를 40~60mm로 유지하는 것을 특징으로 하는 생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판 제조방법.