KR20140055460A - Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same - Google Patents

Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same Download PDF

Info

Publication number
KR20140055460A
KR20140055460A KR1020120122413A KR20120122413A KR20140055460A KR 20140055460 A KR20140055460 A KR 20140055460A KR 1020120122413 A KR1020120122413 A KR 1020120122413A KR 20120122413 A KR20120122413 A KR 20120122413A KR 20140055460 A KR20140055460 A KR 20140055460A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
line pipe
less
cooling
rolling
Prior art date
Application number
KR1020120122413A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR101467049B1 (en
Inventor
강동훈
고상기
김규태
신경진
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020120122413A priority Critical patent/KR101467049B1/en
Publication of KR20140055460A publication Critical patent/KR20140055460A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101467049B1 publication Critical patent/KR101467049B1/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Disclosed are a steel sheet for a line pipe having excellent resistance to hydrogen induced cracking and low temperature toughness and high strength by controlling an alloying element, and a process condition and a method for manufacturing the steel sheet for a line pipe. According to the present invention, the method for manufacturing the steel sheet for a line pipe manufactures a steel sheet which consists of: 0.05 to 0.10 wt% of carbon (C), 0.15 to 0.25 wt% of silicon (Si), 1.2 to 1.5 wt% of manganese (Mn), 0.01 wt% or less of phosphorous (P), 0.001 wt% or less of sulfur (S), 0.02 to 0.04 wt% of soluble aluminum (S_Al), 0.1 to 0.4 wt% of copper (Cu), 0.02 to 0.04 wt% of niobium (Nb); 0.1 to 0.2 wt% of chrome (Cr), 0.1 to 0.3 wt% of nickel (Ni), 0.005 to 0.015 wt% of titanium (Ti), 0.03 to 0.06 wt% of vanadium (V), 0.02 to 0.04 wt% of molybdenum (Mo), 0.0001 to 0.0020 wt% of calcium (Ca), remainder iron (Fe) and inevitable impurities. The final micro-structure has a composition structure containing acicular ferrite, polygonal ferrite, and bainite. The steel sheet for a line pipe has a toughness strength (TS) of 535 to 760 MPa, a yield point of 450 to 600 MPa, and a yield ratio of 93% or less.

Description

라인파이프용 강판 및 그 제조 방법{STEEL SHEET FOR LINE PIPE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}TECHNICAL FIELD [0001] The present invention relates to a steel sheet for a line pipe,

본 발명은 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 수소유기균열에 대한 저항성과 저온인성이 우수하면서도 고강도를 갖는 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a steel sheet for a line pipe and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a steel sheet for a line pipe having excellent resistance to hydrogen organic cracking and low temperature toughness through control of alloy components and process conditions, ≪ / RTI >

라인파이프용 강판은 사워 가스(sour gas) 분위기에서 내부식 균열성을 요구받는다. 그러나, 심해나 한랭지역으로 라인파이프의 사용이 확대됨에 따라 점차 고강도, 고인성 및 후물화되어 가는 추세에 있다.The steel sheet for a line pipe is required to have an internal cracking property in a sour gas atmosphere. However, as the use of line pipes increases in the deep sea or cold regions, there is an increasing tendency toward high strength, high toughness, and after-treatment.

TMCP(thomo-mechanical control process)로 제작되는 고강도 라인파이프용 강판은 합금 성분 및 압연조건에 따라 재질의 편차가 크게 달라지며, 두께가 증가할수록 압하량과 냉각속도의 불균형으로 인해 두께 중심부에 MnS와 같은 중심편석이 발생하거나 펄라이트와 같은 밴드형 조직의 형성으로 인해 물성이 크게 저하된다.The steel plate for high-strength line pipe manufactured by TMCP (thomo-mechanical control process) greatly changes in the material according to the alloy composition and the rolling conditions. As the thickness increases, MnS The same center segregation occurs or the formation of a band-like structure such as pearlite significantly deteriorates physical properties.

관련 선행문헌으로는 대한민국 등록특허 제10-1069995호(2011.10.04 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.
Korean Patent No. 10-1069995 (published on October 4, 2011) is a related prior art document, which discloses a steel sheet for a high strength line pipe and a manufacturing method thereof.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 저항복비 특성을 가짐과 더불어, 수소유기균열에 대한 저항성과 저온인성이 우수하면서도 고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a steel sheet for a high strength line pipe, which is excellent in resistance to hydrogen organic cracking and low temperature toughness, and has a resistance to brittleness property by controlling alloy components and process conditions.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 535 ~ 760MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa, 항복비 : 93% 이하, 연신율(EL) : 26% 이상 및 경도 : 185 ~ 248Hv를 갖는다.
Another object of the present invention is to provide a process for producing a polypropylene resin having a tensile strength (TS) of 535 to 760 MPa, a yield point (YP) of 450 to 600 MPa, a yield ratio of not more than 93%, an elongation (EL) of not less than 26% To 248 Hv.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 라이파이프용 강판 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.15 ~ 0.25%, Mn : 1.2 ~ 1.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.001% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.04%, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, Cr : 0.1 ~ 0.2%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Ti : 0.005 ~ 0.015%, V : 0.03 ~ 0.06%, Mo : 0.02 ~ 0.04%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계; (c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 810 ~ 920℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및 (d) 상기 2차 압연된 판재를 FCT(Finish Cooling Temperature) : 450 ~ 500℃ 조건으로 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
(A) 0.05 to 0.10% of C, 0.15 to 0.25% of Si, 1.2 to 1.5% of Mn, and P: 0.1 to 0.2% of Cr, 0.1 to 0.3% of Ni, 0.1 to 0.3% of Ni, 0.005 to 0.015% of Ti, 0.01 to 0.01% of S, 0.001% or less of S, 0.02 to 0.04% of S_Al, 0.1 to 0.4% of Cu, 0.02 to 0.04% of Nb, Reheating the slab plate consisting of 0.03 to 0.06% of V, 0.02 to 0.04% of Mo, 0.0001 to 0.0020% of Ca and the balance of Fe and other unavoidable impurities; (b) primary rolling the reheated plate in an austenite recrystallization zone; (c) secondarily rolling the primary rolled plate at a finishing rolling temperature (FRT) of 810 to 920 占 폚; And (d) cooling the secondary rolled plate to a finishing cooling temperature (FCT) of 450 to 500 ° C.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 라인파이프용 강판은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.15 ~ 0.25%, Mn : 1.2 ~ 1.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.001% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.04%, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, Cr : 0.1 ~ 0.2%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Ti : 0.005 ~ 0.015%, V : 0.03 ~ 0.06%, Mo : 0.02 ~ 0.04%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 가지며, 인장강도(TS) : 535 ~ 760MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 항복비 : 93% 이하를 갖는 것을 특징으로 한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a steel sheet for a line pipe comprising 0.05 to 0.10% of C, 0.15 to 0.25% of Si, 1.2 to 1.5% of Mn, 0.01% S: 0.001% or less, S_Al: 0.02-0.04%, Cu: 0.1-0.4%, Nb: 0.02-0.04%, Cr: 0.1-0.2%, Ni: 0.1-0.3% 0.03 to 0.06% of Mo, 0.02 to 0.04% of Mo, 0.0001 to 0.0020% of Ca and the balance of Fe and other inevitable impurities. The final microstructure is composed of accicular ferrite, polygonal ferrite ) And bainite, and has a tensile strength (TS) of 535 to 760 MPa, a yield point (YP) of 450 to 600 MPa and a yield ratio of 93% or less.

본 발명은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 조절함으로써, 저항복비 특성을 가짐과 더불어, 수소유기균열에 대한 저항성과 저온인성이 우수하면서도 고강도를 갖는 라인파이프용 강판을 제조할 수 있다.According to the present invention, the final microstructure is controlled to have a composite structure including acicular ferrite, polygonal ferrite and bainite through control of alloy components and process conditions, , It is possible to produce a steel sheet for a line pipe having excellent resistance to hydrogen organic cracking and high temperature toughness and high strength.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 라인파이프용 강판은 인장강도(TS) : 535 ~ 760MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa, 항복비 : 93% 이하, 연신율(EL) : 26% 이상 및 경도 : 185 ~ 248Hv를 갖는다.Thus, the steel sheet for a line pipe manufactured by the method according to the present invention has a tensile strength (TS) of 535 to 760 MPa, a yield point (YP) of 450 to 600 MPa, a yield ratio of 93% or less, an elongation And a hardness of 185 to 248 Hv.

또한, 상기 방법으로 제조되는 라인파이프용 강판은 -20℃에서의 충격 흡수에너지 : 45J 이상 및 -20℃에서의 연성파면율(DWTT) : 85% 이상을 갖는다.
The steel sheet for a line pipe produced by the above method has an impact absorption energy at -20 캜 of 45J or more and a ductile waveguide ratio (DWTT) at -20 캜 of 85% or more.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 라인파이프용 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 1/4t 지점에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 실시예 1 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 1/2t 지점에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 4는 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편들에 대한 냉각속도에 따른 연성파면율 변화를 나타낸 그래프이다.1 is a flow chart showing a process for manufacturing a steel sheet for a line pipe according to an embodiment of the present invention.
2 is a photograph showing the microstructure of the specimens prepared according to Example 1 and Comparative Examples 1 and 2 at 1 / 4t point.
FIG. 3 is a photograph showing microstructures at 1 / 2t points of the specimens prepared according to Example 1 and Comparative Examples 1 and 2. FIG.
FIG. 4 is a graph showing changes in ductile wavefront ratio according to cooling rates for the specimens manufactured according to Example 1 and Comparative Example 1. FIG.

본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.The features of the present invention and the method for achieving the same will be apparent from the accompanying drawings and the embodiments described below. However, the present invention is not limited to the embodiments described below, but may be embodied in various forms. The present embodiments are provided so that the disclosure of the present invention is complete and that those skilled in the art will fully understand the scope of the present invention. The invention is only defined by the description of the claims.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Hereinafter, a steel sheet for a line pipe according to a preferred embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings.

라인파이프용 강판Steel plate for line pipe

본 발명에 따른 라인파이프용 강판은 인장강도(TS) : 535 ~ 760MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa, 항복비 : 93% 이하, 연신율(EL) : 26% 이상, 경도 : 185 ~ 248Hv, -20℃에서의 충격 흡수에너지 : 45J 이상 및 -20℃에서의 연성파면율(DWTT) : 85% 이상을 갖는 것을 목표로 한다.The steel sheet for a line pipe according to the present invention preferably has a tensile strength (TS) of 535 to 760 MPa, a yield point (YP) of 450 to 600 MPa, a yield ratio of 93 percent or less, an elongation (EL) of 26 percent or more, a hardness of 185 to 248 Hv, The impact absorbing energy at -20 캜: 45 J or more, and the ductile waveguide ratio (DWTT) at -20 캜: 85% or more.

이를 위해, 본 발명에 따른 라인파이프용 강판은 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.15 ~ 0.25%, Mn : 1.2 ~ 1.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.001% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.04%, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, Cr : 0.1 ~ 0.2%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Ti : 0.005 ~ 0.015%, V : 0.03 ~ 0.06%, Mo : 0.02 ~ 0.04%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.To this end, the steel sheet for a line pipe according to the present invention contains 0.05 to 0.10% of C, 0.15 to 0.25% of Si, 1.2 to 1.5% of Mn, 0.01% or less of P, 0.001% or less of S, 0.1 to 0.2% of Cr, 0.1 to 0.3% of Ni, 0.005 to 0.015% of Ti, 0.03 to 0.06% of V, 0.03 to 0.06% of V, 0.02 to 0.04% of Cu, 0.02 to 0.04%, Ca: 0.0001 to 0.0020%, and the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities.

이때, 상기 강판은 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖는다.
At this time, the steel sheet has a composite structure in which the final microstructure includes acicular ferrite, polygonal ferrite, and bainite.

이하, 본 발명에 따른 라인파이프용 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component included in the steel sheet for a line pipe according to the present invention will be described.

탄소(C)Carbon (C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가된다.Carbon (C) is added to ensure strength.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있으며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.The carbon (C) is preferably added in an amount of 0.05 to 0.10% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of carbon (C) is less than 0.05% by weight, it may be difficult to secure sufficient strength. On the other hand, when the content of carbon (C) exceeds 0.10% by weight, toughness may be lowered and weldability may be deteriorated in the case of electrical resistance welding (ERW).

한편, 본 발명에 따른 라인파이프용 강판은 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함하는 것이 더 바람직하다.Meanwhile, the steel sheet for a line pipe according to the present invention is characterized in that carbon (C), manganese (Mn), copper (Cu), nickel (Ni), chromium (Cr), molybdenum It is more preferable to include vanadium (V).

이는 강관 제조를 위한 전기저항용접(ERW)시, In the case of electrical resistance welding (ERW) for steel pipe manufacturing,

수학식 1 : [C] + [Mn/6] + [Si/24] + [Ni/40] + [Cr/5] + [Mo/4] + [V/14] ≤ 0.43 (여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)로 탄소 함량이 일정 범위 내에 들어야 용접부 균열 발생이 현저히 감소하기 때문이다.
Cr / 5] + [Mo / 4] + [V / 14]? 0.43 where [C] + [Mn / 6] + [Si / 24] + [Ni / Is the weight% of each element), the occurrence of cracks in welds is significantly reduced if the carbon content is within a certain range.

실리콘(Si)Silicon (Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.Silicon (Si) acts as a deoxidizer in the steel and contributes to securing strength.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.15 ~ 0.25 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.25 중량%를 초과할 경우에는 강판의 인성 및 용접성이 열화되는 문제가 있다.
The silicon (Si) is preferably added at a content ratio of 0.15 to 0.25% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of silicon (Si) is less than 0.15% by weight, the effect of the addition can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of silicon (Si) exceeds 0.25% by weight, the toughness and weldability of the steel sheet deteriorate.

망간(Mn)Manganese (Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. Manganese (Mn) is an element useful for improving strength without deteriorating toughness.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 1.2 ~ 1.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.
The manganese (Mn) is preferably added in an amount of 1.2 to 1.5% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of manganese (Mn) is less than 1.2% by weight, the effect of addition thereof can not be exhibited properly. On the other hand, when the content of manganese (Mn) exceeds 1.5% by weight, there is a problem of increasing the sensitivity to temper embrittlement.

인(P)In (P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.Phosphorous (P) is added to inhibit cementite formation and increase strength.

그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.01 중량% 이하로 제한하였다.
However, phosphorus (P) may cause weldability to deteriorate and cause final material deviation by slab center segregation. Therefore, in the present invention, the content of phosphorus (P) is limited to 0.01% by weight or less based on the total weight of the steel sheet for a line pipe.

황(S)Sulfur (S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해한다. 특히, 상기 황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 응력부식균열에 대한 저항성을 악화시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있다.Sulfur (S) inhibits the toughness and weldability of steel. In particular, the sulfur (S) bonds with manganese (Mn) to form MnS nonmetallic inclusions, thereby deteriorating the resistance against stress corrosion cracking, thereby causing cracks during steel processing.

따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.001 중량% 이하로 제한하였다.
Therefore, in the present invention, the content of sulfur (S) is limited to 0.001% by weight or less based on the total weight of the steel sheet for a line pipe.

가용성 알루미늄(S_Al)Soluble Aluminum (S_Al)

가용성 알루미늄(S_Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.Soluble aluminum (S_Al) acts as a deoxidizer to remove oxygen in the steel.

상기 가용성 알루미늄(S_Al)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.02 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 연주에 어려움이 있어 생산성을 떨어뜨리며, Al2O3와 같은 피닝효과를 일으키는 화합물을 형성하여 오스테나이트 결정입자를 미세화시키는 요인으로 작용한다.
The soluble aluminum (S_Al) is preferably added in an amount of 0.02 to 0.04% by weight of the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of soluble aluminum (S_Al) is less than 0.02% by weight, the above deoxidation effect can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of soluble aluminum (S_Al) exceeds 0.04% by weight, it is difficult to perform, resulting in a decrease in productivity and a compound which causes a pinning effect such as Al 2 O 3 to form austenite crystal grain Lt; / RTI >

구리(Cu)Copper (Cu)

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다.Copper (Cu) contributes to solid solution strengthening and enhances strength.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강판의 열간가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제점이 있다.
The copper (Cu) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.4% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of copper (Cu) is less than 0.1% by weight, the effect of addition thereof can not be exhibited properly. On the other hand, when the content of copper (Cu) exceeds 0.4% by weight, the hot workability of the steel sheet is lowered and the sensitivity to stress relief cracking after welding is increased.

니오븀(Nb)Niobium (Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 저온인성을 향상시킨다.Niobium (Nb) combines with carbon (C) and nitrogen (N) at high temperatures to form carbides or nitrides. Niobium carbide or nitride improves the strength and low-temperature toughness of a steel sheet by suppressing crystal grain growth during rolling and making crystal grains finer.

니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 강판의 용접성을 저하시키며, 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
Niobium (Nb) is preferably added in a content ratio of 0.02 to 0.04% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of niobium (Nb) is less than 0.02% by weight, the effect of the addition can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of niobium (Nb) exceeds 0.04% by weight, the weldability of the steel sheet is lowered, and the strength and low-temperature toughness are not improved any more, but are present in a state of being solidified in the ferrite, have.

크롬(Cr)Chromium (Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 강도 향상에 기여한다. 또한 크롬(Cr)은 δ페라이트영역을 확대하고, 아포정(hypo-peritectic)역을 고탄소 측으로 이행시켜 슬라브 표면품질을 개선하는 역할을 한다.Chromium (Cr) is a ferrite stabilizing element and contributes to strength improvement. Chromium (Cr) also plays a role in enlarging the delta ferrite region and shifting the hypo-peritectic region to the high carbon side to improve the slab surface quality.

상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.2 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.2 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 강관 제조시 용접 열영향부(HAZ)의 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다.
The chromium (Cr) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.2% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. If the content of chromium (Cr) is less than 0.1% by weight, the effect of addition thereof can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of chromium (Cr) is over 0.2 wt%, there is a problem that toughness of the weld heat affected zone (HAZ) is deteriorated at the time of manufacturing the steel pipe.

니켈(Ni)Nickel (Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다. Nickel (Ni) is effective for improvement in toughness while improving incineration.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우에는 강판의 냉간가공성을 저하시킨다. 또한 과다한 니켈(Ni)의 첨가는 강판의 제조 비용을 크게 상승시킨다.
The nickel (Ni) is preferably added in an amount of 0.1 to 0.3% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. If the content of nickel (Ni) is less than 0.1% by weight, the effect of the addition can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of nickel (Ni) exceeds 0.3% by weight, the cold workability of the steel sheet is lowered. Also, the addition of excessive nickel (Ni) greatly increases the manufacturing cost of the steel sheet.

티타늄(Ti)Titanium (Ti)

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부의 조직을 미세화시킴으로써 열연 강판의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.Titanium (Ti) has the effect of improving the toughness and strength of hot-rolled steel sheet by making Ti (C, N) precipitates having high stability at high temperatures, thereby finishing the austenite grain growth and refining the texture of the welded portion.

상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.015 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.015 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
The titanium (Ti) is preferably added in an amount of 0.005 to 0.015% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.005% by weight, there arises a problem that aging hardening occurs due to the remaining solid carbon and nitrogen employed without precipitation. On the contrary, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.015% by weight, coarse precipitates are produced, which lowers the low-temperature impact properties of the steel and raises the manufacturing cost without further effect of addition.

바나듐(V)Vanadium (V)

바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.Vanadium (V) plays a role in improving the strength of steel through precipitation strengthening effect by precipitate formation.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.03 ~ 0.06 중량%의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.03 중량% 미만일 경우에는 바나듐 첨가에 따른 석출강화 효과가 불충분하다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
The vanadium (V) is preferably limited to a content ratio of 0.03 to 0.06% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of vanadium (V) is less than 0.03% by weight, the precipitation strengthening effect due to vanadium addition is insufficient. On the contrary, when the content of vanadium (V) exceeds 0.06% by weight, the low-temperature impact toughness deteriorates.

몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)

몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로써 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시킨다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다.Molybdenum (Mo) is a substitutional element and improves the strength of steel by solid solution strengthening effect. In addition, molybdenum (Mo) serves to improve the hardenability of the steel.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 없이 제조비용만을 상승시키는 문제가 있다.
The molybdenum (Mo) is preferably added in an amount of 0.02 to 0.04% by weight based on the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of molybdenum (Mo) is less than 0.02% by weight, the above effects can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of molybdenum (Mo) exceeds 0.04% by weight, there is a problem of raising the manufacturing cost without further effect.

칼슘(Ca)Calcium (Ca)

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.Calcium (Ca) is added for the purpose of improving electrical resistance weldability by inhibiting the formation of MnS inclusions by forming CaS inclusions. That is, calcium (Ca) has a higher affinity with sulfur than manganese (Mn), so CaS inclusions are formed and CaS inclusions are reduced when calcium is added. Such MnS is stretched during hot rolling to cause hook defects and the like in electrical resistance welding (ERW), so that electrical resistance weldability can be improved.

상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 라인파이프용 강판 전체 중량의 0.0001 ~ 0.0020 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 0.0001 중량% 미만일 경우에는 상기의 MnS 제어 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.0020 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 연주성 및 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.
The calcium (Ca) is preferably added in an amount of 0.0001 to 0.0020 wt% of the total weight of the steel sheet for a line pipe according to the present invention. When the content of calcium (Ca) is less than 0.0001 wt%, the above MnS control effect can not be exerted properly. On the contrary, when the content of calcium (Ca) exceeds 0.0020% by weight, generation of CaO inclusions is excessively generated, which deteriorates performance and electrical resistance weldability.

라인파이프용 강판 제조 방법Method of manufacturing steel sheet for line pipe

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 라인파이프용 강판 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.1 is a flow chart showing a process for manufacturing a steel sheet for a line pipe according to an embodiment of the present invention.

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 라인파이프용 강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간 압연 단계(S120) 및 냉각 단계(S130)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.
Referring to FIG. 1, a method for manufacturing a steel sheet for a line pipe according to an embodiment of the present invention includes a slab reheating step (S110), a hot rolling step (S120), and a cooling step (S130). At this time, the slab reheating step (S110) is not necessarily performed, but it is more preferable to carry out the step to derive effects such as reuse of precipitates.

본 발명에 따른 라인파이프용 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.15 ~ 0.25%, Mn : 1.2 ~ 1.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.001% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.04%, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, Cr : 0.1 ~ 0.2%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Ti : 0.005 ~ 0.015%, V : 0.03 ~ 0.06%, Mo : 0.02 ~ 0.04%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.In the method for manufacturing a steel sheet for a line pipe according to the present invention, the semi-finished slab plate to be subjected to the hot rolling process may contain 0.05 to 0.10% of C, 0.15 to 0.25% of Si, 1.2 to 1.5% of Mn, 0.1 to 0.2% of Cr, 0.1 to 0.3% of Ni, 0.1 to 0.3% of Ni, 0.005 to 0.015% of Ti, 0.01 to 0.01% of S, 0.001% or less of S, 0.02 to 0.04% of S_Al, 0.1 to 0.4% of Cu, 0.02 to 0.04% of Nb, 0.03 to 0.06% of V, 0.02 to 0.04% of Mo, 0.0001 to 0.0020% of Ca, and the balance of Fe and other unavoidable impurities.

이때, 상기 조성을 갖는 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다.
At this time, the slab plate having the above composition can be obtained through a continuous casting process after obtaining a molten steel having a desired composition through a steelmaking process.

슬라브 재가열Reheating slabs

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1050 ~ 1250℃로 재가열한다. 이러한 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다.In the slab reheating step S110, the slab plate having the above composition is reheated to a slab reheating temperature (SRT) of 1050 to 1250 ° C. Through the reheating of the slab plate, re-use of the segregated components and re-use of precipitates may occur during casting.

본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1050℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 미세 조직의 페라이트가 조대화되어 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조비용만 상승할 수 있다.
If the slab reheating temperature (SRT) is less than 1050 DEG C in this step, the segregated components in casting may not be sufficiently reused. On the other hand, when the SRT exceeds 1250 ° C, the austenite grain size increases and the ferrite of the final microstructure is coarsened, which may make it difficult to secure strength. In addition, can do.

1차 압연Primary rolling

1차 압연 단계(S120)는 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연한다. 이때, 오스테나이트 재결정영역은 RDT(Roughing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.In the primary rolling step (S120), the reheated plate is primarily rolled in the austenite recrystallization region. At this time, the austenite recrystallization region may be a condition of Roughing Delivery Temperature (RDT): 850 to 950 ° C, but is not limited thereto.

본 단계에서, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 850℃ 미만일 경우에는 조압연 패스 중 공랭시간 확보를 위한 시간이 필요하며 이로 인해 생산성이 떨어질 위험이 있다. 이와 반대로, 1차 압연 마무리 온도(RDT)가 950℃를 초과할 경우에는 충분한 압하율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.
In this step, when the primary rolling finish temperature (RDT) is less than 850 ° C, time is required to secure the cooling time during the rough rolling pass, which may result in a decrease in productivity. On the other hand, when the primary rolling finish temperature (RDT) exceeds 950 占 폚, it may be difficult to secure a sufficient reduction rate.

2차 압연Secondary rolling

2차 압연 단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 810 ~ 920℃ 조건으로 2차 압연한다.In the secondary rolling step (S130), the primary rolled plate is secondarily rolled under the condition of FRT (Finishing Rolling Temperature): 810 to 920 ° C.

본 단계에서, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 810℃ 미만일 경우에는 이상역 압연이 발생하여 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 저온 충격인성을 크게 저하시킬 수 있다. 반대로, 2차 압연 마무리 온도(FRT)가 920℃를 초과할 경우에는 연성 및 인성은 우수하나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다.If the secondary rolling finishing temperature (FRT) is lower than 810 ° C in this step, abnormal reverse rolling occurs to form a nonuniform structure, which may significantly reduce the low temperature impact toughness. On the other hand, when the secondary rolling finishing temperature (FRT) exceeds 920 占 폚, the ductility and toughness are excellent, but the strength is rapidly lowered.

이때, 2차 압연은 미재결정 영역에서의 누적압하율이 60 ~ 80%가 되도록 실시될 수 있다. 만일, 2차 압연의 누적압하율이 60% 미만일 경우에는 균일하면서도 미세한 조직을 확보하는 것이 어려워 강도 및 충격인성의 편차가 심하게 발생할 수 있다. 반대로, 2차 압연의 누적압하율이 80%를 초과할 경우에는 압연 공정 시간이 길어져 생선성이 저하되는 문제가 있다.
At this time, the secondary rolling may be performed so that the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is 60 to 80%. If the cumulative rolling reduction of the secondary rolling is less than 60%, it is difficult to obtain a uniform and fine structure, which may cause a significant variation in strength and impact toughness. On the other hand, when the cumulative reduction rate of the secondary rolling exceeds 80%, there is a problem that the rolling process time is prolonged and the fishy property is deteriorated.

냉각Cooling

냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 SCT(Start Cooling Temperature) : 730 ~ 760℃ 및 FCT(Finish Cooling Temperature) : 450 ~ 500℃ 조건으로 냉각한다.In the cooling step (S140), the secondary rolled plate is cooled in the conditions of SCT (Start Cooling Temperature): 730 to 760 ° C and FCT (Finish Cooling Temperature): 450 to 500 ° C.

본 단계에서, 냉각개시온도(SCT)가 730℃ 미만일 경우에는 폴리고날 페라이트(polygonal)의 형성 분율이 너무 높아 강도가 미달될 수 있다. 반대로, 냉각개시온도(SCT)가 760℃를 초과할 경우, 가속냉각이 충분하면 폴리고날 페라이트 형성 분율이 너무 낮아 강도는 높으나 항복비가 목표값을 초과하게 되어 변형능을 확보할 수 없고, 가속냉각이 충분하지 못하면 조직전체가 폴리고날 페라이트로 형성되어 강도를 확보할 수 없게 된다.If the cooling start temperature (SCT) is lower than 730 DEG C in this stage, the formation fraction of polygonal ferrite is too high and the strength may be lowered. On the other hand, when the cooling start temperature (SCT) exceeds 760 占 폚, if the accelerated cooling is sufficient, the polygonal ferrite formation fraction is too low and the strength is high but the yield ratio exceeds the target value, If it is not sufficient, the whole structure is formed of polygonal ferrite and the strength can not be secured.

또한, 냉각종료온도(FCT)가 450℃ 미만일 경우에는 강의 제조비용이 증가하며, 저온 조직이 생성되어 강도 확보에는 유리하나, 저온 인성에 취약해지는 문제가 있다. 반대로, 냉각종료온도(FCT)가 500℃를 초과할 경우에는 베이나이트가 형성되지 않아 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.If the cooling end temperature (FCT) is lower than 450 캜, the cost of producing the steel increases and low-temperature structure is produced, which is advantageous in securing strength but is problematic in low temperature toughness. Conversely, when the cooling end temperature (FCT) exceeds 500 ° C, bainite is not formed and it may be difficult to ensure sufficient strength.

또한, 본 단계에서, 냉각 속도는 15 ~ 30℃/sec의 속도로 실시하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 15℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 냉각 속도가 30℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 강판의 형상에 불리할 수 있다.
In this step, the cooling rate is preferably 15 to 30 DEG C / sec. When the cooling rate is less than 15 DEG C / sec, it is difficult to secure sufficient strength and toughness. Conversely, if the cooling rate exceeds 30 DEG C / sec, cooling control is difficult, and excessive cooling may adversely affect the shape of the steel sheet.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 라인파이프용 강판은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 갖도록 조절함으로써, 저항복비 특성을 가짐과 더불어, 수소유기균열에 대한 저항성과 저온인성이 우수하면서도 고강도를 갖는 라인파이프용 강판을 제조할 수 있다.The steel sheet for a line pipe manufactured in the above-described processes (S110 to S140) can be produced by controlling the alloy components and controlling the process conditions so that the final microstructure is composed of acicular ferrite, polygonal ferrite and bainite ), It is possible to produce a steel sheet for a line pipe which has resistance to brittleness characteristics and has high resistance to hydrogen organic cracking and low temperature toughness and high strength.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 라인파이프용 강판은 인장강도(TS) : 535 ~ 760MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa, 항복비 : 93% 이하, 연신율(EL) : 26% 이상 및 경도 : 185 ~ 248Hv를 갖는다.Thus, the steel sheet for a line pipe manufactured by the method according to the present invention has a tensile strength (TS) of 535 to 760 MPa, a yield point (YP) of 450 to 600 MPa, a yield ratio of 93% or less, an elongation And a hardness of 185 to 248 Hv.

또한, 상기 방법으로 제조되는 라인파이프용 강판은 -20℃에서의 충격 흡수에너지 : 45J 이상 및 -20℃에서의 연성파면율(DWTT) : 85% 이상을 갖는다.
The steel sheet for a line pipe produced by the above method has an impact absorption energy at -20 캜 of 45J or more and a ductile waveguide ratio (DWTT) at -20 캜 of 85% or more.

실시예Example

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.Hereinafter, the configuration and operation of the present invention will be described in more detail with reference to preferred embodiments of the present invention. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
The contents not described here are sufficiently technically inferior to those skilled in the art, and a description thereof will be omitted.

1. 시편의 제조1. Preparation of specimens

표 1 및 표 2의 조성과 표 3의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열, 1차 압연, 2차 압연 및 냉각의 열연공정을 모사하였다.
The specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2 were prepared with the compositions of Tables 1 and 2 and the process conditions of Table 3. At this time, in the case of the specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2, the ingots having the respective compositions were prepared and subjected to a hot rolling process of heating, primary rolling, secondary rolling and cooling using a rolling simulation tester Respectively.

[표 1] (단위 : 중량%)[Table 1] (unit:% by weight)

Figure pat00001

Figure pat00001

[표 2] (단위 : 중량%)[Table 2] (unit:% by weight)

Figure pat00002

Figure pat00002

[표 3] [Table 3]

Figure pat00003

Figure pat00003

2. 기계적 물성 평가2. Evaluation of mechanical properties

표 4는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.
Table 4 shows the results of evaluation of mechanical properties of the specimens prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2.

[표 4] [Table 4]

Figure pat00004
Figure pat00004

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 535 ~ 760MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa, 항복비 : 93% 이하, 연신율(EL) : 26% 이상, 경도 : 185 ~ 248Hv, -20℃에서의 충격 흡수에너지 : 45J 이상 및 -20℃에서의 연성파면율(DWTT) : 85% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다. 또한, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 CLR(Crack Length Ratio) : 15% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 5% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 1.5% 이하를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.
Tensile Strength (TS): 535 to 760 MPa, YP: 450 to 600 MPa, Yield Value: 93 (corresponding to the target value) of the specimens prepared according to Examples 1 to 3, , An elongation (EL) of 26% or more, a hardness of 185 to 248 Hv, an impact absorption energy at -20 캜 of 45 J or more, and a ductile waveguide ratio (DWTT) of 85% or more at -20 캜 Able to know. In the case of the specimens prepared according to Examples 1 to 3, the Crack Length Ratio (Crack Ratio) of 15% or less, the Crack Thickness Ratio (CTR) of 5% or less and the Crack Sensitivity Ratio % ≪ / RTI >

반면, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 몰리브덴(Mn)이 첨가되지 않으며, FCT 및 냉각속도가 본 발명에서 제시하는 범위를 만족하지 못하는 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 대부분의 기계적 물성은 목표값을 만족하였으나, 경도 및 연성파면율(DWTT)이 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다. 또한, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, CLR(Crack Length Ratio) 및 CTR(Crack Thickness Ratio)은 목표값을 만족하였으나, CSR(Crack Sensitivity Ratio)이 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.On the other hand, compared with Example 1, most of the alloying elements were added in similar contents, but molybdenum (Mn) was not added, and according to Comparative Examples 1 and 2 in which the FCT and the cooling rate did not satisfy the ranges suggested by the present invention For the prepared specimens, most of the mechanical properties satisfied the target value, but the hardness and ductile wave fracture ratio (DWTT) were below the target value. In the specimens prepared according to Comparative Examples 1 and 2, the Crack Length Ratio (Crack Ratio) and the Crack Thickness Ratio (CTR) satisfied the target values, but the Crack Sensitivity Ratio (CSR) have.

또한, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, 탄소당량(Ceq)이 목표값에 해당하는 0.35 이하를 모두 만족하고 있는데 반해, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 탄소당량(Ceq)이 목표값을 상향하는 것을 확인할 수 있다.
Further, in the case of the specimens prepared according to Examples 1 to 3, the carbon equivalent (Ceq) satisfied all the values of 0.35 or less corresponding to the target value, whereas in the specimens prepared according to Comparative Examples 1 and 2, (Ceq) increases the target value.

한편, 도 2는 실시예 1 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 1/4t 지점에 대한 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 실시예 1 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 1/2t 지점에 대한 미세조직을 나타낸 사진이다.2 is a photograph showing the microstructure of the specimens prepared according to Example 1 and Comparative Examples 1 and 2 at 1 / 4t point, and Fig. 3 is a photograph showing the specimen prepared according to Example 1 and Comparative Examples 1 and 2 At a 1 / 2t point of the microstructure.

도 2의 (a) 및 도 3의 (a)에 도시된 바와 같이, 실시예 1에 따라 제조된 시편은 두께 방향(1/4t, 1/2t)과 무관하게 최종 미세조직이 침상형 페라이트(AF), 폴리고날 페라이트(PF) 및 베이나이트(B)를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 확인할 수 있다.As shown in Figs. 2 (a) and 3 (a), the specimen produced according to Example 1 has a structure in which the final microstructure is formed of acicular ferrite (1 / 4t, 1 / AF), polygonal ferrite (PF), and bainite (B).

반면, 도 2의 (b) 및 도 3의 (b)에 도시된 바와 같이, 비교예 1에 따라 제조된 시편은 두께 방향(1/4t, 1/2t)과 무관하게 침상형 페라이트(AF), 폴리고날 페라이트(PF), 펄라이트(P) 및 베이나이트(B)를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 확인할 수 있다.On the other hand, as shown in Figs. 2 (b) and 3 (b), the specimens prepared in accordance with Comparative Example 1 were formed into acicular ferrite (AF) irrespective of the thickness direction (1 / 4t, , Polygonal ferrite (PF), pearlite (P), and bainite (B).

또한, 도 2의 (c) 및 도 4의 (c)에 도시된 바와 같이, 비교예 2에 따라 제조된 시편은 두께 방향(1/4t, 1/2t)과 무관하게 침상형 페라이트(AF), 폴리고날 페라이트(PF) 및 펄라이트(P)를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 확인할 수 있다. 미세조직 사진들에서 알 수 있는 바와 같이, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 베이나이트(B) 조직 대비 폴리고날 페라이트(PF) 조직이 소량으로 생성되어, 본 발명에서 제시하는 기계적 물성을 만족하지 못하는 것을 확인하였다.
2 (c) and Fig. 4 (c), the specimens prepared in accordance with Comparative Example 2 were evaluated for the shape of the acicular ferrite (AF) irrespective of the thickness direction (1 / 4t, , Polygonal ferrite (PF), and pearlite (P). As can be seen from the microstructure photographs, in the case of the specimens prepared according to Comparative Examples 1 and 2, a polygonal ferrite (PF) structure was produced in a small amount relative to the bainite (B) structure, It is confirmed that it does not satisfy the physical properties.

한편, 도 4는 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편들에 대한 냉각속도에 따른 연성파면율 변화를 나타낸 그래프이다. 이때, 연성파면율(DWTT)은 라인파이프용 강판의 균열전파 정지특성을 나타내며, 85% 이상을 만족하여야 합격으로 판정하고 있다.Meanwhile, FIG. 4 is a graph showing changes in ductile wavefront ratio according to cooling rates for the specimens manufactured according to Example 1 and Comparative Example 1. FIG. At this time, the ductile wave fracture ratio (DWTT) represents the crack propagation stopping property of the steel sheet for a line pipe, and it is judged to be acceptable if it satisfies 85% or more.

도 4에 도시된 바와 같이, 30℃/sec의 속도로 냉각을 실시한 실시예 1(△)의 경우, 저온 영역에서의 연성파면율(DWTT)이 전반적으로 우수한 특성을 나타내는 것을 알 수 있다. 이와 달리, 10℃/sec의 속도로 냉각을 실시한 비교예 1(○)의 경우, 0℃에서의 연성파면율은 목표값을 만족하였으나, 대략 -10℃ 이하에서부터 연성파면율(DWTT) 값이 급격히 저하되는 것을 확인할 수 있다.
As shown in Fig. 4, in the case of Example 1 (DELTA) in which cooling was carried out at a rate of 30 DEG C / sec, the ductile wavefront ratio DWTT in the low temperature region exhibits excellent overall characteristics. On the other hand, in Comparative Example 1 (∘) in which cooling was carried out at a rate of 10 ° C / sec, the ductile waveguide ratio at 0 ° C satisfied the target value, but the value of the ductile waveguide ratio DWTT It can be confirmed that it is rapidly decreased.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
While the invention has been described in connection with what is presently considered to be the most practical and preferred embodiment, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments. Such changes and modifications are intended to fall within the scope of the present invention unless they depart from the scope of the present invention. Accordingly, the scope of the present invention should be determined by the following claims.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 1차 압연 단계
S130 : 2차 압연 단계
S140 : 냉각 단계S110: Slab reheating step
S120: Primary rolling step
S130: Secondary rolling step
S140: cooling step

Claims (8)

(a) 중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.15 ~ 0.25%, Mn : 1.2 ~ 1.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.001% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.04%, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, Cr : 0.1 ~ 0.2%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Ti : 0.005 ~ 0.015%, V : 0.03 ~ 0.06%, Mo : 0.02 ~ 0.04%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 압연하는 단계;
(c) 상기 1차 압연된 판재를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 810 ~ 920℃ 조건으로 2차 압연하는 단계; 및
(d) 상기 2차 압연된 판재를 FCT(Finish Cooling Temperature) : 450 ~ 500℃ 조건으로 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판 제조 방법.
(a) 0.05 to 0.10% of C, 0.15 to 0.25% of Si, 1.2 to 1.5% of Mn, 0.01% or less of P, 0.001% or less of S, 0.02 to 0.04% of S_Al, TiO: 0.03 to 0.06%, Mo: 0.02 to 0.04%, Ca: 0.0001 to 0.04%, Nb: 0.02 to 0.04%, Cr: 0.1 to 0.2% 0.0020% and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities;
(b) primary rolling the reheated plate in an austenite recrystallization zone;
(c) secondarily rolling the primary rolled plate at a finishing rolling temperature (FRT) of 810 to 920 占 폚; And
(d) cooling the secondary rolled plate to a finishing cooling temperature (FCT) of 450 to 500 ° C.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판 제조 방법.

수학식 1 : [C] + [Mn/6] + [(Cu + Ni)/15] + [(Cr + Mo + V)/5] ≤ 0.35
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
The method according to claim 1,
The slab plate
(C), manganese (Mn), copper (Cu), nickel (Ni), chromium (Cr), molybdenum (Mo) and vanadium (V) in a range satisfying the following formula A method of manufacturing a steel plate for a line pipe.

[C] + [Mn / 6] + [(Cu + Ni) / 15] + [(Cr + Mo + V) / 5]
(Where [] is the weight percentage of each element)
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
상기 2차 압연된 판재를 SCT(Start Cooling Temperature) : 730 ~ 760℃ 조건으로 실시하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (d)
The cooling
Wherein the secondary rolled plate is subjected to SCT (Start Cooling Temperature): 730 to 760 ° C.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 냉각은
15 ~ 30℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the step (d)
The cooling
At a rate of 15 to 30 占 폚 / sec.
중량%로, C : 0.05 ~ 0.10%, Si : 0.15 ~ 0.25%, Mn : 1.2 ~ 1.5%, P : 0.01% 이하, S : 0.001% 이하, S_Al : 0.02 ~ 0.04%, Cu : 0.1 ~ 0.4%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, Cr : 0.1 ~ 0.2%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Ti : 0.005 ~ 0.015%, V : 0.03 ~ 0.06%, Mo : 0.02 ~ 0.04%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 침상형 페라이트(accicular ferrite), 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 및 베이나이트(bainite)를 포함하는 복합 조직을 가지며, 인장강도(TS) : 535 ~ 760MPa, 항복점(YP) : 450 ~ 600MPa 및 항복비 : 93% 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
0.1 to 0.25% of Si, 1.2 to 1.5% of Mn, 0.01% or less of P, 0.001% or less of S, 0.02 to 0.04% of S_Al, 0.1 to 0.4% of Cu, 0.02 to 0.04% of Nb, 0.1 to 0.2% of Cr, 0.1 to 0.3% of Ni, 0.005 to 0.015% of Ti, 0.03 to 0.06% of V, 0.02 to 0.04% of Mo, 0.0001 to 0.0020% of Ca, The remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities,
The final microstructure has a composite structure including acicular ferrite, polygonal ferrite and bainite, and has a tensile strength (TS) of 535 to 760 MPa and a yield point (YP) of 450 - 600 MPa and a yield ratio of 93% or less.
제5항에 있어서,
상기 강판은
하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 구리(Cu), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함하는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.

수학식 1 : [C] + [Mn/6] + [(Cu + Ni)/15] + [(Cr + Mo + V)/5] ≤ 0.35
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
6. The method of claim 5,
The steel sheet
(C), manganese (Mn), copper (Cu), nickel (Ni), chromium (Cr), molybdenum (Mo) and vanadium (V) in a range satisfying the following formula Steel sheet for line pipe.

[C] + [Mn / 6] + [(Cu + Ni) / 15] + [(Cr + Mo + V) / 5]
(Where [] is the weight percentage of each element)
제5항에 있어서,
상기 강판은
연신율(EL) : 26% 이상 및 경도 : 185 ~ 248Hv를 갖는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.
6. The method of claim 5,
The steel sheet
An elongation (EL) of 26% or more and a hardness of 185 to 248 Hv.
제5항에 있어서,
상기 강판은
-20℃에서의 충격 흡수에너지 : 45J 이상 및 -20℃에서의 연성파면율(DWTT) : 85% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 라인파이프용 강판.6. The method of claim 5,
The steel sheet
An impact absorption energy at -20 占 폚 of 45 J or more and a ductile wavefront ratio (DWTT) at -20 占 폚 of 85% or more.
KR1020120122413A 2012-10-31 2012-10-31 Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same KR101467049B1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020120122413A KR101467049B1 (en) 2012-10-31 2012-10-31 Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020120122413A KR101467049B1 (en) 2012-10-31 2012-10-31 Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20140055460A true KR20140055460A (en) 2014-05-09
KR101467049B1 KR101467049B1 (en) 2014-12-01

Family

ID=50887107

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020120122413A KR101467049B1 (en) 2012-10-31 2012-10-31 Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101467049B1 (en)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019125091A1 (en) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 High-strength steel having excellent low-yield-ratio characteristics, and manufacturing method therefor
JP6690787B1 (en) * 2019-03-29 2020-04-28 Ｊｆｅスチール株式会社 ERW steel pipe, its manufacturing method, and steel pipe pile
CN115595498A (en) * 2022-05-25 2023-01-13 昆明理工大学（Cn） Ti-Zr-Mo composite microalloyed 800 MPa-grade high-strength high-toughness steel plate and preparation method thereof
US11649519B2 (en) * 2016-12-22 2023-05-16 Posco Co., Ltd Sour-resistant heavy-wall steel plate having excellent low-temperature toughness and post-heat treatment characteristics and method for manufacturing same

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101977489B1 (en) * 2017-11-03 2019-05-10 주식회사 포스코 Steel plate for welded steel pipe having excellent low-temperature toughness, post weld heat treated steel plate and manufacturing method thereof

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100851189B1 (en) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 Steel plate for linepipe having ultra-high strength and excellent low temperature toughness and manufacturing method of the same
KR100957970B1 (en) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 High-strength and high-toughness thick steel plate and method for producing the same

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11649519B2 (en) * 2016-12-22 2023-05-16 Posco Co., Ltd Sour-resistant heavy-wall steel plate having excellent low-temperature toughness and post-heat treatment characteristics and method for manufacturing same
WO2019125091A1 (en) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 High-strength steel having excellent low-yield-ratio characteristics, and manufacturing method therefor
KR20190077184A (en) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 High strength steel sheet having excellent low yield ratio property, and manufacturing method for the same
EP3730653A4 (en) * 2017-12-24 2021-03-03 Posco High-strength steel having excellent low-yield-ratio characteristics, and manufacturing method therefor
US11519045B2 (en) 2017-12-24 2022-12-06 Posco High-strength steel having excellent low-yield-ratio characteristics, and manufacturing method therefor
JP6690787B1 (en) * 2019-03-29 2020-04-28 Ｊｆｅスチール株式会社 ERW steel pipe, its manufacturing method, and steel pipe pile
WO2020202333A1 (en) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 Electric resistance welded steel pipe and method for manufacturing same, and steel pipe pile
CN115595498A (en) * 2022-05-25 2023-01-13 昆明理工大学（Cn） Ti-Zr-Mo composite microalloyed 800 MPa-grade high-strength high-toughness steel plate and preparation method thereof
CN115595498B (en) * 2022-05-25 2023-06-16 昆明理工大学 Ti-Zr-Mo composite microalloyed 800 MPa-level high-strength high-toughness steel plate and preparation method thereof

Also Published As

Publication number Publication date
KR101467049B1 (en) 2014-12-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7411072B2 (en) High-strength, extra-thick steel material with excellent low-temperature impact toughness and method for producing the same
KR101467049B1 (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR20140056760A (en) Steel for pressure vessel and method of manufacturing the same
KR20130046968A (en) High strength steel sheet and method of manufacturing the steel sheet
KR20140098901A (en) Hot rolled steel sheet for steel pipe and method of manufacturing the steel pope
KR101546132B1 (en) Extremely thick steel sheet and method of manufacturing the same
KR20130002175A (en) Steel and method of manufacturing the steel and manufacturing method of steel pipe using the steel
KR20150076888A (en) Extremely thick steel sheet and method of manufacturing the same
KR20150002956A (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR101467030B1 (en) Method for manufacturing high strength steel plate
KR101443445B1 (en) Non-heated type high strength hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR101546124B1 (en) Hot-rolled steel and method of manufacturing the same
KR101400662B1 (en) Steel for pressure vessel and method of manufacturing the same
KR20130034205A (en) Shape steel and method of manufacturing the shape steel
KR101185222B1 (en) Api hot-rolled steel sheet with high strength and method for manufacturing the api hot-rolled steel sheet
KR101435319B1 (en) Method of manufacturing steel sheet
KR101505290B1 (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR101443446B1 (en) Non-heated type hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR101412372B1 (en) Hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the hot-rolled steel sheet
KR101546147B1 (en) High strength steel plate and method for manufacturing the same
KR20140042107A (en) Hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR101377890B1 (en) High strength hot-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR101455471B1 (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same
KR20160036991A (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
KR101400516B1 (en) Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20171107

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20181017

Year of fee payment: 5