KR20230026017A - 극저온 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

극저온 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도를 가지며, 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

극저온 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 {STEEL PLATE FOR LINEPIPE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND HIGH STRENGTH AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 극저온 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 라인파이프 및 CGL (Compressed Gas Liquid)의 운송 용기 등에 사용되는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 기후조건이 열악한 시베리아, 알래스카 등의 한랭지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서 유전지역의 풍부한 가스 자원을 라인파이프를 통해 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 활발히 진행 중에 있다. 특히, 극한지의 동토지대 및 Compressor Station에는 지상식 파이프라인이 건설되며, 이를 위해서는 파이프라인 설계온도 -45℃에서 인성이 우수한 API-X70강이 요구된다. 또한, 새로운 천연가스 수송 방법으로 제시되고 있는 CGL (Compressed Gas Liquid)의 운송용 파이프 용기에도 설계온도 -45℃에서 모재 및 용접부의 파괴인성이 우수한 API-X70 강의 필요성이 대두되고 있다.
라인파이프용 강재가 극저온에서 안전하게 사용되기 위해서는 취성 파괴 정지 특성을 나타내는 DWTT (Drop Weight Tearing Test) 특성이 필수적으로 우수해야 한다. 매설용 및 일반 환경에서는 기본적으로 파이프 상태에서 DWTT 연성파면율이 -20℃에서 85% 이상이면 사용이 가능하다. 그러나 극한지의 지상 파이프라인이나 CGL 운송 용기용 파이프에 사용되는 강판은 기본적으로 DWTT 연성파면율이 -45℃에서 85% 이상을 보유해야 한다. 또한, 용접부에서의 취성 파괴 저항성이 우수해야 한다.
DWTT 특성은 강재의 유효 결정립도와 미세조직의 종류와 깊은 연관성을 나타낸다. 유효 결정입도는 고경각 입계를 갖는 결정립들의 크기로 정의되며, 균열이 개시되어 전파할 때 균열은 유효 결정립계에서 진전 경로가 바뀌게 된다. 따라서, 유효 결정립도가 미세화될수록 균열의 전파저항성은 증가하게 된다. 일반적으로 유효 결정립도를 미세화하기 위해서는 열간압연 단계에서 반복적인 재결정 및 미재결정역 압연에 의한 입도 미세화를 실시하고, 압연 직후 가속냉각을 실시한다. 이를 통해 미세한 등축 페라이트, 침상 페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 구현한다. 등축 페라이트와 침상 페라이트는 미세하여 인성이 우수하나 강도가 다소 낮으며, 베이나이트는 탄소 과포화도가 높아 강도가 높으나, 유효 결정립도가 조대하여 인성이 열화될 수 있다. 따라서, 최적의 강도-인성을 위해서는 등축 페라이트, 침상 페라이트 및 베이나이트의 분율을 적절하게 제어해야 한다. 또한, 압연 및 냉각으로 미세화된 조직은 용접에 의해 변하게 되므로, 용접부가 극저온 인성이 우수하려면, 용접부 인성 관점에서의 합금설계가 필요하다.
특허문헌 1에서는 슬라브 추출온도를 1000~1150℃로 제어하고 있으며, 압연은 Ar3 이상에서 종료 후 냉각 개시를 Ar3 이하에서 수행한다. 특히, 냉각 개시 온도를 Ar3-50℃~Ar3로 제한하고 있으며, 냉각 종료 온도는 300~550℃로 제한하고 있다. 상기와 같은 제조조건을 통하여 평균입경이 5μm인 페라이트를 50~80% 포함하며, 종횡비가 6 이하인 베이나이트를 가지는 2상(Dual Phase) 조직을 구현함으로써 -30~-20℃에서 DWTT 85% 연성파면율을 구현하였다. 이처럼, 페라이트 면적율을 50~80%로 구현함으로써 DWTT 연성파면율을 향상시켰으나, 이는 인장강도를 X70급 이상으로 구현하기 어려운 단점이 있다. 또한, Mn 및 Nb의 함량이 낮아 강도를 효과적으로 확보하기에 어려움이 있다.
특허문헌 2에서는 미세조직이 면적분율로, 페라이트 50~65%, 베이나이트 30~40% 및 도상 마르텐사이트 5~10%를 포함하며, 페라이트의 평균 유효 결정립 크기가 10μm 이하, 베이나이트 평균 유효 결정립 크기가 20μm 이하, 도상 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기를 4μm 이하로 제어하였다. 이를 통하여, 보증온도 -20℃ 이하에서 90% 이상의 DWTT 연성파면율을 확보하고 동시에 85% 이하의 저항복비 특성을 가지는 항복강도 70ksi급 라인파이프용 강을 제조하는 방법을 제시하였다.
특허문헌 3에서는 미세조직이 면적분율로, 침상 페라이트 60~80%, 베이나이트 20~30%, 등축 페라이트 10% 미만 및 도상 마르텐사이트 5% 미만이며, 침상 페라이트와 등축 페라이트의 평균 유효 결정립 크기가 10μm 이하, 베이나이트의 평균 유효 결정립 크기가 20μm 이하, 도상 마르텐사이트의 평균 유효 결정립 크기를 3μm 이하로 제어하였다. 이를 통해, -30℃ 이하에서 85% 이상의 DWTT 연성파면율을 가지면서, 88% 미만의 항복비를 가지는 것을 특징으로 하는 두께 25mm 이상의 후물 라인파이프용 강판을 제조하는 방법을 제시하였다.
상기 특허문헌들은 기본적으로 -30℃에서 85% 이상의 DWTT 연성파면율을 가지는 라인파이프 강에 관한 것으로, -45℃에서 용접부 인성이 우수하며 DWTT 연성파면율 85% 이상의 극저온 인성을 요구하는 극한지 지상 파이프라인 및 CGL 운송용기용 강재의 요구 특성을 만족하기에는 미흡한 단점이 있다.
일본 특허공개공보 제2010-077492호 (2010.04.08 공개) 한국 특허공개공보 제10-2012-0073408호 (2012.07.05 공개) 한국 특허공개공보 제10-2015-0074706호 (2015.07.02 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면 극저온 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.30%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.03~0.05%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.25~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1의 R 값이 18 이상이며,
미세조직으로 등축 페라이트를 50~70면적%, 침상 페라이트 및 베이나이트를 30~50면적%, 도상 오스테나이트/마르텐사이트(MA)를 5면적% 이하로 포함하는 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = Ni 당량/Pcm
Ni 당량 = [Ni] + 0.65*[Cr] + 1.05*[Mn] + 0.98*[Mo] + 0.35*[Si] +12.6*[C]
Pcm = [C] + ([Si]/30) + {([Mn]+[Cu]+[Cr])/20} + ([Ni]/60) + ([Mo]/15) + ([V]/10) + 5*[B]
(여기서, Pcm은 저온 균열 감수성 지수이며, [Ni], [Cr], [Mn], [Mo], [Si], [C], [Cu], [V] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 강판의 중심부(1/4~3/4t, 여기서 t는 강판 두께이다.)에서 15도 기준 고경각 입계의 평균입도가 15μm 이하일 수 있다.
상기 강판은 항복강도가 485MPa 이상일 수 있다.
상기 강판은 -45℃에서 DWTT (Drop Weight Tearing Test) 연성파면율이 85% 이상이며, -45℃에서 용접열영향부 CTOD (Crack Tip Opening Displacement) 값이 0.15mm 이상일 수 있다.
상기 강판은 두께가 20mm 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.30%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.03~0.05%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.25~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 R 값이 18 이상인 강 슬라브를 1050~1130℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 재결정역에서 패스당 평균 압하율 10% 이상으로 압연하는 재결정역 압연 단계;
상기 재결정역에서 압연된 강판을 Ar3+60℃~Tnr의 미재결정역에서 누적 압하율 70% 이상으로 압연하는 미재결정역 압연 단계; 및
상기 미재결정역에서 압연된 강판을 Ar3~Ar3+30℃의 냉각 개시 온도로 Ms-70℃~Bs 온도범위까지 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = Ni 당량/Pcm
Ni 당량 = [Ni] + 0.65*[Cr] + 1.05*[Mn] + 0.98*[Mo] + 0.35*[Si] +12.6*[C]
Pcm = [C] + ([Si]/30) + {([Mn]+[Cu]+[Cr])/20} + ([Ni]/60) + ([Mo]/15) + ([V]/10) + 5*[B]
(여기서, Pcm은 저온 균열 감수성 지수이며, [Ni], [Cr], [Mn], [Mo], [Si], [C], [Cu], [V] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 재결정역에서 압연 후 미재결정역 온도범위까지 공냉하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 미재결정역 압연 후, 강판의 두께는 20mm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 극저온 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 저온 파괴 인성이 우수하고, 동시에 용접부 파괴 저항성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있으며, 한냉지에서의 경제적인 라인파이프 및 CGL 운송 용기 등에 사용되는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 발명예 2의 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 비교예 1의 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 3은 EBSD 실험으로 측정한 발명예 2의 15도 기준 고경각 결정립 분포도를 나타낸 것이다.
도 4는 EBSD 실험으로 측정한 비교예 1의 15도 기준 고경각 결정립 분포도를 나타낸 것이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명자는 상기 종래의 문제점을 해결하고자, 두께 20mm 이하의 강판에 대하여 -45℃에서 용접부 취성 파괴 저항성 및 모재부 파괴인성이 우수한 강재를 제조를 위해 깊이 연구하였다.
그 결과, C, Mn, Ni 및 Nb를 최적화하는 합금설계, 저온 가열, 저온역 제어압연 및 강도와 인성을 최적화하기 위한 정밀한 냉각제어를 통해 등축 페라이트, 침상 페라이트, 베이나이트 및 도상 마르텐사이트의 혼합조직을 얻음으로써 상기 물성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.30%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.03~0.05%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.25~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.04~0.07%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이나, 그 함량이 0.07%를 초과하여 다량 첨가할 경우, 용접성, 성형성, 인성 등에 악영향을 미치므로, 본 발명에서는 이를 고려하여 상한을 0.07%로 한정할 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.065%일 수 있다. 다만, 탄소(C)의 함량이 0.04% 미만이면 동일한 강도를 발휘시키기 위하여 Mo, Ni 등과 같은 다른 고가의 합금원소가 다량 첨가되어야 하므로 비경제적일 수 있다. 따라서, 그 하한은 0.04%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.045%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.15~0.30%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키는 작용을 하므로 탈산 효과를 얻는데 유용하며, 고용강화 원소로도 사용이 가능하므로 본 발명에서는 0.15% 이상 첨가할 수 있다. 실리콘(Si)의 함량이 0.15% 미만이면 용강의 탈산이 충분하지 않아 인성이 저하될 우려가 있으며, 보다 바람직하게는 0.18% 이상 첨가할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.30%를 초과하면 열간압연 시, 실리콘(Si)에 의한 붉은 스케일이 형성되어 강판 표면품질이 저하될 수 있으며, 용접부 인성에도 좋지 않은 영향을 미칠 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.27%일 수 있다.
망간(Mn): 1.5~1.7%
망간(Mn)은 강을 고용 강화하는데 효과적인 원소로, 소입성 증가 효과와 더하여 본 발명에서 목적하는 70ksi급 강재에 요구되는 충분한 항복강도를 확보하기 위해서는 그 함량을 1.5% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.53% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 망간(Mn)의 함량이 1.7%를 초과하면 제강 공정에서 슬라브 주조 시, 두께 강재 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종 제품의 용접성을 해치므로 바람직하지 않으며, 보다 바람직한 상한은 1.67%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05%
알루미늄(Al)은 제강 시, Si과 함께 탈산제로 첨가되며 고용 강화 효과가 있어 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)이 0.01% 미만으로 포함될 경우 탈산 효과가 불충분하여 인성이 저하될 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.015% 이상 포함할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 0.05%를 초과하면 충격인성이 저하될 수 있어 그 상한을 0.05%로 할 수 있다. 보다 바람직하게는 상한이 0.04% 이하일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 강의 응고 과정에서 TiN 석출물을 형성하여 슬라브 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하며, 최종조직 입도를 미세화시킴으로써, 강의 인성을 향상시키는 역할을 한다. 티타늄(Ti) ?t량이 0.005% 미만이면 TiN 석출물 형성이 불충분하여 입도 성장 억제 효과를 기대할 수 없으므로, 본 발명에서는 티타늄(Ti) 함량의 하한을 0.005%로 할 수 있다. 보다 바람직한 하한은 0.008%일 수 있다. 다만, 그 함량이 0.02%를 초과하면 통상 용질 티타늄(Ti)의 과다 존재로 슬라브 가열 시, TiN 이 조대하게 석출하여 입도 미세화에 적절하지 않을 수 있다. 보다 바람직하게는 0.017% 이하 포함할 수 있다.
질소(N): 0.002~0.01%
질소(N)의 함량은 상기 Ti 첨가에 기인할 수 있다. 일반적으로 질소(N)는 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 효과는 C와 비교하여 훨씬 크게 작용한다. 다만, 강 중에 존재하는 질소(N)는 인성을 저하시킬 수 있는 것으로 알려져, 가능한 질소(N) 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소(N)를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN을 형성하여, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 할 수 있다. 또한, 그 함량이 부족할 경우, TiN 석출물의 함량이 적어, 입도 성장 억제 효과 또한 저하될 수 있으므로 질소(N)를 0.002% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003% 이상 첨가할 수 있다. 반면, 그 함량이 과도할 경우, 질소(N)가 TiN 형태가 아닌 고용 N으로 존재하게 되어 인성이 크게 저하될 수 있으므로, 그 상한을 0.01%로 할 수 있다. 보다 바람직하게는 0.007%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.03~0.05%
니오븀(Nb)은 결정립을 미세화시키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 고강도 조직인 침상 페라이트 또는 베이나이트의 형성을 촉진시켜 강의 강도를 크게 향상시키는 역할을 한다. 본 발명의 대상인 극저온 인성용 강판에서는 미재결정역 압연 증대에 의해 오스테나이트 입도 미세화가 요구되므로, 미재결정 구간을 확대하기 위한 합금설계가 필요하다. 니오븀(Nb)은 미재결정온도 상승에 효과가 가장 큰 원소로, 그 함량을 0.03% 이상으로 할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.033% 이상으로 할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하면 극저온에서의 용접열영향부 인성이 저하될 수 있는 문제가 있을 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.047%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.05~0.3%
크롬(Cr)은 소입성을 향상시키는 원소로 소재의 강도를 상승시키는데 유효한 원소이다. 크롬(Cr)은 저가 원소로 C 함량 증가 없이 강도를 상승시키는데 유효하므로 본 발명에서는 0.05% 이상 첨가할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.1% 이상 첨가할 수 있다. 그러나, 그 함량이 과도할 경우 용접성의 열화를 유발할 수 있으므로 상한을 0.3%로 할 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.25%일 수 있다.
니켈(Ni): 0.25~0.5%
니켈(Ni)은 인성을 향상시키는데 사용되는 원소로, 모재 및 용접열영향부의 취성 파괴 저항성을 향상시키며, 강도 향상에 기여한다. 본 발명에서 목적하는 극저온 DWTT 특성 및 용접열영향부 인성 확보를 위해 니켈(Ni)을 0.25% 이상 첨가할 수 있다. 보다 바람직한 하한은 0.27%일 수 있다. 다만, 니켈(Ni) 함량이 증가할수록 인성이 향상되나, 고가이며 첨가량 증대에 따라 인성이 비례적으로 증가하지는 않으므로 그 상한을 0.5%로 한정할 수 있다. 보다 바람직하게는 0.45% 이하로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.3% 이하
몰리브덴(Mo)은 본 발명에서 필수 원소는 아니나, 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 저온 변태 조직인 베이나이트 생성을 조장하여 고강도, 고인성 특성을 동시에 얻는데 유효하다. 다만, 몰리브덴(Mo)은 고가의 원소이며, 첨가량이 증대하면 용접성이 저하되므로 0%를 포함할 수 있으며, 그 상한은 0.3%로 할 수 있다. 본 발명에서 강도 확보를 위하여 첨가될 시, 바람직하게는 몰리브덴(Mo)을 0.05% 이상 첨가할 수 있다.
인(P): 0.012% 이하
인(P)은 강 중에 존재하는 불순물 원소로서, 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 손상시키기 때문에 가능한 감소시키는 것이 바람직하지만, 지나치게 낮게 관리하는 데에는 많은 시간과 비용이 투입되어야 하므로 그 상한을 0.012%로 제한할 수 있다. 본 발명에서는 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.002% 이하
황(S)은 P과 마찬가지로, 강 중에 존재하는 불순물 원소로, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 손상시키기 때문에 가능한 감소시키는 것이 바람직하다. 특히, 극저온에서 취성 파괴 정지 특성을 확보하기 위해서는 그 상한을 0.002%로 제한할 수 있다. 본 발명에서는 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.004%
칼슘(Ca)은 MnS 개재물을 구상화시켜 개재물 주변에서의 균열 생성을 억제시키는 원소로, 상기 효과를 확보하기 위하여 0.0005% 이상 첨가할 수 있다. 보다 바람직하게는 0.0008% 이상 첨가할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.004%를 초과하면 CaO계 개재물의 다량 형성에 의해 충격인성이 저하될 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.003%일 수 있다.
본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 하기 관계식 1의 R 값이 18 이상일 수 있다.
본 발명에서는 Ni 및 Mn 첨가에 따른 용접부 저온인성을 확보하되, 용접 저온 균열 감수성 저하를 방지하기 위하여 관계식 1을 도출하였다. Ni 당량은 높을수록 용접부 저온인성이 향상될 수 있으나, 그에 따른 합금원소의 함량이 높아지게 되면 용접부 저온 균열 감수성이 상승하게 되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 목적하는 용접부 저온인성을 확보하면서 용접 저온 균열 감수성 저하를 방지하기 위하여 관계식 1의 R 값을 18 이상으로 제한할 수 있다. 관계식 1의 R 값이 18 미만일 경우, 목적하는 용접부 저온인성 특성을 확보할 수 없으며, 용접 저온 균열 감수성이 높아 용접부 특성이 열위하게 되는 문제점이 있다.
[관계식 1]
R = Ni 당량/Pcm
Ni 당량 = [Ni] + 0.65*[Cr] + 1.05*[Mn] + 0.98*[Mo] + 0.35*[Si] +12.6*[C]
Pcm = [C] + ([Si]/30) + {([Mn]+[Cu]+[Cr])/20} + ([Ni]/60) + ([Mo]/15) + ([V]/10) + 5*[B]
(여기서, Pcm은 저온균열 감수성 지수이며, [Ni], [Cr], [Mn], [Mo], [Si], [C], [Cu], [V] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 미세조직으로 등축 페라이트를 50~70면적%, 침상 페라이트 및 베이나이트를 30~50면적%, 도상 오스테나이트/마르텐사이트(MA)를 5면적% 이하로 포함하고, 강판의 중심부(1/4~3/4t, 여기서 t는 강판 두께이다.)에서 15도 기준 고경각 입계의 평균입도가 15μm 이하일 수 있다.
본 발명에서는 극저온 인성을 효과적으로 확보하기 위하여 미세조직을 등축 페라이트와 침상 페라이트로 엄격히 구분하였고, 등축 페라이트를 50~70%, 침상 페라이트 및 베이나이트를 30~50%로 포함할 수 있다. 등축 페라이트가 50% 미만이면 극저온에서의 DWTT 특성 확보가 곤란하고, 70%를 초과하면 목적하는 수준의 강도 확보가 어려울 수 있다. 또한, 침상 페라이트와 베이나이트가 30% 미만이면 강도 확보가 어렵고, 50%를 초과하면 DWTT 특성이 열위할 수 있다. 도상 오스테나이트/마르텐사이트(MA)는 모재 DWTT 특성 및 용접부 저온인성 확보를 위하여 5% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 0%를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명에서는 목적하는 연성파면율을 달성하기 위하여 15도 기준 고경각 입계의 평균입도가 15μm 이하인 것이 바람직하다. 15도 기준 고경각 입계의 평균입도가 15μm를 초과할 경우, 목적하는 연성파면율을 확보할 수 없을 뿐 아니라, 강도의 확보에도 어려움이 있을 수 있다. 15도 기준 고경각 입계의 평균입도는 EBSD를 이용하여 측정할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 압연 및 냉각하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1130℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 하는 공정으로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 상기 가열공정에서는 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하여야 할 뿐 아니라, 과도하게 높은 가열온도로 인하여 결정립이 과도하게 조대화 되는 것을 방지하여야 한다. 가열온도가 1050℃ 미만이면 Nb가 강 중에 충분히 재고용 되지 못하여 강판의 고강도화를 이루기 어려울 뿐 아니라, Nb 미고용에 따라 압연 중 부분 재결정이 발생하여 취성 파괴 정지 특성이 저하된다. 반면, 그 온도가 1130℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화 되어 강판의 결정립 크기가 증가하는 원인을 제공하게 되며, 그 결과, 강판의 극저온 인성이 극히 열화될 수 있다. 또한, 강재 중심부에서의 상부 베이나이트가 형성될 우려가 있으며, 목적하는 등축 페라이트 및 침상 베이나이트 분율을 확보하기에 어려움이 있을 수 있다.
압연
상기 재가열된 강 슬라브를 재결정역에서 패스당 평균 압하율 10% 이상으로 압연할 수 있으며, 상기 재결정역에서 압연된 강판을 Ar3+60℃~Tnr의 미재결정역에서 누적 압하율 70% 이상으로 압연할 수 있다.
강판이 저온인성을 구비하기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하는데, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 확보할 수 있다. 본 발명에서 압연은 두 온도영역에서 실시하는 것이 바람직한데, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.
먼저, 오스테나이트 재결정 영역에서 패스당 평균 압하율 10% 이상으로 다단계 압연을 실시할 수 있다. 패스 당 평균 압하율이 10% 미만일 경우, 재결정 오스테나이트 입도가 조대해서 인성이 열화될 수 있으므로 재결정역 압연의 패스당 평균 압하율은 10% 이상으로 제한할 수 있다.
상기 재결정역에서 압연 후 미재결정역 온도범위까지 슬라브를 압연하지 않고 공냉하는 것이 바람직하다. 이는 해당 온도 구간에서 압연을 가할 경우, 부분 재결정이 일어날 수 있어 조대한 오스테나이트 입도에 기인한 취성 파괴가 일어날 가능성이 높아질 수 있기 때문이다. 여기서, 미재결정역은 오스테나이트 재결정이 일어나지 않는 온도영역이며, Tnr을 기준으로 구분할 수 있다.
미재결정역 온도범위로 냉각된 강판은 미재결정 영역인 Ar3+60℃~Tnr 온도범위에서 누적 압하율 70% 이상으로 열간압연할 수 있다.
미재결정역 압연은 길게 연신된 오스테나이트 입계 및 입내 변형 조직을 유기시켜 미세한 페라이트와 베이나이트를 얻기 위함으로, 강도 및 취성 파괴 정지 특성을 크게 향상시킬 수 있다. 누적 압하율은 클수록 인성 향상에 유효하며, 누적 압하율이 70% 미만이면 극저온에서의 취성 파괴 정지 저항성을 충분히 확보할 수 없는 문제점이 있을 수 있다.
미재결정역 압연에서의 압연 종료 온도는 낮을수록 오스테나이트 변형도가 증가하여 저온 파괴인성 향상에 유효하나, Ar3+60℃ 온도 미만에서는 압연 후 강판을 수냉하기 이전에 강도가 낮은 페라이트가 다량 생성되어 강도가 크게 저하할 수 있다. 또한, 극저온 인성을 확보하기 위한 등축 페라이트 및 침상 페라이트 분율을 적절히 확보하기에 어려움이 있을 수 있다.
냉각
상기 압연된 강판을 Ar3~Ar3+30℃의 냉각개시온도로 Ms-70℃~Bs 온도범위까지 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각할 수 있다.
압연 후 냉각하는 공정은 본 발명에서 중요한 구성 요소이다. 강판의 냉각개시온도가 Ar3 미만일 경우 냉각 이전에 강도가 낮은 등축 페라이트가 다량 생성되어 강도가 크게 저하될 수 있어, 목표하는 극저온 인성을 확보하기에 어려움이 있을 수 있다. 반면, Ar3+30℃를 초과하면 인성이 열위한 조대한 베이나이트가 다량 생성될 학률이 높게 되어 인성이 열화될 우려가 있다.
냉각속도가 10℃/s 미만이면 등축 페라이트 분율이 70% 이상으로 크게 증가하여 X70급 라인파이프 강재의 강도 확보가 어려운 문제점이 있다. 반면, 그 속도가 50℃/s를 초과하면, 도상 오스테나이트/마르텐사이트가 다량 형성될 우려가 있다.
또한, 냉각종료온도가 Bs를 초과하면 베이나이트 생성량이 부족하여 강도가 크게 저하할 수 있으며, 그 온도가 Ms-70℃ 미만이면 조대한 고경각 입계와 미세한 저경각입계를 가지는 침상 페라이트 또는 베이나이트가 다량 형성되어 극저온 DWTT 특성이 저하될 우려가 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 두께가 20mm 이하일 수 있으며, 항복강도가 485MPa 이상이고, -45℃에서 DWTT (Drop Weight Tearing Test) 연성파면율이 85% 이상이며, -45℃에서 용접열영향부 CTOD (Crack Tip Opening Displacement) 값이 0.15mm 이상으로, 고강도이면서 저온 파괴인성이 우수하고, 용접부 인성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 가지는 두께 250mm의 슬라브를 제작하여 하기 표 2의 제조조건으로 두께 14.8~20mm의 강판을 제조하였다. 이때, 상기 슬라브에 대해 재결정역 압연은 패스당 평균 압하율 10% 이하로 모두 동일한 조건으로 행하였으며, 냉각 단계 후 상온까지는 공냉을 행하였다.
또한, 하기 표 1에는 강종의 각 원소 함량에 따른 관계식 1의 값, Tnr, Ar3, Bs 및 Ms 값을 나타내었다.
강 종 합금조성(중량%) 관계식 1 Tnr Ar3 Bs Ms
C Si Mn P* S* Ni Cr Mo Nb Al Ca* Ti N*
A 0.052 0.21 1.62 64 6 0.25 0.14 0.09 0.044 0.025 10 0.015 42 18.19 1007 759 568 451
B 0.056 0.20 1.57 59 9 0.26 0.15 0.10 0.044 0.025 11 0.014 43 18.04 1012 760 570 451
C 0.051 0.21 1.58 100 19 0.30 0.15 0.10 0.046 0.021 10 0.015 39 18.38 1015 759 568 452
D 0.060 0.27 1.66 110 19 0.31 0.15 0.08 0.046 0.028 13 0.016 40 18.11 1001 750 561 444
E 0.060 0.21 1.54 100 18 0.30 0.15 0.10 0.044 0.021 10 0.015 35 18.03 1009 759 569 449
F 0.061 0.28 1.62 100 19 0.31 0.15 0.08 0.040 0.027 10 0.016 40 18.03 968 753 562 445
G 0.049 0.27 1.65 100 17 0.31 0.15 0.08 0.039 0.027 11 0.016 40 18.49 962 754 562 449
H 0.060 0.19 1.54 120 19 0.30 0.15 0.10 0.040 0.027 11 0.016 40 18.06 1000 759 571 449
I 0.06 0.25 1.63 120 18 0.43 0.15 0.10 0.041 0.033 12 0.015 40 18.58 985 745 561 443
J 0.058 0.25 1.62 120 18 0.40 0.16 0.10 0.047 0.028 10 0.016 42 18.51 1012 748 562 445
K 0.062 0.26 1.75 120 20 0.27 0.16 0.10 0.036 0.029 12 0.015 38 17.94 957 745 558 442
L 0.060 0.25 1.61 120 18 0.27 0.15 0.10 0.065 0.033 11 0.015 38 17.91 1106 756 564 447
M 0.061 0.22 1.61 120 20 0.14 0.15 0.08 0.040 0.023 20 0.016 40 17.39 988 763 569 449
N 0.09 0.27 1.50 110 19 0.30 0.15 0.08 0.047 0.028 10 0.016 40 17.10 1020 754 565 437
O 0.07 0.3 1.55 110 19 0.27 0.25 0.15 0.045 0.027 10 0.015 40 17.31 989 755 556 444
* 표시된 원소의 함량단위는 ppm이며, 나머지 원소의 함량단위는 중량%이다.
[관계식 1]
R = Ni 당량/Pcm
Ni 당량 = [Ni] + 0.65*[Cr] + 1.05*[Mn] + 0.98*[Mo] + 0.35*[Si] +12.6*[C]
Pcm = [C] + ([Si]/30) + {([Mn]+[Cu]+[Cr])/20} + ([Ni]/60) + ([Mo]/15) + ([V]/10) + 5*[B]
(여기서, Pcm은 저온균열 감수성 지수이며, [Ni], [Cr], [Mn], [Mo], [Si], [C], [Cu], [V] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
○ 미재결정온도 Tnr = 887+(464*[C])+((6445*[Nb])-(644*SQRT([Nb])))+((732*[V])-(230*SQRT([V])))+(890*[Ti])+(363*[Al])-(357*[Si])
○ 페라이트 변태 시작 온도 Ar3 = 910-(273*[C])-(74*[Mn])-(57*[Ni])-(16*[Cr])-(9*[Mo])-(5*[Cu])
○ 베이나이트 변태 시작온도 Bs = 656-(58*[C])-(35*[Mn])-(75*[Si])-(15*[Ni])-(34*[Cr])-(41*[Mo])
○ 마르텐사이트 변태 시작온도 Ms = 529-(423*[C])-(30.4*[Mn])-(17.7*[Ni])-(12.1*[Ti])-(11*[Si])-(7*[N])
(여기서, [C], [Nb], [V], [Ti], [Al], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo], [Cu] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)
시편 번호 강종 두께
(mm)		 재가열 미재결정역 압연 냉각
온도
(℃)		 개시 온도
(℃)		 누적 압하율
(%)		 종료 온도
(℃)		 개시 온도
(℃)		 종료 온도
(℃)		 속도
(℃/s)
1 A 15 1130 960 82 850 780 428 42
2 A 20 1100 881 82 820 761 406 46
3 B 14.8 1100 971 78 853 763 491 46
4 B 20 1100 920 82 840 765 495 46
5 C 16 1130 930 77 840 760 450 25
6 D 15 1130 940 80 840 766 483 20
7 E 16 1130 930 77 840 770 456 22
8 F 15 1130 940 70 840 766 390 21
9 G 15 1130 940 70 840 766 485 17
10 H 16 1130 930 77 840 770 458 22
11 I 20 1130 890 75 810 760 430 18
12 J 20 1130 890 75 820 755 415 17
13 A 20 1120 970 65 870 810 480 45
14 A 20 1100 900 82 820 770 300 52
15 A 20 1140 910 75 810 780 514 33
16 B 20 1120 960 67 860 780 430 58
17 B 20 1120 890 75 810 745 452 49
18 B 14.8 1125 980 78 880 810 400 52
19 H 16 1130 930 77 840 770 660 15
20 K 20 1130 890 75 810 750 400 26
21 L 20 1130 890 75 820 742 455 18
22 M 15 1130 940 70 840 766 394 21
23 N 15 1130 940 70 840 766 395 22
24 O 20 1120 900 75 825 765 430 38
제조된 강판의 일부분을 채취하여 표 3에 나타난 바와 같이, 미세조직을 관찰하고, 상온 인장시험 및 -45℃ DWTT (Drop Weight Tearing Test) 시험을 행하였으며, -45℃에서 CTOD (Crack Tip Opening Displacement) 실험을 수행하였다. 미세조직은 Image Analyzer를 통해 각 조직의 분율을 측정하였으며, 평균 결정입도는 EBSD로 15도 기준 고경각 입계의 평균입도를 나타내었다. 또한 항복강도(YS), 인장강도(TS), 항복비(YS/TS) 및 연신율(El)은 API 5L 00-0701 규격으로 시편을 가공한 후, 상온 인장시험을 행하여 압연 직각 방향의 물성을 측정하였다. DWTT 시험은 -45℃에서 낙중하중시험기를 통하여 측정되었으며, CTOD 실험은 입열량 50kJ/cm로 용접열영향부를 모사하여 -45℃에서 3점 굽힘 시험을 행하여 균열선단열림변위를 측정하여 나타내었다.
시
편
번
호		 강
종		 미세조직 물성 구분
PF
분율
(%)		 AF+B
분율
(%)		 MA
분율
(%)		 평균
결정
입도
(μm)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 항복비
(%)		 연신율
(%)		 -45℃
DWTT
(%)		 -45℃
HAZ
CTOD
(mm)
1 A 52 44 4.0 12.2 591 681 87 32 100 0.77 발명예1
2 A 63 33.5 3.5 11.7 566 631 90 46 100 0.62 발명예2
3 B 54 41.4 4.6 11.9 555 629 88 35 99 0.55 발명예3
4 B 57 38.3 4.7 12.7 554 629 88 40 98 0.35 발명예4
5 C 59 36.9 4.1 11.8 546 665 82 34 97 0.26 발명예5
6 D 60 35.6 4.4 12.2 569 677 84 35 95 0.28 발명예6
7 E 53 42.7 4.3 12.6 521 650 80 37 97 0.34 발명예7
8 F 57 38.4 4.6 12.4 550 654 84 35 96 0.40 발명예8
9 G 52 43.8 4.2 13.1 541 646 84 36 94 0.45 발명예9
10 H 61 34.5 4.5 11.9 521 650 80 31 98 0.37 발명예10
11 I 63 32.8 4.2 13.3 555 651 85 42 88 0.33 발명예11
12 J 62 33.9 4.1 13.1 559 647 86 45 97 0.37 발명예12
13 A 43 53.2 3.8 22.3 589 672 88 41 35 0.45 비교예1
14 A 41 52.6 6.4 20.7 569 642 89 46 59 0.42 비교예2
15 A 45.3 51 3.7 19.2 553 628 88 47 60 0.45 비교예3
16 B 37 58.7 4.3 25.2 571 657 87 38 45 0.56 비교예4
17 B 73 22.4 4.6 12.9 479 557 84 38 93 0.48 비교예5
18 B 52.3 43 4.7 17.3 479 557 84 38 76 0.43 비교예6
19 H 72 23.2 4.8 22.3 474 629 75 38 44 0.42 비교예7
20 K 38 57.3 4.7 16.3 576 673 85 42 88 0.10 비교예8
21 L 44 51.5 4.5 15.7 546 655 83 42 96 0.08 비교예9
22 M 47 48.7 4.3 16.2 511 638 80 35 92 0.05 비교예10
23 N 46 50 4.0 17.6 548 707 78 36 87 0.07 비교예11
24 O 51 44.8 4.2 14.5 559 654 85 43 85 0.06 비교예12
PF: 등축 페라이트, AF+B: 침상 페라이트 + 베이나이트
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 12의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 발명예 2의 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 사진으로, 등축 페라이트를 63면적%로 포함하고, 나머지 침상 페라이트 및 베이나이트를 포함하고 있는 것을 확인할 수 있다. 또한, 도 3은 EBSD 실험으로 측정한 발명예 2의 15도 기준 고경각 결정립 분포도를 나타낸 것으로, 평균 결정입도가 11.7μm로 본 발명의 범위를 만족한다.
반면, 비교예 1은 누적 압하율 및 냉각 개시 온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 예로, 냉각 개시 온도가 제안하는 범위를 초과한 예이다. 그 결과, 도 2에 나타난 바와 같이, 베이나이트가 다량 생성되었으며, 압하율 또한 부족하여, 도 4에 나타난 바와 같이, 고경각 결정립 분포도와 같이 평균 결정입도가 22.3 μm로 조대하여, DWTT 특성이 열위하였다.
비교예 2는 냉각속도가 과도하였으며, 냉각종료온도가 본 발명의 범위를 벗어난 예로, 조대한 침상 페라이트 및 베이나이트가 과다하게 형성되었으며, DWTT 특성이 열위하였다.
비교예 3은 재가열 온도가 본 발명의 범위를 초과한 예로, 결정립 크기가 과도하게 상승하였으며, 목적하는 저온 인성 특성을 충족하지 못하였다.
비교예 4는 압하율이 미달되었으며, 냉각 시, 냉각속도가 본 발명의 범위를 초과한 것으로, 결정입도가 조대하였으며, 빠른 냉각속도로 인해 침상 페라이트 및 베이나이트가 과도하게 형성되어 저온 인성 특성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 5는 압연 종료 온도가 낮아, 강도가 낮은 페라이트가 다량 생성되어 목적하는 수준의 항복강도를 확보할 수 없었다.
비교예 6은 냉각 개시 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과한 예로, 결정입도가 목적하는 수치범위를 벗어나 목적하는 강도를 확보하지 못하였다.
비교예 7은 냉각 종료 온도가 과도하여 조대한 베이나이트가 형성되어 결정입도가 본 발명의 범위를 만족하지 못하였으며, 그로 인해 목적하는 수준의 강도를 확보하지 못하였다.
비교예 8 내지 11은 본 발명의 합금조성을 만족하지 못한 예시로, 각각 Mn, C, Ni 및 Nb 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로, 본 발명에서 제안하는 관계식 1의 값 또한 만족하지 못하였다. 그 결과, 용접열영향부의 취성파괴인성이 열위하였다.
비교예 12는 본 발명의 합금조성 범위는 만족하나, 관계식 1의 값을 만족하지 못하는 경우로, 그 결과 모재의 강도-인성은 만족하나, 용접열영향부의 취성파괴인성이 열위하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (8)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.30%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.03~0.05%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.25~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1의 R 값이 18 이상이며,
    미세조직으로 등축 페라이트를 50~70면적%, 침상 페라이트 및 베이나이트를 30~50면적%, 도상 오스테나이트/마르텐사이트(MA)를 5면적% 이하로 포함하는 강판.
    [관계식 1]
    R = Ni 당량/Pcm
    Ni 당량 = [Ni] + 0.65*[Cr] + 1.05*[Mn] + 0.98*[Mo] + 0.35*[Si] +12.6*[C]
    Pcm = [C] + ([Si]/30) + {([Mn]+[Cu]+[Cr])/20} + ([Ni]/60) + ([Mo]/15) + ([V]/10) + 5*[B]
    (여기서, Pcm은 저온 균열 감수성 지수이며, [Ni], [Cr], [Mn], [Mo], [Si], [C], [Cu], [V] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 중심부(1/4~3/4t, 여기서 t는 강판 두께이다.)에서 15도 기준 고경각 입계의 평균입도가 15μm 이하인 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 485MPa 이상인 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 -45℃에서 DWTT (Drop Weight Tearing Test) 연성파면율이 85% 이상이며, -45℃에서 용접열영향부 CTOD (Crack Tip Opening Displacement) 값이 0.15mm 이상인 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 두께가 20mm 이하인 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 실리콘(Si): 0.15~0.30%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 0.002~0.01%, 니오븀(Nb): 0.03~0.05%, 크롬(Cr): 0.05~0.3%, 니켈(Ni): 0.25~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 인(P): 0.012% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 R 값이 18 이상인 강 슬라브를 1050~1130℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 재결정역에서 패스당 평균 압하율 10% 이상으로 압연하는 재결정역 압연 단계;
    상기 재결정역에서 압연된 강판을 Ar3+60℃~Tnr의 미재결정역에서 누적 압하율 70% 이상으로 압연하는 미재결정역 압연 단계; 및
    상기 미재결정역에서 압연된 강판을 Ar3~Ar3+30℃의 냉각 개시 온도로 Ms-70℃~Bs 온도범위까지 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    R = Ni 당량/Pcm
    Ni 당량 = [Ni] + 0.65*[Cr] + 1.05*[Mn] + 0.98*[Mo] + 0.35*[Si] +12.6*[C]
    Pcm = [C] + ([Si]/30) + {([Mn]+[Cu]+[Cr])/20} + ([Ni]/60) + ([Mo]/15) + ([V]/10) + 5*[B]
    (여기서, Pcm은 저온 균열 감수성 지수이며, [Ni], [Cr], [Mn], [Mo], [Si], [C], [Cu], [V] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
  7. 제6항에 있어서,
    상기 재결정역에서 압연 후 미재결정역 온도범위까지 공냉하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 미재결정역 압연 후, 강판의 두께는 20mm 이하인 강판 제조방법.

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KR20150074706A (ko) 2013-12-24 2015-07-02 주식회사 포스코 중심부 저온 파괴전파 저항성 및 항복비 특성이 동시에 우수한 후물 라인파이프 강재 및 그 제조방법

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