KR101568551B1 - 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판은 중량%로, C: 0.03~0.05%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.5~2.0%, Ni: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.3%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, Al: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 60~80면적%의 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 20~35면적%의 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 및 5면적% 이하의 제2상을 포함한다.

Description

변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법{STEEL SHEET FOR LINEPIPE WITH EXCELLENT DEFORMABILITY AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 건설되고 있는 라인파이프는 우수한 강도 및 인성과 함께 우수한 변형능이 요구된다. 특히 동토지대 등의 가혹한 환경에서 일어나는 지반의 움직임이나 구조물 자체의 하중, 지진 등에 의해 수반되는 점진적인 또는 급격한 변형에 대한 파괴저항성을 증가시키기 위하여 우수한 저온인성과 함께 우수한 변형능에 대한 요구가 더욱 증가하고 있다. 라인파이프용 강은 조관 후 실제로 내식 코팅을 한 후 매설되는데 이 때 균일 연신율이 큰 폭으로 떨어져 변형능이 저하되는 문제점을 가지고 있다. 이에 대해 코팅 시 200℃의 코팅 온도에서 Cottrell 분위기가 형성되고 페라이트 내부에 고용되어 있던 탄소 원자가 전위에 고착되어 항복점 현상이 일어나 균일 연신율이 낮아진다고 알려져 있다.
균일 연신율이 저하되는 현상을 조장하는 페라이트 내부의 탄소 원자의 양을 줄이기 위하여 Ti계 또는 Nb계 탄화물을 이용하는 방법과 시멘타이트를 석출시켜 페라이트 내부의 탄소 원자를 제거하는 방법들이 알려져 있다. 이 중 Ti계 또는 Nb계 탄화물은 600℃ 이상의 고온에서 생성되므로 그 이하의 온도에서도 탄소 원자를 줄이기 위해서는 시멘타이트를 석출시키는 것이 안정적이다. 따라서 시멘타이트의 생성을 억제하는 Si과 같은 원소의 함량을 줄이는 것이 바람직하다. 하지만 실리콘은 알루미늄을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 고용강화 원소로도 효과를 나타내기 때문에 0.01 중량% 이상 첨가해야 한다는 기존 보고들이 있어 최적의 실리콘 함량을 찾는 것이 중요하다.
한편, 기존의 고변형능 라인파이프용 강은 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite, PF)를 주조직으로 하였다. 하지만 이러한 고변형능 강은 전위 밀도가 높은 저온 변태상 및 제2상의 분율이 지나치게 낮아 인장 시험 시 불연속 항복 거동이 나타나는 문제점이 있었다. 따라서 상기 저온변태상 및 제2상을 일정 수준 이상으로 형성시키고, 이를 미세하고 고르게 분포시키고자 하는 연구가 많이 이루어져 왔으나, 현재까지 효과적인 방법은 제시된 바 없는 실정이다.
본 발명의 일 측면은, 저온인성 및 변형능이 매우 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.05%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.5~2.0%, Ni: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.3%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, Al: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 60~80면적%의 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 20~35면적%의 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 및 5면적% 이하의 제2상을 포함하는 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판을 제공한다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.03~0.05%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.01~2.0%, Ni: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.3%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, Al: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후, 1100~1140℃에서 상기 강 슬라브를 추출하는 슬라브 재가열 단계; 상기 재가열된 강 슬라브에 압연을 개시하여, Tnr℃ 내지 Tnr+100℃에서 압연을 종료하는 재결정역 압연단계; 상기 재결정역 압연된 강판에 Tnr-200℃ 내지 Tnr-150℃의 온도에서 압연을 개시하고, Ar3-20℃ 내지 Ar3℃에서 압연을 종료하는 미재결정역 압연단계; 및 상기 미재결정역 압연된 강판을 10~20℃/sec의 속도로 Ms-80℃ 내지 Ms℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함하는 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법을 제공한다.
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 라인파이프용 강판은 -30℃에서 DWTT 연신파면율이 85% 이상이고, 예비변형 뒤 열처리 후 균일연신율이 11% 이상으로, 기후 조건이 열악한 한랭지에서 사용되는 라인파이프용 강판에 바람직하게 적용될 수 있다.
도 1은 본 발명의 발명예 1 및 비교예 1의 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 발명예 1 및 비교예 1의 TiNb 복합탄질화물을 FE-TEM으로 관찰하여 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판 에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분 함량은 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.03~0.05%
C는 고용강화 및 석출강화에 의해 강을 강화시키는데 효과적인 원소이나, 다량 첨가되게 되면 강의 인성을 저하시키기 때문에 이를 고려하여 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 탄소의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 마르텐사이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 제2상을 얻기 어려워 목표하는 강도 확보가 어려우며, 반면, 상기 탄소의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 강의 인성이 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.03~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.2%
Si는 용강을 탈산시키는 역할을 할 뿐만 아니라, 고용강화 원소로서 강의 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 실리콘의 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 상기 실리콘의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 세멘타이트와 같은 2상의 생성을 억제하여 변형능이 저하되며, 인성 및 용접성이 저하되는 단점이 있다. 또한, TiNb 복합 탄질화물이 조대화되어 모재의 저온인성이 저하되는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 실리콘의 함량을 0.01~0.2%로 제한함이 바람직하다.
망간(Mn): 0.5~2.0%
Mn은 고용강화 원소로서 강의 강도를 향상시키는 역할을 하며, 또한 탄소 함량이 적은 본 발명에서는 낮은 탄소 함량에 의해 감소된 경화능을 보상하여 마르텐사이트 조직의 형성을 촉진하는 역할을 한다. 상기 망간의 함량이 0.5% 미만인 경우에는 목표하는 강도 확보가 어려우며, 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 슬라브 주조시 중심편석을 조장하고, 강의 인성 및 용접성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 망간의 함량을 0.5~2.0%로 제한함이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.01~0.3%
Ni는 탄소 함량이 적은 본 발명에서 현장 용접성을 해치지 않으면서 강의 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 상기 니켈의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 강의 강도 및 인성이 저하되는 문제가 있다. 한편, 그 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리하므로, 본 발명에서는 상기 니켈의 함량을 0.01~0.3%로 제한함이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.01~0.3%
Cr은 탄소 함량이 낮은 본 발명에서 냉각시 충분한 경화능을 확보하고, 세멘타이트와 같은 제2상을 형성하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 크롬의 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 그 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리하므로, 본 발명에서는 상기 크롬의 함량을 0.01~0.3%로 제한함이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01~0.05%
Nb는 결정립 미세화를 통해 강의 강도 및 인성을 동시에 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 열간압연중 생성되는 Nb 탄질화물은 오스테나이트 재결정 및 결정립 성장을 억제하여 오스테나이트 결정립을 미세화한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 니오븀의 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, Nb 탄질화물이 과도하게 석출되어 오스테나이트 미재결정 온도를 지나치게 높이기 때문에 재질 이방성이 증가되고, 비용이 증가되며, 용접성 및 용접열영향부(HAZ)의 인성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 니오븀의 함량을 0.01~0.05%로 제한함이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01~0.02%
Ti는 강의 응고 과정에서 석출물을 형성하여 슬라브 가열 및 열간압연 과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 최종 조직의 입도를 미세화시킴으로써 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 티타늄의 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 그 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는 석출물이 조대화되어 강의 인성이 저하되는 문제가 있다.
알루미늄(Al): 0.05% 이하(0 제외)
Al은 실리콘과 마찬가지로 용강을 탈산시키는 역할을 하는데, 만약 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 비금속 산화물인 Al2O3를 형성하여 모재와 용접부의 인성이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 상기 알루미늄의 함량을 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다.
잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 불가피한 불순물에는 인(P), 황(S), 질소(N) 등이 있으며, 이들 원소들의 함량은 최소화하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
이하, 본 발명에 의한 라인파이프용 강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 의한 라인파이프용 강판은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라 그 미세조직으로 60~80면적%의 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 20~35면적%의 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 및 5면적% 이하의 제2상을 포함하는 복합조직을 가지는 것이 바람직하다. 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 제2상은 펄라이트(Pearlite) 및 시멘타이트(Cementite)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상일 수 있다.
한편, 상기 복합조직의 평균 유효결정립 크기는 10㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다. 여기서, 평균 유효결정립 크기는, 미세조직의 종류에 관계 없이 이웃한 결정방위(grain orientation)들 간의 misorientation이 15도 이상되는 것을 입계로 정의한 뒤, 이 부분을 다시 원 모양으로 가정하여 측정한 결정립들의 평균 크기를 의미한다. 본 발명에서는 상기와 같이 복합조직의 평균 유효결정립 크기를 10㎛ 이하로 제어함으로써 우수한 DWTT 연성파면율을 확보할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 본 발명 라인파이프용 강판은 TiNb 복합 탄질화물을 포함하며, 상기 TiNb 복합 탄질화물의 평균입경은 20nm 이하이고, 단위면적당 개수는 30개/㎛2 이상인 것이 바람직하다. 상기 TiNb 복합 탄질화물의 평균입경이 20nm를 초과하거나, 단위면적당 개수가 30개/㎛2 미만인 경우, 입도 미세화 효과가 미미하기 때문에, 상술한 수치범위를 만족하도록 TiNb 복합 탄질화물의 평균입경 및 단위면적당 개수를 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 성분계와 내부조직을 만족하는 강판은 -30℃에서 DWTT 연신파면율이 85% 이상이고, 예비변형 뒤 열처리 후 균일연신율이 11% 이상의 물성을 가짐으로써 본 발명에서 목적하는 성질을 모두 충족하는 강판인 것이다.
이하에서는, 상술한 라인파이프용 강판을 제조하기 위한 바람직한 일 예로서, 본 발명의 다른 일 측면인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
슬라브 재가열 단계
먼저, 상술한 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한 후, 1100~1140℃에서 상기 강 슬라브를 추출한다. 슬라브의 재가열 공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열을 수행되어야 한다. 상기 재가열 공정시, 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하되, 지나치게 높은 온도에서 가열하여 결정립이 과다하게 조대화되는 것을 방지하여야 한다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 강 슬라브의 재가열은 1150~1250℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 재가열 온도가 1150℃ 미만인 경우에는 슬라브가 충분히 가열되지 않아 Nb와 같은 합금원소들이 충분히 고용되지 않을 우려가 있으며, 반면, 재가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 조대 TiN 석출로 인한 오스테나이트 조대화 또는 혼립 오스테나이트 조직이 생성될 수 있으며, 이러한 조대 오스테나이트는 조압연시 재결정되기 어려우며, 주로 연신된 상태로 남아있다. 이러한 연신된 조대 오스테나이트는 일반적으로 높은 경화능을 지니고 있으며, 최종 냉각 후 조대한 베이나이트로 변태되기 쉽다. 이는, 결국 저온 DWTT 특성의 열화로 이어지게 된다.
한편, 상기와 같이 재가열된 슬라브는 추출전 1100~1140℃에서 유지한 후 추출하는 것이 바람직하다. 추출온도가 1100℃ 미만인 경우에는 후속공정이 열간압연에 어려움이 있으며, 반면, 1140℃를 초과하는 경우에는 조직을 미세화하는데 어려움이 있다.
재결정역 압연단계
이후, 상기 재가열된 슬라브를 재결정역 압연한다. 재결정역 압연은 오스테나이트 결정립 크기를 균질화 함에 그 목적이 있다.
이 때, 압연종료온도 Tnr℃ 내지 Tnr+100℃인 것이 바람직하다. 상기 압연종료온도가 Tnr+100℃를 초과하는 경우에는 재결정 오스테나이트의 입도가 조대화될 우려가 있으며, 반면, 상기 압연종료온도가 Tnr℃ 미만인 경우에는 조대한 미재결정 오스테나이트가 생성될 우려가 있다. 여기서 Tnr 온도는 오스테나이트가 재결정되는 온도영역과 재결정 되지 않는 온도영역의 경계온도를 의미하는 것으로써, 이론상 Tnr=887+(464×C)+((6445×Nb)-(644×√Nb))+((732×V)-(230×√V))+(890×Ti)+ (363×Al)-(357×Si)로 도출해낼 수 있다. 다만, 상기 수식은 적용의 편리를 위한 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통용되는 각종의 시험 방법에 의해 상기 Tnr을 확인할 수 있다. 다만, 여러 방법상 결과의 차이가 있을 경우에는 상기 수식에 따르기로 한다.
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 재결정역 압연시, 최종 패스의 평균 압하율은 10% 이상인 것이 보다 바람직하다. 최종 패스의 평균 압하율이 10% 미만인 경우에는 조대한 미재결정 오스테나이트가 잔존하여 DWTT(Drop Weight Tearing Test) 특성이 저하될 우려가 있다.
미재결정역 압연단계
이후, 재결정역 압연된 강판에 Tnr-200℃ 내지 Tnr-150℃의 온도에서 압연을 개시하고, Ar3℃ 내지 Ar3+20℃에서 압연을 종료하는 미재결정역 압연한다. 미재결정역 압연은 압연방향으로 오스테나이트 조직을 연신시키면서 내부에 변형대를 형성하여 미세 페라이트 및 베이나이트를 형성함에 그 목적이 있다.
상기 미재결정 압연시, 압연개시온도가 Tnr-150℃를 초과하는 경우에는, 부분 재결정 발생으로 인해 조대한 오스테나이트가 형성되고, 이는 냉각후 조대한 저온변태 조직의 형성으로 이어져, 결국 저온 DWTT 열화의 원인이 될 수 있다. 한편, 후술할 목표 압연종료온도를 적용하기 위해서는 상기 압연개시온도가 Tnr-200℃ 이상에서 수행되는 것이 바람직하다.
한편, 상기 미재결정 압연시, 압연종료온도가 Ar3℃를 초과하는 경우에는, 결정립의 팬케익화(pancaking)가 충분하지 않아 강의 인성 향상을 위한 입도 미세화에 어려움이 있다. 여기서 Ar3 온도는 오스테나이트가 페라이트로 변태되는 온도를 의미하며, 이론상 Ar3 = 910-(273×C)-(74×Mn)-(57×Ni)-(16×Cr)-(9×Mo)-(5×Cu) 로 도출해낼 수 있다.
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 미재결정 압연시 누적압하율(RRR4)는 75% 이상인 것이 보다 바람직하다. 상기 누적압하율이 75% 미만인 경우에는 냉각후 조대한 베이나이트가 생성될 우려가 있다.
냉각단계
상기 미재결정역 압연된 강판을 10~20℃/sec의 속도로 Ms-80℃ 내지 Ms℃까지 냉각한다. 상기 냉각시, 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 입도가 조대화되어 강의 인성이 저하되는 문제가 있으며, 반면, 냉각속도가 20℃/sec를 초과하는 경우에는 저온변태조직이 과다하게 발생하여 강의 인성이 저하되는 문제가 있다. 또한, 상기 냉각시, 냉각종료온도가 Ms℃를 초과하는 경우에는, 조대한 베이나이트 조직의 형성에 의해 유효 결정립 크기가 커져 저온인성 열화가 발생한다. 여기서, Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미하는 것으로서, 이론상 Ms = 561-(474×C)-(33×Mn)-(17×Ni)-(17×Cr)-(21×Mo) 로 도출해낼 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 1)
하기 표 1에 기재된 조성을 갖는 강 슬라브를 하기 표 2에 나타난 제조조건으로 재가열-압연-냉각하여 두께 33mm의 라인파이프용 강판을 제조하였다.
이후, 최종적으로 제조된 강판의 일부분을 채취하여 -30℃에서 DWTT 시험을 수행하여 DWTT 연성파면율 및 인장특성을 측정하였으며, 이와 함께 각 강판의 조직 및 석출물을 분석하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 한편, 하기 표 3에서 평균 유효결정립 크기는 EBSD(Electron Back-Scattered Diffraction)를 활용하여 미세조직의 종류와 구별없이 측정하였으며, 측정된 평균 유효결정립 크기는 misorientation angle 15° 이상으로 정의하였다.
이후, 각 강판에 대하여 예비변형을 2% 가한 후, 분위기 온도 200℃에서 5분간 열처리 한 뒤, 인장 특성을 평가하였다. 그 결과를 표 4에 나타내었다.
강종 조성(중량%) 이론
Tnr(℃)		 이론
Ar3(℃)		 이론
Ms(℃)
C Si Mn Al Cr Ni Ti Nb
A 0.047 0.13 1.5 0.029 0.153 0.097 0.014 0.039 1009.56 778.192 490.174
B 0.049 0.156 1.57 0.029 0.155 0.1 0.015 0.043 1021.513 772.263 486.899
C 0.05 0.17 1.52 0.026 0.13 0.1 0.013 0.039 994.6932 776.09 487.65
D 0.052 0.26 1.6 0.028 0.157 0.1 0.016 0.04 971.712 769.192 484.521
E 0.05 0.258 1.59 0.028 0.157 0.1 0.015 0.039 965.7832 770.478 485.799
F 0.038 0.254 1.45 0.031 - 0.3 0.018 0.04 970.227 775.226 490.038
G 0.053 0.245 1.67 0.031 0.157 - 0.016 0.042 988.3293 769.439 483.437
H 0.056 0.233 1.5 0.03 0.156 0.103 0.016 0.041 988.7779 775.345 485.857
강종 재가열 재결정역 압연 미재결정역 압연 냉각 비고
추출온도
(℃)		 종료온도
(℃)		 개시온도
(℃)		 종료온도
(℃)		 냉각속도(℃/s) 종료온도(℃)
A 1100 1063 823 768 13 420 발명예1
B 1110 1055 822 768 10 480 발명예2
C 1110 1060 818 768 18 450 발명예3
D 1100 1065 821 773 11 480 비교예1
E 1110 1057 823 768 15 500 비교예2
F 1109 1057 822 770 21 480 비교예3
G 1110 1062 820 770 19 430 비교예4
H 1100 1061 823 769 19 390 비교예5
강종 미세조직
(면적%)		 평균 유효결정립 크기 (㎛) TiNb 석출물 기계적 물성 비고
평균입도(nm) 개수(개/㎛2) YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 U.El
(%)		 DWTT
at -30℃
(%)
A PF75.3+AF21.6 7.5 18.7 34 457 527 31 13.2 90 발명예1
B PF62.5+AF30.1 9.1 17.6 39 473 533 30 12.7 88 발명예2
C PF74.0+AF22.8 8.1 19.0 40 482 542 32 13.0 100 발명예3
D PF89.9+AF8.0 11.0 20.1 21 483 544 35 14.8 81 비교예1
E PF83.8+AF13.8 10.4 22.5 19 493 547 35 14.8 83 비교예2
F PF85.6+AF11.6 12.4 25.1 20 474 537 26.9 12.2 84 비교예3
G PF84.7+AF12.3 16.3 23.4 15 502 570 32.2 12.7 81 비교예4
H PF82.7+AF11.8 18.3 22.7 14 481 547 32.4 13.5 75 비교예5
강종 YS(MPa) TS(MPa) El(%) Y.El(%) 비고
A 468 543 28.6 11.1 발명예1
B 472 514 31.7 12.8 발명예2
C 446 534 28.5 11.1 발명예3
D 480 555 27.3 10.2 비교예1
E 485 538 28.6 10.6 비교예2
F 447 509 29.5 10.4 비교예3
G 467 548 24.4 8.2 비교예4
H 454 521 26.5 8.7 비교예5
상기 표 3 및 표 4에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우에는 30℃에서 DWTT 연신파면율이 85% 이상이고, 예비변형 뒤 열처리 후 균일연신율이 11% 이상인 것을 확인할 수 있다.
그러나, 비교예 1 내지 5는 본 발명이 제안하는 합금조성 및/또는 제조조건을 만족하지 않아, 30℃에서 DWTT 연신파면율이 85% 미만으로 열위하게 나타났으며, 예비변형 뒤 열처리 후 균일연신율 또한 11% 미만으로 열위하게 나타났다.
한편, 도 1은 발명예 1 및 비교예 1의 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 것으로, 도 1(a)는 발명예 1의 미세조직 사진이며, 도 1(b)는 비교예 1의 미세조직 사진이다. 또한, 도 2는 발명예 1 및 비교예 1의 TiNb 복합탄질화물을 FE-TEM으로 관찰하여 나타낸 것으로, 도 2(a)는 발명예 1의 TiNb 복합탄질화물을 관찰한 사진이고, 도2(b)는 비교예 1의 TiNb 복합탄질화물을 관찰한 사진이다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.05%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.5~2.0%, Ni: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.3%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, Al: 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    미세조직으로 60~80면적%의 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 20~35면적%의 침상형 페라이트(Acicular Ferrite) 및 5면적% 이하의 제2상을 포함하는 복합조직을 가지며,
    상기 복합조직의 유효결정립의 평균 원상당 직경은 10㎛ 이하인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 제2상은 펄라이트(Pearlite) 및 시멘타이트(Cementite)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판.
  3. 삭제
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 TiNb 복합 탄질화물을 포함하며, 상기 TiNb 복합 탄질화물의 평균입경은 20nm 이하이며, 단위면적당 개수는 30개/㎛2 이상인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 -30℃에서 DWTT 연신파면율이 85% 이상이고, 예비변형 뒤 열처리 후 균일연신율이 11% 이상인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판.
  6. 중량%로, C: 0.03~0.05%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.5~2.0%, Ni: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.3%, Nb: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.02%, Al: 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후, 1100~1140℃에서 상기 강 슬라브를 추출하는 슬라브 재가열 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브에 압연을 개시하여, Tnr℃ 내지 Tnr+100℃에서 압연을 종료하는 재결정역 압연단계;
    상기 재결정역 압연된 강판에 Tnr-200℃ 내지 Tnr-150℃의 온도에서 압연을 개시하고, Ar3-20℃ 내지 Ar3℃에서 압연을 종료하는 미재결정역 압연단계; 및
    상기 미재결정역 압연된 강판을 10~20℃/sec의 속도로 Ms-80℃ 내지 Ms℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함하는 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강 슬라브의 재가열은 1150~1250℃의 온도에서 실시하는 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 재결정역 압연시, 최종 패스의 평균 압하율은 10~20%인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 미재결정 압연시, 누적압하율은 75% 이상인 변형능 및 저온인성이 우수한 라인파이프용 강판의 제조방법.
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