KR101139540B1 - 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 저온 인성이 우수하고, 두꺼운 예를 들어 14㎜ 이상의 판 두께로 API-X65 규격 이상의 고강도의 스파이럴 파이프용 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것으로, 질량％로, C:0.01 내지 0.1％, Si:0.05 내지 0.5％, Mn:1 내지 2％, P≤0.03％, S≤0.005％, O≤0.003％, Al:0.005 내지 0.05％, N:0.0015 내지 0.006％, Nb:0.005 내지 0.08％, Ti:0.005 내지 0.02％, 또한 N-14/48×Ti>0％, Nb-93/14×(N-14/48×Ti)>0.005％, Mo:0.01％ 이상 0.1％ 미만, Cr:0.01 내지 0.3％, Cu:0.01 내지 0.3％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판이며, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 이하인 것을 특징으로 한다.

열연 강판, 핫코일, 스파이럴 파이프, 마이크로 조직, 강관

Description

저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL PLATE EXCELLENT IN LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS FOR SPIRAL PIPE AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 저온 인성이 우수한 핫코일을 소재로 한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 원유, 천연 가스 등 에너지 자원의 개발 영역은, 북해, 시베리아, 북미, 사할린 등의 한랭지, 또한 북해, 멕시코만, 흑해, 지중해, 인도양 등의 심해로, 그 자연 환경이 가혹한 지역으로 진전해 왔다. 또한, 지구 환경 중시의 관점에서 천연 가스 개발이 증가하는 동시에, 파이프 라인 시스템의 경제성의 관점에서 강재 중량의 저감이나 조업 압력의 고압화가 요구되고 있다. 이들 환경 조건의 변화에 대응하여 라인 파이프에 요구되는 특성은 점점 고도화 또한 다양화되고 있고, 크게 나누면, (1) 후육/고강도화, (2) 고인성화, (3) 현지 용접(원주 방향 용접)성의 향상에 수반되는 저탄소 당량(Ceq)화, (4) 내식성의 엄격화, (5) 동토(凍土), 지진?단층 지대에서의 고변형 성능의 요구이다. 또한, 이들 특성은 사용 환경에 따라서, 복합되어 요구되는 것이 보통이다.

또한, 최근의 원유?천연 가스 수요의 증대를 배경으로, 지금까지 채산성이 없기 때문에 개발을 보류하고 있었던 원격지나 자연 환경이 가혹한 지역에서의 개발이 본격화되려고 하고 있다. 특히 원유?천연 가스를 장거리 수송하는 파이프 라인에 사용하는 라인 파이프는, 수송 효율 향상을 위한 후육?고강도화에 부가하여, 한랭지에서의 사용에 견딜 수 있는 고인성화가 강하게 요구되고 있어, 이들 요구 특성의 양립이 기술적인 과제로 되어 있다.

한편, 라인 파이프용 강관은 그 제조 프로세스에 의해, 시임리스(seamless) 강관, UOE 강관, 전봉(電縫) 강관 및 스파이럴 강관으로 분류할 수 있고, 그 용도, 사이즈 등에 의해 선택이 이루어지지만, 시임리스 강관을 제외하고, 모두 판상의 강판?강대를 관상으로 성형한 후에 용접에 의해 시임됨으로써 강관으로서 제품화되는 특징을 갖고 있다. 또한, 이들 용접 강관은 소재로 핫코일을 이용하는지, 플레이트를 이용하는지에 의해 분류할 수 있고, 전자는 전봉 강관 및 스파이럴 강관, 후자는 UOE 강관이다. 고강도, 대직경, 후육의 용도로는 후자의 UOE 강관을 이용하는 것이 일반적이지만, 비용, 납기의 면에서 전자의 핫코일을 소재로 하는 전봉 강관 및 스파이럴 강관의 고강도, 대직경, 후육화 요구가 증가하고 있다.

UOE 강관에 있어서는 X120 규격에 상당하는 고강도 강관의 제조 기술이 개시되어 있다(예를 들어,「신일본제철 기보」N0.380, 2004년 제70 페이지 참조).

그러나 상기 기술은, 후판(플레이트)을 소재로 하는 것을 전제로 하고 있고, 그 고강도와 후육화를 양립시키기 위해서는 후판 제조 공정의 특징인 도중 수냉 정지형 직접 켄칭법(IDQ : Interrupted Direct Quench)을 이용하여 고냉각 속도, 저냉각 정지 온도로 달성되는 것으로, 특히 강도를 담보하기 위해 켄칭 강화(조직 강 화)가 활용되어 있는 것이 특징이다.

이에 대해 전봉 강관 및 스파이럴 강관 소재인 핫코일에서는, 그 공정의 특징으로서 권취 공정이 있고, 코일러의 설비 능력의 제약으로부터 후육재를 저온에서 권취하는 것이 곤란하기 때문에, 켄칭 강화에 필요한 저온 냉각 정지가 불가능하다. 따라서, 켄칭 강화에 의한 강도의 담보는 어렵다.

한편, 라인 파이프 강관용 핫코일로 고강도, 후육화와 저온 인성을 양립시키는 기술로서 정련시에 Ca-Si를 첨가함으로써 개재물을 구상화(球狀化)하고, Nb, Ti, Mo, Ni의 강화 원소에 부가하여 결정립 미세화 효과가 있는 V를 첨가하고, 또한 마이크로 조직을 베이니틱 페라이트 또는 애시큘러 페라이트로서 강도를 담보하기 위해 저온 압연과 저온 권취를 조합하는 기술이 개시되어 있다[예를 들어, 일본 특허 제3846729호 공보(일본 특허 출원 공표 제2005-503483호 공보) 참조].

그러나 상기 기술은, 라인 파이프용 스파이럴 강관용 핫코일 고유의 과제인 압연 방향, 폭방향 및 스파이럴 강관에 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 인성 이방성에 대해서는 언급하고 있지 않다.

스파이럴 강관은 핫코일을 언코일하면서 나선 형상으로 감아 접합부를 아크 용접하면서 관 제조된다. 이로 인해, 라인 파이프로서 관 제조 후에 중요해지는 파이프 원주 방향의 재질이 중요함에도 불구하고, 파이프 관 제조 후의 원주 방향과 핫코일의 폭방향이 합치하지 않는다. 일반적으로 라인 파이프용 소재로서 저온에서 압연되는 핫코일재는 압연 방향에 대해 재질의 이방성을 갖고, 특히 압연 방향으로부터 45°방향에서 인장 강도가 저하되는 경향이 있다. 따라서, 이 압연 방 향으로부터 45°방향의 강도-인성 밸런스를 높이는 것이, 스파이럴 라인 파이프용 강관으로서의 성능을 높이게 된다.

구체적으로는, 이 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 인장 강도가 관 제조 후에 API-X65 규격 이상을 만족하기 위해 강판의 당해 방향에 있어서의 인장 강도가 585㎫ 이상이고, 또한 -20℃의 DWTT 시험에 있어서의 관 제조 후의 파이프 원주 방향에 상당하는 방향의 연성 파면율이 핫코일 폭방향의 연성 파면율의 90％ 이상이면, 관 제조 후의 -20℃의 DWTT 시험에 있어서의 파이프 원주 방향의 연성 파면율이 70％ 이상이 되어, 라인 파이프 용도의 스파이럴 강관으로서 강도-인성 밸런스가 필요 특성을 만족한다. 또한, 상기 기술, 합금 원소에 대해서는 매우 고가의 합금 원소인 V를 일정량 이상 첨가하는 것을 필수로 하고 있어, 그것에 의해 비용의 증대를 초래할 뿐만 아니라, 현지 용접성을 저하시킬 우려가 있다. 또한, 제조 방법에서는 강도-인성 밸런스를 담보하기 위해 권취 온도를 저온화시켜야 하며, 이것을 가능하게 하기 위해서는 코일러 능력의 증강 등의 특별한 설비적 대책의 배려가 필요해지는 경우가 있다.

따라서, 본 발명은 엄격한 저온 인성이 요구되는 지역에 있어서도 그 사용에 견딜 수 있을 뿐만 아니라, 두꺼운, 예를 들어 14㎜ 이상의 판 두께로 API-X65 규격 이상의 고강도의 스파이럴 파이프용의 열연 강판 및 그 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.

본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 그 수단은 이하와 같다.

(1) 질량％로,

C:0.01 내지 0.1％,

Si:0.05 내지 0.5％,

Mn:1 내지 2％,

P≤0.03％,

S≤0.005％,

O≤0.003％,

Al:0.005 내지 0.05％,

N:0.0015 내지 0.006％,

Nb:0.005 내지 0.08％,

Ti:0.005 내지 0.02％,

또한,

N-14/48×Ti>0％,

Nb-93/14×(N-14/48×Ti)>0.005％,

Mo:0.01％ 이상 0.1％ 미만,

Cr:0.01 내지 0.3％,

Cu:0.01 내지 0.3％,

를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판이며,

관 제조 후의 파이프의 원주 방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판.

(2) 상기 강판의 마이크로 조직이 연속 냉각 변태 조직인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판.

(3) 질량％로,

V:0.01％ 이상 0.04％ 미만,

Ni:0.01 내지 0.3％,

B:0.0002 내지 0.003％,

Ca:0.0005 내지 0.005％,

REM:0.0005 내지 0.02％,

중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 성분을 갖는 강편을 가열 후, 열간 압연으로 재결정 온도 영역에서의 압연을 각 압하 패스에서 10％ 이상 25％ 미만의 압하율로 행하고, 또한 미재결정 온도 영역의 합계 압하율을 65％ 이상 80％ 이하로 하는 압연을 종료한 후, 냉각 개시로부터 권취할 때까지의 온도 영역을 5℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(5) 상기 열간 압연시에, (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 성분을 갖는 강편을 하기 식의 SRT를 만족하는 온도 이상, 1230℃ 이하로 가열하고, 또한 당해 온도 영역에서 20분 이상 유지하고, 계속되는 열간 압연으로 압연을 종료한 후, 5초 이내에 냉각을 개시하는 것을 특징으로 하는 청구항 6에 기재된 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.

SRT(℃)=6670/(2.26-log〔％Nb〕[％C])-273

(6) 상기 재결정 온도 영역의 압연과 미재결정 온도 영역의 압연의 사이에 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 (4) 또는 (5)에 기재된 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.

도 1은 마이크로 조직 단위의 연신도와 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율비(관 제조 후의 파이프 원주 방향/핫코일 폭방향)의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명자들은, 열연 강판의 인성의 이방성과 강판의 마이크로 조직 등의 관계를 조사하기 위해 이하에 나타내는 실험을 행하였다.

표 1에 나타내는 강 성분의 주조편을 용제(溶製)하고, 가열 온도 1180℃, 가열 유지 시간 30분을 목표로 한 가열 후, 표 2에 나타내는 압연 패턴으로 재결정 온도 영역 압연을 행하고, 또한 미재결정 영역 온도에서의 합계 압하율 74％, 냉각 개시로부터 권취할 때까지의 온도 영역을 9℃/sec를 목표로 한 조건에서 열연 강판을 제조하여 17㎜ 두께의 공시 강판을 준비하고, 그들에 대해 마이크로 조직 관찰, 인장 시험, DWTT 시험을 실시하였다. 조사 방법을 이하에 나타낸다.

마이크로 조직의 조사는, 강판 판폭의 1/4W 혹은 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료를 관 제조 후의 파이프 원주 방향에 상당하는 방향의 대표값으로서 압연 방향으로 45°방향 단면을 연마하고, 나이탈 시약을 이용하여 에칭하고, 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500배의 배율로 관찰된 판 두께의 1/2t에 있어서의 시야의 사진으로 행하였다.

마이크로 조직 단위의 연신도는 JIS G 0551-2005의 강-결정 입도의 현미경 시험 방법에 기재된 결정립의 형상은, 압연 길이 방향의 시험편을 사용하여, 선형 시험선에 의한 절단법에 의해 구한 압연 방향의 결정립의 평균 길이를, 압연 방향과 직각인 결정립의 평균 길이로 나눈 것이라는 정의에 준거하고, 본 발명에서는 45°방향 단면에 있어서 판 두께 방향과 수직인 방향의 결정립의 평균 길이를, 판 두께 방향과 평행인 결정립의 평균 길이로 나눈 것이라 정의하여, 측정하였다.

단, 여기서 말하는 마이크로 조직 단위라 함은, 마이크로 조직이 페라이트 단상 혹은 페라이트와 경질 제2상을 포함하는 마이크로 조직인 경우는 페라이트와 제2상의 결정립을 가리키고, 연속 냉각 변태 조직(Zw)과 같이 결정립계를 광학 현미경 관찰로 명확하게 식별할 수 없는 경우는 패킷을 가리킨다.

전자의 마이크로 조직이 페라이트 단상 혹은 페라이트와 경질 제2상을 포함하는 마이크로 조직인 경우는 상기한 나이탈 시약을 이용하여 에칭하고, 그 상태에서 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500배의 배율로 관찰된다. 즉, 마이크로 조직 단위라 함은 이 경우, 페라이트 결정립 및/또는 제2상이다.

한편, 후자의 연속 냉각 변태 조직(Zw)과 같이 나이탈 시약을 이용한 에칭에서의 광학 현미경 관찰에서는 입경을 판별하기 어려운 조직에 있어서는, 마이크로 조직 단위라 함은 패킷을 말한다.

패킷이라 함은, γ→α 변태를 거칠 때에 오스테나이트립이 대부분의 방위가 상이한 조직 단위로 분할된 조직 단위이다. 나이탈 시약을 이용한 에칭에서의 광학 현미경 관찰에서는 패킷 경계를 판별하기 어려우므로 EBSP-OIM_TM을 이용하여 패킷을 가시화한다.

EBSP-OIM_TM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)법은 주사형 전자 현미경(SEM) 내에서 고경사인 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 기꾸찌 패턴(kikuchi pattern)을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정하는 장치 및 소프트웨어로 구성되어 있다. EBSP법에서는 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위의 정량적 해석을 할 수 있고, 분석 에리어는 SEM으로 관찰할 수 있는 영역이며, SEM의 분해능에도 의존하지만, 최소 20㎚의 분해능으로 분석할 수 있다. 해석은 수시간에 걸쳐, 분석하고자 하는 영역을 등간격의 그리드 형상으로 수만 점 매핑하여 행한다. 다결정 재료에서는 시료 내의 결정 방위 분포나 결정립의 크기를 볼 수 있다. 본 발명에 있어서는, 그 각 패킷의 방위차를 15°로 하여 매핑한 화상으로부터 패킷을 가시화하여 연신도를 구한다.

인장 시험은 폭방향 및 압연 방향으로 45°방향으로부터 JIS Z 2201에 기재 된 5호 시험편을 잘라내어, JIS Z 2241의 방법에 따라서 실시하였다. DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험은 폭방향 및 압연 방향으로 45°방향으로부터, 300㎜L×75㎜W×판 두께(t)㎜의 스트립 형상의 시험편을 잘라내고, 이것에 5㎜의 프레스 노치를 실시한 테스트 피스를 제작하여 실시하였다.

상기 열연 강판의 마이크로 조직 단위의 연신도와 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율의 관계를 압연 패턴별로 도 1에 나타낸다. 도 1에 나타내는 바와 같이 압연 패턴과 압연 방향에 대해 45°방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도에는 매우 강한 상관이 확인되고, 압연 패턴 ①에서는 압연 방향에 대해 45°방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 이하이지만, 압연 패턴 ②, ③에서는 압연 방향에 대해 45°방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 초과로 되는 것이 새롭게 지견되었다.

또한, 압연 방향에 대해 45°방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 이하이고 폭방향 및 압연 방향으로 45°방향의 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율의 비(폭방향의 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율에 대한 압연 방향으로 45°방향의 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율의 비)가 0.9 이상인 값이 얻어지고, 스파이럴 강관으로 관 제조 후의 -20℃의 DWTT 시험에 있어서의 파이프 원주 방향의 연성 파면율이 70％ 이상이 되어, 라인 파이프 용도의 스파이럴 강관으로서 강도-인성 밸런스가 필요 특성을 만족하는 것이 판명되었다.

또한, 관 제조 후, 라인 파이프로서 부설될 때의 좌굴(buckling)을 고려하면 관 제조 후의 파이프 원주 방향에 상당하는 핫코일의 방향에 있어서의 연신이 38％ 이상 필요한 것도 알 수 있었다.

API5L 규격에 따르면 인성 평가를 위한 DWTT 시험편은 관 제조 후의 원주 방향으로부터 채취된다. 통상, 스파이럴 강관은 전봉 강관과 달리 관 제조 후의 원주 방향과 소재인 핫코일의 폭방향은 일치하지 않는다. 따라서, 소재 핫코일에 있어서 인성을 평가하는 경우는, 관 제조 후의 원주 방향에 일치하는 방향으로부터 DWTT 시험편을 채취하여 평가한다. 일반적으로, 소재 핫코일의 인성은 폭방향에 대해 관 제조 후의 파이프 원주 방향에서는 열화되는 것이 알려져 있다. 따라서, 소재 핫코일의 폭방향에 있어서의 인성을 아무리 높여도 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 인성의 열화 여유(deterioration margin)가 크면 스파이럴 강관용으로서는 바람직하지 않다. 단, 핫코일 폭방향의 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이고, 그것에 대한 압연 방향으로 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율의 비가 0.9 이상인 값이 얻어지면, 스파이럴 파이프로서 관 제조 후의 -20℃의 DWTT 시험에 있어서의 파이프 원주 방향의 연성 파면율이 70％ 이상인 충분한 인성값이 얻어진다.

스파이럴 강관 관 제조시의 용접 방향은 핫코일 사이즈, 제품 강관 사이즈 및 작업 효율 등을 종합적으로 판단하여 결정되지만, 용접 효율이 가장 좋은 것은 압연 방향으로 45°방향이다. 본 발명은 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 대표값으로서 압연 방향으로 45°방향을 채용하여, 평가하였다. 그러나 반드시 스파이럴 강관의 관 제조 조건이 45°일 필요는 없고, 필요에 따라서 관 제조 후의 파이프 원주 방향에 상당하는 핫코일의 방향에서 평가하면 된다. 또한, 평가할 때, 관 제조 후의 파이프 원주 방향에 상당하는 핫코일의 방향에 대해, 가능한 한 그 방향에서 평가하는 것이 바람직하지만, 그 방향을 중심으로 ±5°의 범위에서의 평가이면, 본 발명의 실시 범위 내로 생각하면 된다.

재결정 온도 영역에서의 압연 패턴이 핫코일 폭방향과 관 제조 후의 파이프의 원주 방향의 인성차에 영향을 미치는 이유에 대해서는 반드시 명확하게 되어 있지는 않지만, 재결정 온도 영역에서의 압하 패스가 일정 압하율보다 작아지면 도입되는 변형이 재결정에 필요한 변형량에 도달하지 않고 입성장이 우세적으로 야기되기 때문에 비교적 조대한 결정립이 압연에 의해 신장되어 γ→α 변태 후의 마이크로 조직 단위의 연신도가 커져 버린다. 한편, 재결정 온도 영역에서의 압하 패스가 일정 압하율보다 커지면, 특히 후단의 저온 영역에서는 압하 중에 전위(轉位)의 도입과 회복을 반복함으로써 전위 셀벽이 형성되고, 아립계, 대각 입계로 변화되는 동적 재결정이 일어나지만, 이 동적 재결정립 주체의 마이크로 조직과 같은 전위 밀도가 높은 결정립과 그렇지 않은 결정립이 혼재하는 조직에서는 단시간에 입성장이 일어나기 때문에, 미재결정 영역 압연 전까지의 비교적 조대한 결정립으로 성장하고, 이후의 미재결정 영역 압연에 의해 결정립이 신장되어 버려 γ→α 변태 후의 마이크로 조직 단위의 연신도가 커져 버릴 것이라 추정된다. 또한, 이러한 연신도가 큰 마이크로 조직 단위는 결정 방위의 이방성을 크게 해 버리므로 핫코일 폭방향과 관 제조 후의 파이프의 원주 방향의 인성에 차이가 발생된다고 생각된다.

계속해서, 본 발명의 강판의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.

C는, 필요한 강도를 얻기 위해 필요한 원소이다. 단, 0.01％ 미만에서는 필요한 강도를 얻을 수 없고, 0.1％ 초과 첨가하면 파괴의 기점이 되는 탄화물이 많이 형성되게 되어 인성이 열화될 뿐만 아니라, 현지 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, C의 첨가량은 0.01％ 이상 0.1％ 이하로 한다.

Si는, 파괴의 기점이 되는 탄화물의 석출을 억제하는 효과가 있으므로 0.05％ 이상 첨가하지만, 0.5％ 초과를 첨가하면 현지 용접성이 열화된다. 또한, 0.15％ 초과에서는 타이거 스트라이프 형상의 스케일 모양을 발생시켜 표면의 미관이 손상될 우려가 있으므로, 바람직하게는 그 상한을 0.15％로 한다.

Mn은, 고용 강화 원소이다. 이 효과를 얻기 위해 1％ 이상 첨가한다. 그러나 Mn은 2％ 초과 첨가해도 그 효과가 포화되므로 그 상한을 2％로 한다. 또한, Mn은 연속 주조 강편의 중심 편석을 조장하여, 파괴의 기점이 되는 경질 상(相)을 형성시키므로 1.8％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

P는, 불순물이며 낮을수록 바람직하고, 0.03％ 초과 함유하면 연속 주조 강편의 중심부에 편석되고, 입계 파괴를 일으켜 저온 인성을 현저하게 저하시키므로 0.03％ 이하로 한다. 또한 P는, 관 제조 및 현지에서의 용접성에 악영향을 미치므로 이들을 고려하면 0.015％ 이하가 바람직하다.

S는, 열간 압연시의 균열을 야기시킬 뿐만 아니라, 지나치게 많으면 저온 인성을 열화시키므로 0.005％ 이하로 한다. 또한, S는 연속 주조 강편의 중심 부근에 편석되고, 압연 후에 신장된 MnS를 형성하여 수소 유기 균열의 기점이 될 뿐만 아니라, 2매 판 균열 등의 의사(擬似) 세퍼레이션의 발생도 우려된다. 따라서, 내사워성(sour resistance)을 고려하면 0.001％ 이하가 바람직하다.

O는, 강 중에서 파괴의 기점이 되는 산화물을 형성하고, 취성 파괴나 수소 유기 균열을 열화시키므로, 0.003％ 이하로 한다. 또한, 현지 용접성의 관점에서는, 0.002％ 이하가 바람직하다.

Al은, 용강 탈산을 위해 0.005％ 이상 첨가할 필요가 있지만, 비용의 상승을 초래하기 때문에 그 상한을 0.05％로 한다. 또한, 지나치게 다량으로 첨가하면, 비금속 개재물을 증대시켜 저온 인성을 열화시킬 우려가 있으므로 바람직하게는 0.03％ 이하로 한다.

Nb는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소 중 하나이다. Nb는 고용(固溶) 상태에서의 드래깅 효과 및/또는 탄질화 석출물로서의 피닝 효과에 의해 압연 중 혹은 압연 후의 오스테나이트의 회복?재결정 및 입성장을 억제하고, 취성 파괴의 균열 전파에 있어서의 유효 결정 입경을 미립화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 갖는다.

또한, 핫코일 제조 공정의 특징인 권취 공정에 있어서 미세한 탄화물을 생성하고, 그 석출 강화에 의해 강도의 향상에 기여한다. 또한, Nb는 γ/α 변태를 지연시키고, 변태 온도를 저하시킴으로써 변태 후의 마이크로 조직을 미세화하는 효과가 있다. 단, 이들 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.005％ 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는 0.025％ 이상이다. 한편, 0.08％ 초과 첨가해도 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간 압연 전의 가열 공정에서 고용시키는 것이 어려워져, 조대한 탄질화물을 형성하여 파괴의 기점이 되어, 저온 인성이나 내사워성을 열화시킬 우려가 있다.

Ti는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소 중 하나이다. Ti는, 연속 주조 혹은 잉곳 주조에서 얻어지는 주조편의 응고 직후의 고온에서 질화물로서 석출을 개시한다. 이 Ti 질화물을 포함하는 석출물은 고온에서 안정적이며, 이후의 슬래브 재가열에 있어서도 완전히 고용하는 일 없이 피닝 효과를 발휘하고, 슬래브 재가열 중의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 마이크로 조직을 미세화하여 저온 인성을 개선한다. 또한, γ/α 변태에 있어서 페라이트의 핵 생성을 억제하여, 미세한 켄칭 조직의 생성을 촉진하는 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.005％ 이상의 Ti 첨가가 필요하다. 한편, 0.02％ 초과 첨가해도, 그 효과가 포화된다. 또한, Ti 첨가량이 N과의 화학양론 조성 이상(N-14/48×Ti≤0％)이 되면 석출되는 Ti 석출물이 조대화되어 상기 효과가 얻어지지 않게 된다.

N은, 상술한 바와 같이 Ti 질화물을 형성하고, 슬래브 재가열 중의 오스테나이트립의 조대화를 억제하여 저온 인성을 개선한다. 단, 그 함유량이 0.0015％ 미만에서는, 그 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.006％ 초과 함유하면 시효에 의해 연성이 저하되어, 관 제조할 때의 성형성이 저하된다. 또한, Nb-93/14×(N-14/48×Ti)≤0.005％에서는, 핫코일 제조 공정의 특징인 권취 공정에 있어서 생성되는 미세한 Nb 탄화 석출물의 양이 감소하여, 강도가 저하된다.

Mo는, 켄칭성을 향상시켜, 강도를 상승시키는 효과가 있다. 또한, Mo는 Nb와 공존하여 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정을 강력하게 억제하고, 오스테나이트 조직을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 단, 0.01％ 미만 첨가해도 그 효과는 얻어지지 않으며, 0.1％ 이상 첨가해도 그 효과는 포화될 뿐만 아니라 관 제조할 때의 성형성을 저하시킬 우려가 있다.

Cr은, 강도를 상승시키는 효과가 있다. 단, 0.01％ 미만 첨가해도 그 효과는 얻어지지 않으며, 0.3％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, 0.2％ 이상 첨가하면 현지 용접성을 저하시킬 우려가 있으므로, 0.2％ 미만이 바람직하다.

Cu는, 강도를 상승시키는 효과가 있다. 또한, 내식성, 내수소 유기 균열 특성의 향상에 효과가 있다. 단, 0.01％ 미만 첨가해도 그 효과는 얻어지지 않으며, 0.3％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, 0.2％ 이상 첨가하면 열간 압연시에 취화 균열을 발생하여 표면 흠집의 원인이 될 우려가 있으므로, 0.2％ 미만이 바람직하다.

다음에, V, Ni를 첨가하는 이유에 대해 설명한다. 기본이 되는 성분에 이들 원소를 더 첨가하는 주된 목적은, 본 발명 강의 우수한 특징을 손상시키는 일 없이 제조 가능한 판 두께의 확대나 모재의 강도?인성 등의 특성의 향상을 도모하기 위함이다. 따라서, 그 첨가량은 스스로 제한되어야 하는 성질의 것이다.

V는, 핫코일 제조 공정의 특징인 권취 공정에 있어서 미세한 탄질화물을 생성하고, 그 석출 강화에 의해 강도의 향상에 기여한다. 단, 0.01％ 미만 첨가해도 그 효과는 얻어지지 않으며, 0.04％ 이상 첨가해도 그 효과는 포화될 뿐만 아니라 현지 용접성을 저하시킬 우려가 있다.

Ni는, Mn이나 Cr, Mo에 비교하여 압연 조직(특히 슬래브의 중심 편석대) 중에 저온 인성, 내사워성에 유해한 경화 조직을 형성하는 일이 적고, 따라서 저온 인성이나 현지 용접성을 열화시키는 일 없이 강도를 향상시키는 효과가 있다. 0.01％ 미만 첨가해도 그 효과는 얻어지지 않으며, 0.3％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, Cu의 열간 취화를 방지하는 효과가 있으므로 Cu량의 1/3 이상을 표준으로 첨가한다.

B는, 켄칭성을 향상시켜, 연속 냉각 변태 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있다. 또한 B는, Mo의 켄칭성 향상 효과를 높이는 동시에, Nb와 공존하여 상승적으로 켄칭성을 증가시키는 효과가 있다. 따라서, 필요에 따라서 첨가한다. 단, 0.0002％ 미만에서는 그 효과를 얻기 위해 불충분하고, 0.003％ 초과 첨가하면 슬래브 균열이 발생한다.

Ca 및 REM은, 파괴의 기점이 되어 내사워성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다. 단, 0.0005％ 미만 첨가해도 그 효과가 없고, Ca이면 0.005％ 초과, REM이면 0.02％ 초과 첨가하면 그들 산화물이 대량으로 생성되어 클러스터, 조대 개재물을 생성하여, 용접 시임의 저온 인성의 열화나, 현지 용접성에도 악영향을 미친다.

또한, 이들을 주성분으로 하는 강에, Zr, Sn, Co, Zn, W, Mg를 합계 1％ 이하 함유해도 상관없다. 그러나 Sn은 열간 압연시에 취화하여 흠집을 발생시킬 우려가 있으므로 0.05％ 이하가 바람직하다.

다음에, 본 발명에 있어서의 강판의 마이크로 조직에 대해 상세하게 설명한다.

스파이럴 파이프용 고강도 강판으로서 핫코일 폭방향으로 손색없는 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 저온 인성을 얻기 위해서는, 상술한 바와 같이 압연 방향에 대해 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 이하인 것이 필요하다.

또한, 인장 강도-인성의 밸런스를 더욱 높이기 위해서는, 필요에 따라서 그 마이크로 조직을 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 한다. 본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직이라 함은 α°B, αB, αq, γr, MA 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직이며, 소량의 γr, MA는 그 합계량을 3％ 이하로 하는 것이다.

연속 냉각 변태 조직이라 함은, 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편 ; 저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구-베이나이트 조사 연구부회 최종 보고서-(1994년 일본 철강 협회)에 기재되어 있는 바와 같이 확산적 기구에 의해 생성되는 폴리고날 페라이트나 펄라이트를 포함하는 마이크로 조직과 무확산으로 전단적 기구에 의해 생성되는 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 변태 조직이라 정의되는 마이크로 조직이다. 즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은 광학 현미경 관찰 조직으로서 이 문헌의 125 내지 127페이지에 있는 바와 같이 그 마이크로 조직은 주로 Bainitic ferrite(α°B), Granular bainitic ferrite(αB), Quasi-polygonal ferrite(αq)로 구성되고, 또한 소량의 잔류 오스테나이트(γr), Martensite-austenite(MA)를 포함하는 마이크로 조직이라고 정의되어 있다. αq라 함은 폴리고날 페라이트(PF)와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 애시큘러로 PF와는 명확하게 구별된다.

여기서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이를 lq, 그 원 상당 직경을 dq라 하면 그들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 충족시키는 결정립이 αq이다.

다음에, 본 발명의 제조 방법의 한정 이유에 대해, 이하에 상세하게 서술한다.

본 발명에 있어서 전로에 의한 열간 압연 공정에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로로부터 출선(出銑) 후에 용선 탈인 및 용선 탈황 등의 용선 예비 처리를 거쳐서 전로에 의한 정련을 행하거나, 혹은 스크랩 등의 냉철원을 전기로 등에서 용해하는 공정에 이어서, 각종 2차 정련에서 원하는 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 행하고, 계속해서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 박(薄) 슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 좋다. 단, 내사워성의 스펙이 부가되는 경우는 슬래브 중심 편석 저감을 위해 연속 주조 세그먼트에 있어서 미응고 압하 등의 편석 대책을 실시하는 것이 바람직하다. 혹은, 슬래브 주조 두께를 얇게 하는 것도 효과적이다.

연속 주조 혹은 박 슬래브 주조 등에 의해 얻은 슬래브의 경우에는 고온 주조편 상태로 열간 압연기로 직송해도 좋고, 실온까지 냉각 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연해도 좋다. 단, 슬래브 직송 압연(HCR : HOT Charge Rolling)을 행하는 경우는, γ→α→γ 변태에 의해, 주조 조직을 파괴하고, 슬래브 재가열시의 오스테나이트 입경을 작게 하기 위해, Ar₃ 변태점 온도 미만까지 냉각하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Ar₁ 변태점 온도 미만이다.

슬래브 재가열 온도는 필요에 따라서,

SRT(℃)=6670/(2.26-log〔％Nb〕〔％C〕)-273

으로 산출되는 용체화 온도 이상으로 한다. 이 온도 미만이면 슬래브 제조시에 생성된 Nb의 조대한 탄질화물이 충분히 용해되지 않고 이후의 압연 공정에 있어서 Nb에 의한 오스테나이트의 회복?재결정 및 입성장의 억제나 γ/α 변태의 지연에 의한 결정립의 미립화 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 핫코일 제조 공정의 특징인 권취 공정에 있어서 미세한 탄화물을 생성하여, 그 석출 강화에 의해 강도를 향상시키는 효과가 얻어지지 않는다. 단, 1100℃ 미만의 가열에서는 스케일 오프량이 적어 슬래브 표층의 개재물을 스케일과 함께 이후의 디스케일링에 의해 제거할 수 없게 될 가능성이 있으므로, 슬래브 재가열 온도는 1100℃ 이상이 바람직하다.

한편, 1230℃ 초과이면 오스테나이트의 입경이 조대화되어, 이후의 제어 압연에 있어서의 유효 결정입경의 미립화 효과에 의한 저온 인성의 향상을 충분히 누릴 수 없게 될 우려가 발생한다. 더욱 바람직하게는 1200℃ 이하인 슬래브 가열 시간은, Nb의 탄질화물의 용해를 충분히 진행시킬 필요가 있는 경우는, 당해 온도에 도달하고 나서 20분 이상 유지한다.

이어지는 열간 압연 공정은, 통상 리버스 압연기를 포함하는 수(數) 단의 압연기로 이루어지는 조압연 공정과 6 내지 7단의 압연기를 탠덤으로 배열한 마무리 압연 공정으로 구성되어 있다. 일반적으로 조압연 공정은 패스 수나 각 패스에서의 압하량을 자유롭게 설정할 수 있는 이점을 갖지만 각 패스간 시간이 길어, 패스간에서의 회복?재결정이 진행될 우려가 있다.

한편, 마무리 압연 공정은 탠덤식이므로 패스 수는 압연기의 수와 동일한 수 가 되지만 각 패스간 시간이 짧아, 제어 압연 효과를 얻기 쉬운 특징을 갖는다. 따라서, 우수한 저온 인성을 실현하기 위해서는 강 성분에 부가하여, 이들 압연 공정의 특징을 충분히 살린 공정 설계가 필요해진다.

조압연 공정에서는, 주로 재결정 온도 영역에서 압연을 행하지만, 그 각 압하 패스에서의 압하율이 10％ 미만에서는 재결정에 필요한 충분한 변형이 도입되지 않고, 입계 이동에만 의한 입성장이 일어나, 조대 결정립이 생성되고, γ→α 변태 후의 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 초과로 되어, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 인성 열화가 커질 우려가 있고, 스파이럴 강관으로서의 저온 인성이 열화될 우려가 있으므로 재결정 온도 영역에 있어서 각 압하 패스에서 10％ 이상의 압하율로 행한다. 마찬가지로, 재결정 온도 영역에서의 압하 패스가 25％ 이상이면 특히 후단의 저온 영역에서는 압하 중에 전위의 도입과 회복을 반복함으로써 전위 셀벽이 형성되어, 아립계, 대각 입계로 변화되는 동적 재결정이 일어나지만, 이 동적 재결정립 주체의 마이크로 조직과 같은 전위 밀도가 높은 결정립과 그렇지 않은 결정립이 혼재하는 조직에서는 단시간에 입성장이 일어나기 때문에, 미재결정 영역 압연 전까지의 비교적 조대한 결정립으로 성장하고, 이후의 미재결정 영역 압연에 의해 결정립이 생성되어 버려 γ→α 변태 후의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 초과로 되어, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 인성 열화가 커질 우려가 있다. 따라서, 재결정 온도 영역에서의 각 압하 패스에서의 압하율은 25％ 미만으로 한다.

또한, 조압연 공정에서는, 예를 들어 제품 두께가 20㎜를 초과하는 경우에서, 마무리 압연 1호기의 맞물림 갭이 설비 제약상 55㎜ 이하로 되어 있는 경우 등은, 마무리 압연 공정에서만 본 발명의 요건인 미재결정 온도 영역의 합계 압하율이 65％ 이상이라고 하는 조건을 충족시킬 수 없으므로, 조압연 공정의 후단에서 미재결정 온도 영역에서의 제어 압연을 실시해도 좋다. 상기의 경우는 필요에 따라서 미재결정 온도 영역으로 온도가 저하될 때까지 시간 대기를 하거나, 냉각 장치에 의한 냉각을 행해도 좋다.

또한, 조압연과 마무리 압연의 사이에 시트 바아를 접합하여, 연속적으로 마무리 압연을 해도 좋다. 그때 조바아를 일단 코일 형상으로 감고, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 수납하고, 다시 되감고 나서 접합을 행해도 좋다.

마무리 압연 공정에서는, 미재결정 온도 영역에서의 압연을 행하지만, 조압연 종료 시점에서의 온도가 미재결정 온도 영역까지 이르지 않는 경우에는 필요에 따라서 미재결정 온도 영역으로 온도가 저하될 때까지 시간 대기를 하거나, 필요에 따라서 조/마무리 압연 스탠드 사이의 냉각 장치에 의한 냉각을 행해도 좋다.

미재결정 온도 영역에서의 합계 압하율이 65％ 미만이면 제어 압연 효과가 충분히 얻어지지 않아 저온 인성이 열화되므로, 미재결정 온도 영역의 합계 압하율은 65％ 이상으로 한다. 한편, 80％ 초과이면 압연에 의한 과도한 결정 회전에 의해 강판의 소성 이방성이 증대되어, DWTT의 시험편 채취 방향에 의한 인성차가 커지는 것이 우려되므로 미재결정 온도 영역의 합계 압하율은 80％ 이하로 한다.

본 발명에 있어서 마무리 압연 종료 온도는, 특별히 한정하고 있지 않지만, Ar₃ 변태점 온도 이상에서 종료되는 것이 바람직하다. 특히 판 두께 중심부에서 Ar₃ 변태점 온도 미만이 되면 α+γ의 2상 영역 압연이 되고, 연성 파괴 파면에 현저한 세퍼레이션이 발생하여 흡수 에너지가 현저하게 저하될 우려가 있으므로, 마무리 압연 종료 온도는 판 두께 중심부에 있어서 Ar₃ 변태점 온도 이상에서 종료되는 것이 바람직하다. 또한, 판 표면 온도에 대해서도 Ar₃ 변태점 온도 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

마무리 압연의 각 스탠드에서의 압연 패스 스케줄에 대해서는 특별히 한정하지 않아도 본 발명의 효과가 얻어지지만, 판 형상 정밀도의 관점에서는 최종 스탠드에 있어서의 압연율은 10％ 미만이 바람직하다.

여기서 Ar₃ 변태점 온도라 함은, 예를 들어 이하의 계산식에 의해 강 성분과의 관계에서 간이적으로 나타내어진다. 즉,

Ar₃=910-310×％C+25×％Si-80×％Mneq

단, Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)

또는, Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)+1 : B 첨가의 경우

이다.

마무리 압연 종료 후에는 냉각을 행하지만, 냉각 개시까지의 시간은 필요에 따라서 5초 이내로 한다. 마무리 압연 종료 후 냉각 개시까지 5초 초과의 시간이 걸리면 마이크로 조직 중에 폴리고날 페라이트가 다량으로 함유되게 되어, 강도의 저하가 우려된다. 또한, 냉각 개시 온도는 특별히 한정하지 않지만, Ar₃ 변태점 온도 미만으로부터 냉각을 개시하면 마이크로 조직 중에 다량으로 폴리고날 페라이트가 함유되게 되어 강도의 저하가 우려되므로, 냉각 개시 온도는 Ar₃ 변태점 온도 이상이 바람직하다.

냉각 개시로부터 권취할 때까지의 온도 영역의 냉각 속도는 5℃/sec 이상으로 한다. 이 냉각 속도가 5℃/sec 미만이면 Nb의 탄질화물의 석출이 냉각 중에 진행되고, 이 석출물이 변태 전의 오스테나이트립의 입성장에 대해 특정 방위의 성장을 방해하는 인히비터로서 작용하여 오스테나이트립이 신장되고, γ→α 변태 후의 그 영향을 받아 마이크로 조직 단위의 연신도가 증대되어, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 인성 열화가 커질 우려가 있다.

냉각 후에는, 핫코일 제조 공정의 특징인 권취 공정을 효과적으로 활용한다. 냉각 정지 온도 및 권취 온도는 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역으로 한다. 600℃ 이상에서 냉각을 정지하고, 그 후 권취하면 저온 인성에 바람직하지 않은 조대 탄화물이 다량으로 생성될 우려가 있을 뿐만 아니라, Nb 등의 조대한 탄질화물이 형성되어 파괴의 기점이 되어, 저온 인성이나 내사워성을 열화시킬 우려가 있다. 한편, 500℃ 미만에서 냉각을 종료하고, 권취하면 원하는 강도를 얻기 위해 매우 효과적인 Nb 등의 미세한 탄화 석출물이 얻어지지 않아, 충분한 석출 강화가 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각을 정지하고, 권취하는 온도 영역은 500℃ 이상 600℃ 이하로 한다.

이하에, 실시예에 의해 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.

표 3에 나타내는 화학 성분을 갖는 A 내지 K의 강은, 전로에서 용제하여, 연속 주조 후 직송 혹은 재가열하고, 조압연에 이어지는 마무리 압연에서 17.2㎜의 판 두께로 압하하고, 런아웃 테이블(ROT)에서 냉각 후에 권취하였다. 단, 표 중의 화학 조성에 대한 표시는 질량％이다.

제조 조건의 상세를 표 4에 나타낸다. 여기서,「성분」이라 함은 표 3에 나타낸 각 슬래브편의 기호를,「가열 온도」라 함은 슬래브 가열 온도 실적을,「용체화 온도(SRT)」라 함은, 하기 식

SRT(℃)=6670/(2.26-log[％Nb]〔％C〕)-273

으로 산출되는 온도를,「유지 시간」은 실적 슬래브 가열 온도에서의 유지 시간을, 「재결정 영역 각 패스 압하율」은 재결정 온도 영역에 있어서의 각 압연 패스에서의 압하율을,「패스간 냉각」이라 함은 재결정 온도 영역과 미재결정 온도 영역 압연 사이에서 발생하는 온도 유지 시간을 단축하는 목적에서 이루어지는 압연 스탠드간 냉각의 유무를,「미재결정 영역 합계 압하율」이라 함은 미재결정 온도 영역에서 실시된 압연의 합계 압하율을,「FT」라 함은 마무리 압연 종료 온도를,「Ar₃ 변태점 온도」라 함은 계산 Ar₃ 변태점 온도를,「냉각 개시까지의 시간」이라 함은 마무리 압연 종료로부터 냉각을 개시할 때까지의 시간을,「냉각 속도」라 함은 냉각 개시 온도로부터 권취할 때까지의 온도 영역을 통과할 때의 평균 냉각 속도를,「CT」라 함은 권취 온도를 나타내고 있다.

이와 같이 하여 얻어진 강판의 재질을 표 5에 나타낸다. 평가 방법은 전술한 방법과 동일하다. 여기서,「마이크로 조직」이라 함은, 강판 판 두께의 1/2t에 있어서의 마이크로 조직을,「마이크로 조직 단위의 연신도」라 함은, 판 두께 중앙부의 관 제조 후의 파이프 원주 방향 단면에 있어서 판 두께 방향과 수직인 방향의 결정립의 평균 길이를 판 두께 방향과 평행한 결정립의 평균 길이로 나눈 것이라 정의한 연신도를,「인장 시험」결과는, 관 제조 후의 파이프 원주 방향 JIS 5호 시험편의 결과를,「DWTT 시험」결과 중「연성 파면율」은, 각 시험 온도에 핫코일 폭방향, 관 제조 후의 파이프 원주 방향에 있어서의 DWTT 시험의 연성 파면율을,「연성 파면율의 비」는, 핫코일 폭방향의 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율에 대한 압연 방향으로 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 DWTT 시험에서의 -20℃에 있어서의 연성 파면율의 비를 나타내고 있다.

본 발명에 따르는 것은, 강 번호 1, 2, 5, 6, 8, 9, 15, 16의 8강이며, 소정의 양의 강 성분을 함유하고, 압연 방향에 대해 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 이하인 것을 특징으로 하고, 스파이럴 관 제조 전의 소재로서 X65 그레이드 상당(인장 강도≥580㎫, 연신≥38％, 관 제조 후의 파이프 원주 방향 -20℃에 있어서의 연성 파면율≥70％)의 스펙을 만족하는 인장 강도를 갖는 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판이 얻어져 있다.

상기 이외의 강은, 이하의 이유에 의해 본 발명의 범위 밖이다.

즉, 강 번호 3은, 재결정 영역 각 패스 압하율이 본 발명 청구항 4의 범위 밖이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직 단위의 연신도가 얻어지지 않아, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 4는, 재결정 영역 각 패스 압하율이 본 발명 청구항 6의 범위 밖이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직 단위의 연신도가 얻어지지 않아, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 7은, 미재결정 온도 영역의 합계 압하율이 본 발명 청구항 6의 범위 밖이므로, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 10은, 냉각 속도가 본 발명 청구항 6의 범위 밖이므로, 청구항 1에 기재된 마이크로 조직 단위의 연신도가 얻어지지 않아, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 12는, CT가 본 발명 청구항 6의 범위 밖이므로, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 충분한 인장 강도가 얻어져 있지 않다. 강 번호 13은, 미재결정 온도 영역의 합계 압하율이 본 발명 청구항 6의 범위 밖이므로, 목적으로 하는 마이크로 조직 단위의 연신도가 얻어지지 않아, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 14는, CT가 본 발명 청구항 6의 범위 밖이므로, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 충분한 인장 강도가 얻어져 있지 않다. 강 번호 17은, 강 성분이 본 발명 청구항 1의 범위 밖이며, 충분한 인장 강도 및 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 18은, 강 성분이 본 발명 청구항 1의 범위 밖이며, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 19는, 강 성분이 본 발명 청구항 1의 범위 밖이므로, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 20은, 강 성분이 본 발명 청구항 1의 범위 밖이므로, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 충분한 인장 강도가 얻어져 있지 않다. 강 번호 21은, 강 성분이 본 발명 청구항 1의 범위 밖이므로, 관 제조 후의 파이프 원주 방향의 충분한 연성(연신)이 얻어져 있지 않다. 강 번호 22는, 강 성분이 본 발명 청구항 1의 범위 밖이므로, 충분한 인장 강도 및 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다. 강 번호 23은, 강 성분이 본 발명 청구항 1의 범위 밖이므로, 충분한 관 제조 후의 저온 인성이 얻어져 있지 않다.

본 발명의 열연 강판을 전봉 강관 및 스파이럴 강관용 핫코일에 이용함으로써 엄격한 저온 인성이 요구되는 한랭지에 있어서도, 두꺼운 예를 들어 14㎜ 이상 의 판 두께로 API-X65 규격 이상의 고강도의 라인 파이프가 제조 가능해질 뿐만 아니라, 본 발명의 제조 방법에 의해 스파이럴 강관용 핫코일을 저렴하게 대량으로 얻을 수 있으므로, 본 발명은 공업적 가치가 높은 발명이라고 할 수 있다.

Claims (9)

1. 질량％로,

   C:0.01 내지 0.1％,

   Si:0.05 내지 0.5％,

   Mn:1 내지 2％,

   P≤0.03％,

   S≤0.005％,

   O≤0.003％,

   Al:0.005 내지 0.05％,

   N:0.0015 내지 0.006％,

   Nb:0.005 내지 0.08％,

   Ti:0.005 내지 0.02％,

   또한,

   N-14/48×Ti>0％,

   Nb-93/14×(N-14/48×Ti)>0.005％,

   Mo:0.01％ 이상 0.1％ 미만,

   Cr:0.01 내지 0.3％,

   Cu:0.01 내지 0.3％,

   를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판이며,

   관 제조 후의 파이프의 원주 방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 연신도가 2 이하인 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판.

   단, 마이크로 조직 단위라 함은, 마이크로 조직이 페라이트 단상 혹은 페라이트와 경질 제2상을 포함하는 마이크로 조직인 경우는 페라이트와 제2상의 결정립을 가리키고, 연속 냉각 변태 조직(Zw)과 같이 결정립계를 광학 현미경 관찰로 명확하게 식별할 수 없는 경우는 패킷을 가리킴.
2. 제1항에 있어서, 상기 강판의 마이크로 조직이 연속 냉각 변태 조직인 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로,

   V:0.01％ 이상 0.04％ 미만,

   Ni:0.01 내지 0.3％,

   B:0.0002 내지 0.003％,

   Ca:0.0005 내지 0.005％,

   REM:0.0005 내지 0.02％,

   중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판.
4. 제1항에 기재된 성분을 갖는 강편을 가열 후, 열간 압연으로 재결정 온도 영역에서의 압연을 각 압하 패스에서 10％ 이상 25％ 미만의 압하율로 행하고, 또한 미재결정 온도 영역의 합계 압하율을 65％ 이상 80％ 이하로 하는 압연을 종료한 후, 냉각 개시로부터 권취할 때까지의 온도 영역을 5℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
5. 제4항에 있어서, 상기 열간 압연시에, 상기 강편을 하기 식의 SRT를 만족하는 온도 이상, 1230℃ 이하로 가열하고, 또한 당해 온도 영역에서 20분 이상 유지하고, 이어지는 열간 압연으로 압연을 종료한 후, 5초 이내에 냉각을 개시하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.

   SRT(℃)=6670/(2.26-log〔％Nb〕[％C])-273
6. 제4항에 있어서, 상기 재결정 온도 영역의 압연과 미재결정 온도 영역의 압연의 사이에 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
7. 제3항에 기재된 성분을 갖는 강편을 가열 후, 열간 압연으로 재결정 온도 영역에서의 압연을 각 압하 패스에서 10％ 이상 25％ 미만의 압하율로 행하고, 또한 미재결정 온도 영역의 합계 압하율을 65％ 이상 80％ 이하로 하는 압연을 종료한 후, 냉각 개시로부터 권취할 때까지의 온도 영역을 5℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
8. 제7항에 있어서, 상기 열간 압연시에, 상기 강편을 하기 식의 SRT를 만족하는 온도 이상, 1230℃ 이하로 가열하고, 또한 당해 온도 영역에서 20분 이상 유지하고, 이어지는 열간 압연으로 압연을 종료한 후, 5초 이내에 냉각을 개시하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.

   SRT(℃)=6670/(2.26-log〔％Nb〕[％C])-273
9. 제7항에 있어서, 상기 재결정 온도 영역의 압연과 미재결정 온도 영역의 압연의 사이에 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.

Images