KR101302298B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 열연 강판은 소정의 성분을 함유하고, 또한 0<S/Ca<0.8이고, N－14/48×Ti≥0％를 만족시키는 강판이며, 당해 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에 있어서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상이고, 상기 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 2.5㎛ 이하이고 또한 에어리어 평균 입경이 9㎛ 이하이고, 상기 에어리어 평균 입경의 표준 편차가 2.3㎛ 이하이고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 {111} 방향의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판이며, 고인성과, API5L-X80 규격 이상의 강도를 겸비한다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법 {HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 저온 인성이 우수한 스파이럴 라인 파이프 용도의 고강도의 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 환경의 가혹한 지역으로 진전되어 왔다. 또한, 지구 환경 중시의 관점으로부터 천연 가스 개발이 증가하는 동시에, 파이프 라인 시스템의 경제성의 관점으로부터 조업 압력의 고압화가 요구되고 있다. 이들 환경 조건의 변화에 대응하여 라인 파이프에 요구되는 특성은 점점 고도화 또한 다양화되고 있고, 크게 나누면, (a) 후육/고강도화, (b) 고인성화, (c) 현지 용접성의 향상에 수반하는 저탄소당량(Ceq)화, (d) 내식성의 엄격화, (e) 언 땅, 지진ㆍ단층 지대에서의 고변형 성능의 요구이다. 또한, 이들의 특성은 사용 환경에 따라서 복합적으로 요구되는 것이 보통이다.

또한, 최근의 원유ㆍ천연 가스 수요의 증대를 배경으로, 지금까지 채산성이 없으므로 개발을 보류하고 있던 원격지나 자연 환경의 가혹한 지역에서의 개발이 본격화되려고 하고 있다. 특히 원유ㆍ천연 가스를 장거리 수송하는 파이프 라인에 사용하는 라인 파이프는 수송 효율 향상을 위한 후육ㆍ고강도화에 추가하여, 한랭지에서의 사용에 견딜 수 있는 고인성화가 강하게 요구되고 있고, 이들 요구 특성의 양립이 기술적인 과제로 되어 있다.

일본 특허 제3846729호(일본 특허 출원 공표 제2005-503483호 공보) 일본 특허 출원 공개 제2004-315957호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-240151호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-281838호 공보

신닛테츠 기보 No.380 2004 70페이지

프로젝트마다 저온 인성의 지표로서 스펙인되는 취성 파괴의 전파 정지 성능을 평가하는 DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험에서의 연성 파면율(SA)은 API 규격에 준하여 측정되는 값으로, 일반적으로 후육ㆍ고강도화할수록 감소하는 것이 알려져 있다. 특히 후육화는 판 두께의 증가에 의해 시험편 노치 선단의 응력 상태가 평면 응력으로부터 평면 변형으로 천이하여 3축 응력도를 증가시키는 방향이고, 판 두께가 16㎜를 초과하면 그 영향은 더욱 현저해진다. SA를 향상시키기 위한 수단으로서 제어 압연의 강화, 즉 오스테나이트에서의 미재결정 영역 온도에서의 압하율의 증가가 유효한 것이 알려져 있다.

천연 가스 파이프 라인용 강관과 같이, 내압이 높고, 파열 후의 감압파의 속도보다도 균열의 전파 속도가 빨라지는 경우에 진전되는 연성 파괴를 방지하는 관점으로부터는 높은 충격 흡수 에너지가 요구된다. 세퍼레이션의 발생은 외관상, SA를 향상시키지만, 흡수 에너지를 저하시키므로 바람직하지 않다. 또한, 「세퍼레이션이 없는 것」을 스펙인하는 수요가도 증가 경향이다. 따라서, 이 SA의 향상과 세퍼레이션의 억제를 양립하는 것이 시장의 요구에 답하는 기술적 방향성이다.

한편, 라인 파이프용 강관은 그 제조 프로세스에 의해, 심리스 강관, UOE 강관, 전봉 강관 및 스파이럴 강관으로 분류할 수 있고, 그 용도, 사이즈 등에 따라서 선택이 이루어지지만, 심리스 강관을 제외하고, 모두 판형상의 강판ㆍ강대가 관형상으로 성형된 후에 용접에 의해 접합됨으로써 강관(이하, 「파이프」라고도 함)으로서 제품화되는 특징을 갖는다. 또한, 이들 용접 강관은 소재에 열연 강판(이하, 「핫 코일」이라고도 함)을 사용하는지, 플레이트를 사용하는지에 따라서 분류되고, 전자는 전봉 강관 및 스파이럴 강관, 후자는 UOE 강관이다. 고강도, 대경, 후육의 용도에는 후자인 UOE 강관을 사용하는 것이 일반적이지만, 비용, 납기의 면에서 전자인 핫 코일을 소재로 하는 전봉 강관 및 스파이럴 강관이 유리해, 그 고강도화, 대경화, 후육화의 요구가 증가하고 있다.

핫 코일을 소재로 하는 전봉 강관과 스파이럴 강관의 큰 차이는 그 조관 방법에 있다. 전자인 전봉 강관이 UOE 강관과 마찬가지로 파이프의 길이 방향과 압연 방향이 일치하고, 파이프의 원주 방향이 압연의 폭 방향에 일치하는 것에 비해, 후자인 스파이럴 강관에서는 용접선이 나사 형상으로 되도록 조관되어, 반드시 압연 방향이 파이프 길이 방향과, 압연의 폭 방향이 파이프의 원주 방향과 일치하는 것은 아니다. 여기서 중요한 것은 파이프로서 스펙인되는 특성은 그 대부분이 파이프 원주 방향에 대한 것이고, 스파이럴 강관의 경우에는 핫 코일의 R 방향으로 된다. R 방향이라 함은, 스파이럴 강관으로 조관했을 때에 강관의 원주 방향에 상당하는 방향을 말한다. 조관 시의 파이프 직경에 의해 결정되지만, 대략 압연 방향에 대해 30 내지 45° 방향으로 된다. 일반적으로 핫 코일은 압연의 폭 방향으로 강도, 인성 모두 양호하기 때문에, 전봉 강관의 원주 방향은 압연의 폭 방향으로 되므로 바람직하다. 그러나, 스파이럴 강관의 원주 방향은 핫 코일의 R 방향이므로, 압연 방향과는 어떤 각도로 기울어지게 되므로, 강도, 인성 모두 저하된다. 그로 인해, 스파이럴 강관용 핫 코일에는 동일한 API-X80 규격(YS:550㎫, TS:620 내지 827㎫)의 강관이라도 압연의 폭 방향으로 환산하면 강도만으로도 70 내지 90㎫ 정도 높게 할 필요가 있으므로, 보다 엄격한 강도-인성 밸런스가 요구된다.

비특허 문헌 1에는, UOE 강관에 있어서는 X120 규격에 상당하는 고강도 강관의 제조 기술이 개시되어 있다.

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

플레이트를 제조하는 제공정의 일례를 도 1에 도시한다. 여기서, 가열 공정에서는 슬래브 재가열을 실행한다. 석출 강화를 고려할 필요가 없으므로, 가열 오스테나이트립의 미립화를 위해, 저온에서 가열한다.

인성을 향상시키기 위한 제어 압연의 강화, 즉 오스테나이트에서의 미재결정 영역 온도에서의 압하율의 증가는 그 압연기가 탠덤이 아니라 단스탠드의 리버스 압연기이므로 어떻게 하든 스케줄링할 수 있다. 따라서, 제어 압연 개시 온도의 관리를 하면 목표로 하는 인성이 얻어진다.

또한, 후판 제조 프로세스에 있어서는, 마무리 압연기와 냉각 장치가 거리적으로 이격되어 있는 것이 일반적이고, 압연 종료로부터 냉각 개시까지 40초 전후의 시간이 있으므로 오스테나이트에서의 재결정이나 확산적인 페라이트 변태에 의해 집합 조직의 배향이 약해져 세퍼레이션의 발생도 억제된다. 또한, 최근에는 후판 프로세스에서는 강력한 냉각 장치에 의한 ACC(Accelerated Cooling)가 일반화되고 있어, 냉각 속도의 관점에서도 세퍼레이션의 발생도 억제되는 경향이 있다.

본 발명이 대상으로 하고 있는 전봉 강관 및 스파이럴 강관 소재인 핫 코일을 제조하는 제공정의 일례를 도 2에 도시한다. 여기서, 정련의 공정에서는 원하는 강 성분에 강의 원소 구성을 조정한다. 연속 주조의 공정에서는 전자기 교반과 경압하 주조에 의해 중심 편석을 저감시킨다. 슬래브 재가열의 공정에서는 오스테나이트의 재결정화를 억제하고, 또한 석출물에 의한 석출 강화를 얻는 Nb를 용체화한다. 조압연의 공정에서는 오스테나이트의 재결정 온도 영역에서 압연하여, 재결정 오스테나이트립을 미립화한다. 마무리 압연의 공정에서는 오스테나이트 미재결정 온도 영역에서 압연하고, 제어 압연 효과에 의해 변태 후의 α립을 미립화한다. 권취의 공정에서는 적절한 온도에서 권취함으로써 NbC의 석출 강화를 얻는다.

이 핫 코일의 제조에서는, 그 공정의 특징으로서 권취 공정이 있고, 권취 장치(코일러)의 설비 능력의 제약으로부터 후육재를 저온에서 권취하는 것이 곤란하므로 켄칭 강화에 필요한 저온 냉각 정지가 불가능하다. 따라서, 켄칭 강화에 의한 강도의 확보는 어렵다. 또한, 압연 후의 냉각 속도도 16㎜ 이상의 판 두께에서 판 두께 중심부의 냉각 속도를 후판 제조 프로세스 정도로 빠르게 하는 것은 설비 비용이 든다.

또한, 조압연기는 단스탠드의 리버스 압연기를 구비하고 있는 경우가 있지만, 마무리 압연기는 6, 7 스탠드의 탠덤 압연기가 보통이고, 온도, 압하율, 속도는 그 매스플로우에 의해 필연적으로 정해져 버리므로 제약이 많다. 또한, 조압연으로부터 마무리 압연으로 이행하는 조 바아 두께도 크롭셔나 F1 스탠드의 롤 갭으로 제약되어, 후판(플레이트) 공정일수록 재결정 영역 온도에서의 압하율을 크게 할 수는 없다.

특허 문헌 1에는 라인 파이프용 핫 코일에서 고강도, 후육화와 저온 인성을 양립시키는 기술로서 정련 시에 Ca-Si를 첨가함으로써 개재물을 구상화하여, Nb, Ti, Mo, Ni의 강화 원소에 더하여 결정립 미세화 효과가 있는 V를 첨가하고, 강도를 담보하기 위해 저온 압연과 저온 권취를 조합하는 발명이 개시되어 있다.

그러나, 이 기술은 마무리 압연 온도가 790 내지 830℃로 비교적 저온이므로, 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지 저하나, 저온 압연에 의해 압연 하중이 높아지므로 조업 안정성이 우려된다.

특허 문헌 2에는 전봉 강관용 핫 코일에서 강도, 저온 인성과 함께 우수한 현지 용접성을 실현하는 기술로서 PCM값을 한정하여 용접부의 경도 상승을 억제하는 동시에, 마이크로 조직을 베이니틱 페라이트 단상하고, 또한 Nb의 석출 비율을 한정함으로써 고강도와 저온 인성을 양립시키는 개시가 있다. 그러나, 이 기술도 미세한 조직을 얻기 위해 실질적으로 저온 압연이 필요해, 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지 저하나, 저온 압연에 의해 압연 하중이 높아지므로 조업 안정성이 우려된다.

특허 문헌 3에는 전봉 강관 및 스파이럴 강관용 핫 코일에서 압연 후의 냉각 속도의 하한을 한정함으로써 집합 조직을 제어하여 세퍼레이션을 저감시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 16㎜ 이상의 판 두께이고 또한 X80의 강도와 인성을 양립하기 위해서는, 세퍼레이션의 억제뿐만 아니라 압연 프로세스를 제어함으로써 마이크로 조직 그 자체를 개선할 필요가 있다. 또한, 판 두께 16㎜ 이상에서 판 두께 중심부의 냉각 속도를 담보하는 것은, 현실에서는 강판 형상, 통판성 및 코일러 맨드릴로의 혼입의 용이라고 하는 관점에서 기술적 장해가 많다.

특허 문헌 4에는 전봉 강관용 핫 코일에 있어서 마이크로 조직을 베이니틱 페라이트 단상으로 하고, Nb, V 등의 미세 석출물에 의해 안정된 강도가 얻어지고, 그 조직의 평균 입경을 미립의 범위로 규정함으로써 인성을 담보하는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 전봉 강관용이기 때문에 판 두께가 기껏해야 하프 인치(12.7㎜)인 얇은 것이 대상이고, 판 두께 16㎜ 이상에서 인성을 얻기 위한 마이크로 조직, 입경 범위를 얻기 위한 제조 방법에 관해서는 전혀 기술되어 있지 않다. 또한, 스파이럴 강관용 핫 코일과 같이 전봉 강관용보다도 엄격한 강도-인성 밸런스가 요구되는 용도가 고려되어 있지 않다.

따라서, 본 발명은 엄격한 내파괴 특성이 요구되는 지역(특히 한랭지)에 있어서도 그 사용에 견딜 수 있는 고인성과, API5L-X80 규격 이상의 강도를 겸비하여, 수송 효율이나 현지 용접 시공성 등의 관점으로부터 스파이럴 파이프용 열연 강판을 제공하는 것을 과제로 한다. 그로 인해, 저온 인성의 지표로서, DWTT의 연성 파면율(SA)을 －20℃의 시험 온도에 있어서 85％ 이상으로, 세퍼레이션의 발생에 의해 흡수 에너지의 저하가 실질적으로 일어나지 않는 세퍼레이션 인덱스를 0.06㎜/㎟ 이하로, 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지를 240J 이상으로, 또한 고강도화의 관점으로부터 판 두께 16㎜ 이상에서 API5L-X80 규격(인장 강도가 710 내지 740㎫ 정도 이상)을 클리어하는 고강도의 스파이럴 라인 파이프용 열연 강판(핫 코일) 및 그 열연 강판을 저렴하고 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, SA는 강판 두께 방향의 중심부에 있어서의 마이크로 조직의 결정립계에, 흡수 에너지는 마이크로 조직의 초석 페라이트 분율에, SI는 당해 부분의 반사 X선 강도에 각각 강한 상관이 있는 것을 발견하여 본 발명을 이루는 것에 이르렀다. 그리고, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량％로,

C＝0.02 내지 0.08％,

Si＝0.05 내지 0.5％,

Mn＝1 내지 2％,

Nb＝0.03 내지 0.12％,

Ti＝0.005 내지 0.05％

를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물 원소로 이루어지는 열연 강판이며,

당해 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에 있어서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상 및 1％ 이하의 펄라이트이고, 상기 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 1㎛ 이상 2.5㎛ 이하이고 또한 에어리어 평균 입경이 3㎛ 이상 9㎛ 이하이고, 상기 에어리어 평균 입경의 표준 편차가 0.8㎛ 이상 2.3㎛ 이하이고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 강판 표면에 평행한 면에 대한 {111} 방향의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판.

여기서, 「불가피적 불순물 원소」라 함은, 의식적으로 첨가한 것이 아니라, 원료 중 혹은 제조 공정에서 불가피하게 혼입되는 것 등을 하여, 제외하려고 해도 제외할 수 없는 불순물을 말한다.

(2) 상기 강판이, 질량％로,

P≤0.03％,

S≤0.005％,

O≤0.003％,

Al＝0.005 내지 0.1％,

N＝0.0015 내지 0.006％,

Ca＝0.0005 내지 0.003％,

V≤0.15％(0％를 포함하지 않음),

Mo≤0.3％(0％를 포함하지 않음)

를 더 함유하고, 또한

0<S/Ca<0.8

N－14/48×Ti≥0％

를 만족시키는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 열연 강판.

(3) 상기 강판이, 질량％로,

Cr＝0.05 내지 0.3％,

Cu＝0.05 내지 0.3％,

Ni＝0.05 내지 0.3％,

B＝0.0002 내지 0.003％

중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (2)에 기재된 열연 강판.

(4) 상기 강판이, 질량％로,

REM＝0.0005 내지 0.02％

를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

(5) 상기 강판의 중심 편석부의 최고 경도가 300Hv 이하이고, 모재의 평균 경도 ＋50Hv 이상의 편석대 폭이 200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

(6) 질량％로,

C＝0.02 내지 0.08％,

Si＝0.05 내지 0.5％,

Mn＝1 내지 2％,

Nb＝0.03 내지 0.12％,

Ti＝0.005 내지 0.05％

를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물 원소로 이루어지는 열연 강판을 얻기 위해 용제되고, 주조된 주조편을 수학식 1에 의해 구해지는 SRT 온도 이상, 1260℃ 이하로 가열한 후 당해 온도 영역에서 20분 이상 유지하고, 그 후 열간 압연에 의해 열연 강판을 제조할 때에, 수학식 2에 의해 구해지는 유효 누적 변형(ε_{eff .})이고, 조압연의 유효 누적 변형이 0.4 이상, 마무리 압연의 유효 누적 변형이 0.9 이상 또한 조압연의 유효 누적 변형과 마무리 압연의 유효 누적 변형의 곱이 0.38 이상으로 되는 열간 압연을 행하여, 당해 열간 압연을 Ar3 변태점 온도 이상에서 종료한 후, 650℃까지의 온도 영역을 상기 강판의 판 두께 중심부에서 2℃/sec 이상 50℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각 후, 520℃ 이상 620℃ 이하의 온도 영역에서 상기 강판을 권취하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.

[수학식 1]

여기서, 〔％Nb〕,〔％C〕는 각각 Nb와 C의 강판 중의 함유량(질량％)을 나타낸다.

[수학식 2]

여기서,

ε_i(t, T)＝ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3},

τ_R＝τ₀ㆍexp(Q/RT),

τ₀＝8.46×10^-6,

Q＝183200J,

R＝8.314J/Kㆍmol,

t는, 조압연의 경우에는 당해 패스에서의 마무리 압연 직전까지의 누적 시간, 마무리 압연의 경우에는 냉각 직전까지의 누적 시간, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.

여기서, 「유효 누적 변형」이라 함은, 인성의 향상에 유효한 결정립의 미립화의 지표이다. 즉, 새로운 결정립의 생성 사이트수와 재결정립의 입성장의 속도에 관한 것으로, 그 값이 클수록 생성 사이트수가 증가하고, 또한 입성장이 억제된다.

「조압연의 유효 누적 변형」이라 함은, 마무리 압연 직전, 즉 미재결정 도중 압연 직전까지의 유효 누적 변형으로 정의된다. 「마무리 압연의 유효 누적 변형」이라 함은, 압연 종료 후의 냉각 직전, 즉 γ→α 변태 직전의 변형을 수학식 2를 사용하여 산출한 수치이다.

「열간 압연」이라 함은, 오스테나이트 온도 영역에서, 롤 사이에 재료를 통과시켜 판 두께를 압하 감소시켜, 소정의 형상으로 하는 소성 가공을 말한다.

(7) 상기 열간 압연 시에 열간 압연의 각 압연 패스 사이에서 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 (6)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

(8) 상기 열연 강판을 얻기 위한 주조편을 연속 주조할 때에, 유도 전자기 교반에 의해 용강을 선회시키면서 주조하고, 주조편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 적합하도록 상기 연속 주조의 압하량을 제어하는 것을 특징으로 하는 (5) 또는 (6)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

「유도 전자기 교반」이라 함은, 연속 주조 프로세스에 있어서 중심 농축 편석을 회피하기 위해 주조편 내의 미응고 부분을 몰드 내 전자기 교반 장치에 의해 만들어지는 교류 이동 자계에 의해, 도전체인 용강 중에 와전류가 유도되고, 그 와전류와 이동 자계 사이에 발생하는 전자기력으로 용강 그 자체를 교반하는 기술이다.

「최종 응고 위치」라 함은, 연속 주조된 슬래브가 전체 두께에서 응고 완료되는 위치를 말한다.

(9) 상기 열연 강판은 당해 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에 있어서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상 및 1％ 이하의 펄라이트이고, 상기 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 1㎛ 이상 2.5㎛ 이하이고 또한 에어리어 평균 입경이 3㎛ 이상 9㎛ 이하이고, 상기 에어리어 평균 입경의 표준 편차가 0.8㎛ 이상 2.3㎛ 이하이고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 강판 표면에 평행한 면에 대한 {111} 방향의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하는 (6)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

(10) 상기 열연 강판이, 질량％로,

P≤0.03％,

S≤0.005％,

O≤0.003％,

Al＝0.005 내지 0.1％,

N＝0.0015 내지 0.006％,

Ca＝0.0005 내지 0.003％,

V≤0.15％(0％를 포함하지 않음),

Mo≤0.3％(0％를 포함하지 않음)

를 더 함유하고, 또한

0<S/Ca<0.8

N－14/48×Ti≥0％

를 만족시키는 것을 특징으로 하는 (6)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

(11) 상기 열연 강판이, 질량％로,

Cr＝0.05 내지 0.3％,

Cu＝0.05 내지 0.3％,

Ni＝0.05 내지 0.3％,

B＝0.0002 내지 0.003％

중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (10)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

본 발명의 열연 강판을 전봉 강관 및 스파이럴 강관에 사용함으로써 엄격한 내파괴 특성이 요구되는 한랭지에 있어서도 16㎜ 이상의 판 두께로 API5L-X80 규격 이상의 고강도의 스파이럴 라인 파이프가 제조 가능해질 뿐만 아니라, 본 발명의 제조 방법에 의해, 스파이럴 강관용 핫 코일을 저렴하고 안정적으로 얻는 것이 가능해진다.

도 1은 플레이트를 제조하는 제공정의 일례를 도시하는 공정도이다.
도 2는 본 발명이 대상으로 하고 있는 전봉 강관 및 스파이럴 강관 소재인 핫 코일을 제조하는 제공정의 일례를 도시하는 공정도이다.
도 3은 마이크로 샘플을 DWTT 시험편으로부터 채취하는 위치를 도시하는 개념도이다.
도 4는 마이크로 조직의 SA(－20℃)를 마이크로 조직의 에어리어 평균 입경과 개수 평균 입경의 관계에 있어서 나타내는 도면이다.
도 5는 마이크로 조직의 개수 평균 입경의 표준 편차와 SA(－20℃)의 편차(ΔSA)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 6은 강판 판 두께 방향 중앙부의 반사 X선 강도비와 S.I.의 관계를 나타내는 도면이다.
도 7은 마이크로 조직의 초석 페라이트 분율(％)과 샤르피 흡수 에너지의 관계를 나타내는 도면이다.
도 8은 마이크로 조직의 SA와 S.I.를 편석부 최고 고도(Hv)와 편석 폭의 관계에 있어서 나타내는 도면이다.
도 9는 초벌 유효 누적 변형과 에어리어 평균 입경의 관계를 나타내는 도면이다.
도 10은 마무리 유효 누적 변형과 개수 평균 입경의 관계를 나타내는 도면이다.
도 11a는 패턴 1에 대해, 조압연의 유효 누적 변형(ε_eff)의 추출로부터의 총 시간(조압연의 패스 스케줄)과의 관계를 나타내는 특성도이다.
도 11b는 패턴 2에 대해, 조압연의 유효 누적 변형(ε_eff)의 추출로부터의 총 시간(조압연의 패스 스케줄)과의 관계를 나타내는 특성도이다.
도 11c는 패턴 3에 대해, 조압연의 유효 누적 변형(ε_eff)의 추출로부터의 총 시간(조압연의 패스 스케줄)과의 관계를 나타내는 특성도이다.
도 11d는 패턴 4에 대해, 조압연의 유효 누적 변형(ε_eff)의 추출로부터의 총 시간(조압연의 패스 스케줄)과의 관계를 나타내는 특성도이다.

본 발명자들은, 우선, 스파이럴 라인 파이프 용도를 전제로 강도와 인성이 우수한 열연 강판을 염두에 두고, 핫 코일 제조 공정에서 생산되는 열연 강판의 DWTT의 －20℃에서의 연성 파면율 SA(－20℃) 및 세퍼레이션에 대해, 상세하게 그 파단면을 관찰하였다.

그 결과, 외관상 100％의 SA가 얻어지고 있는 파단면의 것에서도 세퍼레이션이 현저하게 발생하고 있는 것에 대해 그 발생의 형태를 상세하게 조사하면, (1) 발생 위치가 판 두께 중심부가 아니라, 짧게 다수 발생하고 있는 것, (2) 판 두께 중심부에 발생하고 있는 것의 2종류의 형태로 분류할 수 있는 것을 발견하였다. 단, 세퍼레이션 인덱스(이하:S.I.)로서 정량화한 경우, 형태 (2)의 기여는 작고, 대부분의 경우에는 형태 (1)을 억제할 수 있으면, 실용상 문제가 없는 레벨인 것을 확인하였다.

형태 (1)을 상세하게 조사하면, 이 세퍼레이션은 주로 결정립계라고 생각되는 개소에서 분리되어 있는 것을 단면의 SEM 관찰 등으로 알 수 있었다. 즉, 형태 (1)의 세퍼레이션을 발생시키는 원인에 각 결정립의 결정 방위가 관계되어 있는 것을 알 수 있었다.

또한, 형태 (2)를 상세하게 조사하면 판 두께의 중심 부근으로부터 발생한 균열면과 시험편 판 두께 방향에 대해 모두 수직인 세퍼레이션을 SEM을 사용하여 관찰한 바, 소위 의사 벽개라고 칭해지는 균열과 동일하다고 추정되었다. 즉, S의 첨가량이 제한되어 있는 경우나 Ca의 첨가가 이루어져 있지 않은 경우에 파괴의 기점이 될 수 있는 조대한 MnS 등의 개재물이, 그 기점이라고 생각되는 개소에 반드시 관찰되는 것은 아니라는 것이 판명되었다. 또한, 벽개 부분과 중심 편석에 의해 Mn 등의 원소가 농화되어 있는 부위가 일치하는 것을 알 수 있었다. 즉, 형태 (2)의 세퍼레이션을 발생시키는 원인에 중심 편석이 어느 정도의 비율을 차지하고 있을 가능성이 강하게 시사되었다.

일반적으로 세퍼레이션의 발생은 천이 온도를 저온화하므로, 저온 인성에 있어서 바람직하다고 생각되고 있다. 그러나, 가스 라인 파이프와 같이 내불안정 연성 파괴성이 문제가 되는 경우에는, 이를 향상시키기 위해 상부 선반 에너지를 향상시킬 필요가 있고, 그것을 위해서는 세퍼레이션의 발생을 억제하면서, 천이 온도를 저온화하는 것이 필요하다.

따라서, DWTT의 －20℃에서의 연성 파면율 SA(－20℃) 및 세퍼레이션과 강판의 마이크로 조직, 입경, 집합 조직 및 중심 편석의 관계를 조사하기 위해, 예로서 API5L-X80 규격의 경우를 상정한 조사를 행하여 이하를 명백하게 하였다.

표 1에 나타내는 성분의 용강을 연속 주조할 때에 슬래브의 중심 편석의 정도를 바꾸기 위해 REM(희토류 원소)을 첨가하여, 유도 전자기 교반에 의해 용강을 선회시키면서 주조하고, 주조편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 적합하도록 압하량을 제어하면서 경압하하는 「유도 전자기 교반＋경압하」의 실시, 미실시의 2수준으로 슬래브 주조를 행하였다.

또한, 제품 강판으로서의 결정 입경, 마이크로 조직을 변화시키기 위해, 얻어진 주조편을 열간 압연할 때에 압연 조건 및 냉각 조건을 다양하게 변화시켰다. 특히, 재결정 온도 영역에서의 패스 스케줄과 미재결정 온도 영역의 패스 스케줄에 대해서는, 그 효과를 상세하게 검토하였다. 또한, 제품의 강판 판 두께는 18.4㎜이다.

얻어진 제품 코일의 테일 10m 위치로부터 샘플을 채취하고, 그곳으로부터 각종 시험편을 잘라냈다. 인장 시험은 R 방향으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 잘라내어 JIS Z 2241의 방법에 따라서 실시하였다. DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험은 R 방향으로부터, 300㎜L×75㎜W×판 두께(t)㎜의 스트립 형상의 시험편을 잘라내고, 이것에 5㎜의 프레스 노치를 실시한 테스트 피스를 제작하여 실시하였다.

DWTT 시험을 실시한 후, 그 연성 파면율[SA(－20℃)]을 측정하는 동시에, 파단면에 발생한 세퍼레이션의 정도를 수치화하기 위해 세퍼레이션 인덱스(이하, :S.I.)를 측정하였다. S.I.는 판면에 평행한 세퍼레이션 전체 길이(Σ_ili:l_i는 각각 세퍼레이션 길이)를 단면적[판 두께×(75－노치 깊이)]으로 나눈 값으로 정의하였다.

또한, DWTT 시험편 각각의 결정 입경, 집합 조직, 마이크로 조직 및 중심 편석을 조사하기 위해 도 3에 도시한 바와 같이 마이크로 샘플을 잘라냈다.

잘라낸 마이크로 샘플로부터 우선, 결정 입경과 마이크로 조직을 측정하기 위해 EBSP-OIM^TM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)을 사용하였다. 샘플은 콜로이달실리카 연마제로 30 내지 60분 연마하여, 배율 400배, 160㎛×256㎛ 에어리어, 측정 스텝 0.5㎛의 측정 조건으로 EBSP 측정을 실시하였다.

EBSP-OIM^TM법은 주사형 전자 현미경(SEM) 내에서 고경사진 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 키쿠치 패턴을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정하는 장치 및 소프트웨어로 구성되어 있다. EBSP법으로는 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위의 정량적 해석을 할 수 있고, 분석 에어리어는 SEM으로 관찰할 수 있는 영역이고, SEM의 분해능에도 의하지만, 최소 20㎚의 분해능으로 분석할 수 있다. 해석은 몇 시간에 걸쳐, 분석하고 싶은 영역을 등간격의 그리드 형상으로 수만점 맵핑하여 행한다. 다결정 재료에서는 시료 내의 결정 방위 분포나 결정립의 크기를 볼 수 있다. 본 발명에 있어서는, 그 결정립의 방위차를 일반적으로 결정립계로서 인식되어 있는 대경각 입계의 임계값인 15°로 정의하고 맵핑한 화상으로부터 입자를 가시화하여, 평균 결정 입경을 구하였다. 이후에 상세하게 설명하지만, 결정립의 입경마다의 개수 분포를 취했을 때의 평균 입경(입경의 총합/결정립 개수)을 「개수 평균 입경」으로 하고, 또한 결정 입경마다의 개수 분포에 그 입경의 평균 면적을 곱한 것의 분포를 취했을 때의 평균 입경(평균 면적에 해당하는 입경)을 「에어리어 평균 입경」으로 한다. 「개수 평균 입경」, 「에어리어 평균 입경」 및 에어리어 평균 입경의 「표준 편차」라 함은, EBSP-OIM^TM에 의해 얻어지는 값이다.

또한, 마이크로 조직에 대해서는, EBSP-OIM^TM에 장비되어 있는 Kernel Average Misorientation(KAM)법으로 초석 페라이트 체적 분율을 구하였다. KAM법은 측정 데이터 중 어떤 정육각형의 픽셀의 인접하는 6개(제1 근사) 혹은 더욱 그 외측 12(제2 근사), 또는 더욱 그 외측의 18개(제3 근사)의 픽셀 사이의 방위차를 평균하여, 그 값을 그 중심의 픽셀의 값으로 하는 계산을 각 픽셀에 행한다.

입계를 넘지 않도록 이 계산을 실시함으로써 입자 내의 방위 변화를 표현하는 맵을 작성할 수 있다. 즉, 이 맵은 입자 내의 국소적인 방위 변화에 기초하는 변형의 분포를 나타내고 있다. 또한, 본 발명에 있어서 해석 조건은 EBSP-OIM^TM에 있어서 인접하는 픽셀 사이의 방위차를 계산하는 조건은 제3 근사로 하여, 이 방위차가 5° 이하로 되는 것을 표시시켰다. 여기서 초석 페라이트라 함은, 폴리고널페라이트를 의미하고 있다. 본 발명에서는 초석 페라이트를 상기한 방위차 제3 근사 1° 이하로 산출된 픽셀의 면성분율이라고 정의하였다.

이는, 고온에서 변태한 폴리고널의 초석 페라이트는 확산 변태로 생성되므로, 전위 밀도가 작고, 입자 내의 변형이 적기 때문에, 결정 방위의 입자 내 차가 작고, 지금까지 발명자들이 실시해 온 다양한 조사 결과로부터, 광학 현미경 관찰에서 얻어지는 폴리고널의 페라이트 체적 분율과 KAM법으로 측정한 방위차 제3 근사 1°에서 얻어지는 에어리어의 면적분율이 대략 양호한 일치를 이루기 때문이다.

또한, 결정 방위의 정보를 얻기 위해 반사 X선 면 강도비를 측정하였다. 반사 X선 면 강도비(이하:면 강도비)라 함은, 강판의 판 두께 중심부(강판 표면으로부터 판 두께의 1/2의 깊이 부분)에 있어서의 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 강판 표면에 평행한 면에 대한 {111} 방향의 반사 X선면 강도(이하, 특별히 언급하지 않는 한 {211}, {111}로 나타냄.)의 비, 즉 {211}/{111}로 정의한 값으로, ASTM Standards Designation 81-63에 나타낸 방법으로 X선을 사용하여 측정되어야 하는 값이다. 본 실험의 측정 장치는 이학 전기제, RINT1500형, X선 측정 장치를 사용하고 있다. 측정은 측정 속도 40회/분으로 행하고, X선원으로서 Mo-Kα를 사용하여 관 전압 60㎸, 관 전류 200㎃의 조건으로, 필터로서 Zr-Kβ를 사용하였다. 고니오미터는 광각 고니오미터를 사용하여 스텝 폭은 0.010°이고, 슬릿은 발산 슬릿 1°, 산란 슬릿 1°, 수광 슬릿 0.15㎜이다.

다음에, 중심 편석의 정량화이지만, EPMA(Electron Probe Micro Analyzer), 또는 EPMA에 의한 측정 결과를 화상 처리할 수 있는 CMA(Computer Aided Micro Analyzer)에 의해 강판의 Mn 농도 분포를 측정한다.

이때, EPMA(또는 CMA)의 프로브 직경에 의해 최대 Mn 편석량의 수치가 변화된다. 본 발명자들은 프로브 직경을 2㎛로 함으로써, 적정하게 Mn의 편석을 평가할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, MnS 등의 개재물이 존재하면 Mn 편석량이 외관상 커지므로, 개재물이 닿았던 경우는 그 값은 제외하고 평가하였다.

본 발명에 있어서 최대 Mn 편석량이라 함은, 이 측정 방법으로 강판의 중심 편석부, 즉 강판의 단면의 중앙부의 적어도 판 두께 방향 1㎜, 판 폭 방향 3㎜의 에어리어를 측정하여, 각 판 두께 방향 위치에서의 판 폭 방향의 평균값을 Mn 농도로 하고, 이 Mn 농도 중 중심 편석부의 최대의 Mn량(wt％)으로 정의하였다.

이와 같이 측정한 Mn의 중심 편석 부위를 마이크로 비커스 경도계로 측정하여, 경도로 중심 편석부를 정의할 수도 있다. 예를 들어, 마이크로 비커스 경도계로 25g×15초로 중심 편석부를 중심으로 50㎛ 피치로 판 두께 방향 1㎜, 판 폭 방향 3㎜의 에어리어를 측정하여, 각 판 두께 방향 위치에서의 판 폭 방향의 마이크로 비커스 경도의 평균값 중 최대의 경도를, 중심 편석부의 최고 경도로 정의한다. 그리고, 이 각 판 두께 방향 위치의 평균 경도 중 중심 편석부의 최고 경도를 제외한 평균 경도를 더 평균한 것을 모재의 평균 경도로 정의한다. 그 모재의 평균 경도 ＋50Hv 이상의 경도가 되는 에어리어를 중심 편석부로 정의할 수 있다.

도 4에 인장 강도가 710 내지 740㎫의 범위인 조건의 SA(－20℃)를 「개수 평균 입경」, 「에어리어 평균 입경」의 관계로 나타냈다. 「개수 평균 입경」이 2.5㎛ 이하, 또한 「에어리어 평균 입경」이 9㎛ 이하이면 SA(－20℃)≥85％로 되는 것이 명백해졌다.

또한, 「REM 첨가＋유도 전자기 교반＋경압하」를 실시함으로써 동일한 마이크로 조직이라도 SA(－20℃)가 더욱 향상되는 것도 명백해졌다.

이 시험에 있어서, 파단면을 상세하게 관찰한 바 DWTT 시험편의 프레스 노치 바로 아래로부터 발생하였다고 추정되는 취성 균열에 의한 취성 파면이 일단은 연성 파면으로 변화되어 있지만, 판 두께의 중심 부근으로부터 발생한 균열면과 시험편 판 두께 방향에 대해 모두 수직인 의사 벽개가, 다시 취성 파면의 기점으로 되어 있는 것을 발견하였다. 즉, 중심 편석은 SA(－20℃)에 영향을 미치는 것이 명백해졌다. 즉, 중심 편석을 저감시키는 것은, SI를 감소시키고, 그것에 의한 흡수 에너지를 증가시키는 효과가 있는 것이 판명되었다.

단, 이들 SA(－20℃)의 값은 모두 2시료의 평균값이고, 개개의 시험편에서는 SA(－20℃)≥85％를 만족시키지 않는 것도 존재했다. 따라서, 2시료의 SA(－20℃)의 차(ΔSA)와 상술한 EBSP-OIM^TM에 의해 얻어진 에어리어 평균 입경의 표준 편차의 관계를 조사하였다. 그 결과를 도 5에 나타낸다. 에어리어 평균 입경의 「표준 편차」가 2.3㎛ 이하이면 ΔSA(－20℃)가 20％ 이하로 되어, 인성의 편차가 이 범위에서 억제되는 것이 명백해졌다. ΔSA(－20℃)가 20％ 이하이면, 평균값으로서의 SA(－20℃)≥85％를 확보하는 데 있어서, SA(－20℃)의 최소값이 75％ 정도로 억제되는, 실용상 허용되는 범위로 된다.

면 강도비와 S.I.의 관계를 도 6에 나타낸다. 면 강도비가 1.1 이상이고 S.I.가 저위 안정화하여, 0.03 이하의 값으로 되는 것을 알 수 있었다. 즉, 면 강도비를 1.1 이상으로 제어하면 세퍼레이션을 실용상 문제가 없는 레벨로 억제할 수 있는 것이 판명되었다. 더욱 바람직하게는, 면 강도비를 1.2 이상으로 제어함으로써, S.I.를 0.02 이하로 할 수 있다.

또한, 세퍼레이션의 억제에 의해, DWTT 시험에 있어서의 상부 선반 에너지가 향상되는 명백한 경향도 인정되었다. 즉, 면 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상으로 되면 세퍼레이션의 발생이 억제되어 S.I.가 0.03 이하에서 저위 안정화되고, 내불안정 연성 파괴의 지표인 상부 선반 에너지의 세퍼레이션의 발생에 기인하는 저하가 억제되어, 10000J 이상의 에너지가 얻어진다.

또한, 면 내 소성 이방성 억제의 관점으로부터, 면 강도비를 0.9 이하로 하는 것이 바람직하다.

세퍼레이션은 밴드 형상으로 분포한 {111}과 {100}의 결정학적 콜로니의 소성 이방성에 기인하여, 이들의 인접한 콜로니의 경계면에 발생한다고 생각되고 있다. 이들의 결정학적 콜로니 중 {111}은, 특히 Ar3 변태점 온도 미만의 α(페라이트)＋γ(오스테나이트) 2상 영역 압연에서 보다 발달하는 것이 명백하게 되어 있다. 한편, Ar3 변태점 온도 이상의 γ 영역의 미재결정 온도에서 압연을 실시하면 FCC 금속의 대표적인 압연 집합 조직인 Cu형의 집합 조직이 강하게 형성되고, γ→α 변태 후에도 {111}이 발달한 집합 조직이 형성되는 것이 알려져 있고, 이들 집합 조직의 발달을 억제함으로써, 세퍼레이션의 발생을 회피할 수 있다.

다음에, 흡수 에너지와 마이크로 조직의 관계를 조사하기 위해 V 노치 샤르피 시험을 실시하여, 그 파단면 근방으로부터 마이크로 샘플을 잘라내고, 그 흡수 에너지[vE(－20℃)]와 초석 페라이트 분율의 관계를 조사하였다. 또한, 샤르피 충격 시험은 판 두께 중심의 R 방향으로부터 JIS Z 2202에 기재된 시험편을 잘라내어, JIS Z 2242의 방법에 따라서 실시하였다. 초석 페라이트 분율은 상술한 EBSP-OIM^TM법으로 얻어진 값이다. 도 7에 인장 강도가 710 내지 740㎫의 범위인 조건의 초석 페라이트 분율과 vE(－20℃)의 관계를 나타낸다.

초석 페라이트 분율과 vE(－20℃)에는 양호한 상관이 있어, 초석 페라이트 분율이 3％ 이상에서 vE(－20℃)가 240J의 목표값이 얻어지는 것이 명백해졌다.

중심 편석이 SA(－20℃)와 S.I.에 미치는 영향에 대해 더욱 상세하게 조사한 결과를 도 8에 나타낸다. 중심 편석부라 함은, 강판의 단면 중앙부에 있는 C, P, Mn, Nb, Ti 등의 응고 편석하기 쉬운 원소를 포함하는 편석층이고, 전술한 Mn의 중심 편석도 포함하는 것이다. 중심 편석부의 경도(비커스 경도 Hv)가, 최고 경도≤300Hv이고, 또한 모재의 평균 경도 ＋50Hv 이상의 편석대의 폭(강판 폭 방향의 길이)이 200㎛ 이하이면 SA(－20℃)≥85％, S.I.≤0.03㎜^-2로 되고, SA(－20℃), S.I. 모두 목표값을 클리어할 수 있는 것이 명백해졌다.

본 발명에 있어서 사용하는 열연 강판은, 예를 들어 질량％로, 이하의 화학 성분을 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물 원소로 이루어지는 강판이다.

C＝0.02 내지 0.08％,

Si＝0.05 내지 0.5％,

Mn＝1 내지 2％,

Nb＝0.03 내지 0.12％,

Ti＝0.005 내지 0.05％,

P≤0.03％,

S≤0.005％,

O≤0.003％,

Al＝0.005 내지 0.1％,

N＝0.0015 내지 0.006％,

Ca＝0.0005 내지 0.003％,

V≤0.15％(0％를 포함하지 않음),

Mo≤0.3％(0％를 포함하지 않음)

를 함유하고, 또한

0<S/Ca<0.8

N－14/48×Ti≥0％

이때, 열연 강판이, 질량％로, 이하의 원소 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하도록 해도 된다.

Cr＝0.05 내지 0.3％,

Cu＝0.05 내지 0.3％,

Ni＝0.05 내지 0.3％,

B＝0.0002 내지 0.003％

계속해서, 본 발명에 있어서의 열연 강판에 대해, 그 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.

C는 목적으로 하는 API5L-X80 규격 이상의 강도, 마이크로 조직을 얻기 위해 필요한 원소이다. 단, 0.02％ 미만에서는 필요한 강도를 얻을 수 없고, 0.06％ 초과 첨가하면 파괴의 기점이 되는 탄화물이 많이 형성되게 되어 인성, 특히 흡수 에너지가 저하될 뿐만 아니라, 현지 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, C의 첨가량은 0.02％ 이상 0.06％ 이하로 한다. 또한, 압연 후의 냉각에 있어서 냉각 속도에 의하지 않고 균질한 강도를 얻기 위해서는 0.05％ 이하가 바람직하다.

Si는 파괴의 기점이 되는 탄화물의 석출을 억제하는 효과가 있으므로 0.05％ 이상 첨가하지만, 0.5％를 초과 첨가하면 현지 용접성이 열화된다. 현지 용접성의 관점에서 범용성을 고려하면 0.3％ 이하가 바람직하다. 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 원소이므로 필요에 따라서 첨가한다. 그러나, 주조 시에 주조편 중심에 편석하여, 세퍼레이션의 기점이 되는 경질의 편석 밴드를 형성한다. 그로 인해 2％ 초과 첨가하면 어떻게 주조하든 최대 Mn 편석량이 2％ 초과로 될 가능성이 커, SI를 악화시켜, 본 발명의 요건을 만족시키지 않게 된다. 최대 Mn 편석량의 변동도 가미하여 SI를 저감시키기 위해서는 1.8％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

P은 불순물로, 낮을수록 바람직하고, 0.03％ 초과 함유하면 연속 주조 강편의 중심부에 편석하여, 입계 파괴를 일으켜 저온 인성을 현저하게 저하시키므로, 0.03％ 이하로 한다.

또한 P은 조관 및 현지에서의 용접성에 악영향을 미치므로 이들을 고려하면 0.015％ 이하가 바람직하다.

S은 열간 압연 시의 균열을 일으킬 뿐만 아니라, 지나치게 많으면 저온 인성을 열화시키므로, 0.005％ 이하로 한다. 또한, S은 연속 주조 강편의 중심 부근에 MnS으로서 편석하여, 압연 후에 신장된 MnS을 형성하여 취성 파괴의 기점으로 될 뿐만 아니라, 2매 판 균열 등의 의사 세퍼레이션(본 발명에서는 세퍼레이션으로서 취급함)의 발생의 원인이 된다. 또한, 내사워성을 고려하면 0.001％ 이하가 바람직하다.

O는 불순물로, 산화물의 집적을 억제하여, 내수소 유기 균열성을 향상시키기 위해, 상한을 0.003％ 이하로 제한한다. 산화물의 생성을 억제하여, 모재 및 HAZ 인성을 향상시키기 위해서는, O량의 상한값을 0.002％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al은 탈산 원소로, 그 효과를 얻기 위해서는 0.005％ 이상 첨가한다. 한편, 첨가량이 0.1％를 초과하여 첨가해도 효과가 포화된다. 또한, 0.03％를 초과하면 Al 산화물의 집적 클러스터가 확인되므로, 0.03％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 엄격한 저온 인성이 요구되는 경우에는, Al량의 상한을 0.017％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Nb는 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 하나이다. Nb는 고용 상태에서의 드래깅 효과 및/또는 탄질화 석출물로서의 피닝 효과에 의해 압연 중 혹은 압연 후의 오스테나이트의 회복ㆍ재결정 및 입성장을 억제하여, 변태 후의 평균 결정 입경을 미립화하고, 저온 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 또한, 핫 코일 제조 공정의 특징인 권취 공정에 있어서 미세한 탄화물을 생성하고, 그 석출 강화에 의해 강도의 향상에 기여한다. 단, 이들의 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.05％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.12％ 초과 첨가해도 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간 압연 전의 가열 공정에서 고용시키는 것이 어려워져, 조대한 탄질화물을 형성하여 파괴의 기점이 되고, 저온 인성이나 내사워성을 열화시킬 우려가 있다.

Ti은 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 하나이다. Ti은 연속 주조 혹은 잉곳 주조에 의해 얻어지는 주조편의 응고 직후의 고온에서 질화물로서 석출을 개시한다. 이 Ti 질화물을 포함하는 석출물은 고온에서 안정되고, 이후의 슬래브 재가열에 있어서도 완전히 고용되지 않고, 피닝 효과를 발휘하여, 슬래브 재가열 중의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 마이크로 조직을 미세화하여 저온 인성을 개선한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.005％ 이상의 Ti 첨가가 필요하다. 한편, 0.02％ 초과 첨가해도, 그 효과가 포화된다. 또한, Ti 첨가량이 N과의 화학양론 조성 초과(N－14/48×Ti≤0％)로 되면, 잔존한 Ti이 C와 결합하여, 내HIC성이나 인성을 저하시킬 우려가 있다.

Ca은 황화물 CaS를 생성하여, 압연 방향으로 신장되는 MnS의 생성을 억제하여, 저온 인성의 개선에 현저하게 기여하는 원소이다. Ca의 첨가량이 0.0005％ 미만에서는, 효과가 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, Ca의 첨가량이 0.003％를 초과하면, Ca 산화물이 집적하고, 마찬가지로 취성 파괴의 기점이 될 우려가 있으므로, 상한을 0.003％ 이하로 한다.

본 발명에서는, Ca를 첨가하여, CaS를 형성시킴으로써, S를 고정하기 때문에, S/Ca의 비는 중요한 지표이다. S와 Ca의 원자량으로부터 화학양론적으로는 S/16＝Ca/20이어야 한다. 즉, S/Ca의 비가, 0.8 이상이면 MnS가 생성되고, 압연 시에 연신화한 MnS이 형성된다. 그 결과, 저온 인성이 열화된다. 따라서, S/Ca의 비를 0.8 미만으로 하였다.

N는 상술한 바와 같이 Ti 질화물을 형성하여, 슬래브 재가열 중의 오스테나이트립의 조대화를 억제하여 이후의 제어 압연에 있어서 오스테나이트 입경을 미립화하고, 변태 후의 평균 입경을 미립화함으로써 저온 인성을 개선한다. 단, 그 함유량이 0.0015％ 미만에서는, 그 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.006％ 초과 함유하면 시효에 의해 연성이 저하되어, 조관할 때의 성형성이 저하된다. N 함유량이 Ti와의 화학양론 조성 미만(N－14/48×Ti≤0％)으로 되면 잔존하였지만 C와 결합하여, 내HIC성이나 인성을 저하시킬 우려가 있다.

다음에, V, Mo, Cr, Ni, Cu를 첨가하는 이유에 대해 설명한다. 기본이 되는 성분에 이들 원소를 더 첨가하는 주된 목적은 본 발명의 강의 우수한 특징을 손상시키지 않고, 제조 가능한 판 두께의 확대나 모재의 강도ㆍ인성 등의 특성의 향상을 도모하기 위해서이다.

V은 핫 코일 제조 공정의 특징인 권취 공정에 있어서 미세한 탄질화물을 생성하여, 그 석출 강화에 의해 강도의 향상에 기여한다. 단, 0.15％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, 0.1％ 이상 첨가하면 현지 용접성을 저하시킬 우려가 있으므로, 0.1％ 미만이 바람직하다. 또한, 미량으로도 효과를 발휘하지만, 0.02％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

Mo은 켄칭성을 향상시켜, 강도를 상승시키는 효과가 있다. 또한, Mo은 Nb와 공존하여 제어 압연 시에 오스테나이트의 재결정을 강력하게 억제하여, 오스테나이트 조직을 미세화하고, 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 단, 0.3％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, 0.2％ 이상 첨가하면 연성이 저하되어, 조관할 때의 성형성이 저하될 우려가 있으므로, 0.2％ 미만이 바람직하다. 또한, 미량으로도 효과를 발휘하지만, 0.02％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

Cr은 강도를 상승시키는 효과가 있다. 단, 0.3％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, 0.15％ 이상 첨가하면 현지 용접성을 저하시킬 우려가 있으므로, 0.15％ 미만이 바람직하다. 또한, 0.05％ 미만 첨가해도 그 효과는 기대할 수 없으므로, 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

Cu는 내식성, 내수소 유기 균열 특성의 향상에 효과가 있다. 단, 0.3％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, 0.2％ 이상 첨가하면 열간 압연 시에 취화 균열이 발생하여, 표면흔의 원인이 될 우려가 있으므로, 0.2％ 미만이 바람직하다. 또한, 0.05％ 미만 첨가해도 그 효과는 기대할 수 없으므로, 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

Ni은 Mn이나 Cr, Mo에 비해 압연 조직(특히 슬래브의 중심 편석대) 중에 저온 인성, 내사워성에 유해한 경화 조직을 형성하는 일이 적고, 따라서, 저온 인성이나 현지 용접성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는 효과가 있다. 단, 0.3％ 초과 첨가해도 그 효과는 포화된다. 또한, Cu의 열간 취화를 방지하는 효과가 있으므로 Cu량의 1/3 이상을 목표로 첨가한다. 0.05％ 미만 첨가해도 그 효과는 기대할 수 없으므로, 하한을 0.05％로 한다.

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

REM은 알루미나계 개재물을 개질함으로써, 미세한 산화물을 용강 중에 균일하게 분산하고, 또한 이들 산화물이 등축정 생성의 핵이 되기 쉽게 하는 효과가 있다. 단, 0.0005％ 미만 첨가해도 그 효과가 없고, 0.02％ 초과 첨가하면 그들의 산화물이 대량으로 생성되어 클러스터, 조대 개재물로서 생성되어, 용접 접합의 저온 인성의 열화나, 현지 용접성에도 악영향을 미친다. 또한, 파괴의 기점이 되어, 내사워성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다.

다음에, 본 발명에 있어서의 강판의 마이크로 조직 등에 대해 상세하게 설명한다.

강판의 마이크로 조직은, 원하는 강도 및 저온 인성 등을 달성하기 위해서는 강판 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태 생성물이고, 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 2.5㎛ 이하, 또한 에어리어 평균 입경이 9㎛ 이하, 그 표준 편차가 2.3㎛ 이하인 것이 필요하다.

16㎜ 이상의 판 두께인 경우에 판의 표리면과 판 두께 중심에는 큰 온도 편차가 발생하여, 압연 개시로부터 종료까지의 각 판 두께 위치에서의 온도 이력이 직접적으로 마이크로 조직 등의 형성에 영향을 미친다. 특히 판 두께 중심부는 그 3축 응력도가 가장 높고, 파괴의 기점은 판 두께 중심부이다. 또한, 그 마이크로 조직 등과 SA 등의 재질이 가장 양호한 상관이 있던 사실로부터 1/2 두께에서의 마이크로 조직 등을 전체 판 두께의 대표로 하였다.

여기서, 개수 평균 결정 입경과 에어리어 평균 입경의 차이에 대해 언급한다. 이 수치는 모두 상술한 EBSP-OIM^TM법에 의해 얻어진다. 모두 일반적으로 결정립계로서 인식되어 있는 대경각 입계의 임계값인 15°로 정의하여 입계로 하고, 그 입계에 둘러싸인 영역이 결정립이다. 이 측정된 입자의 사이즈 분포를 히스토그램으로 그리고, 그 평균값이 본 발명에서 정의하는 「개수 평균 결정 입경」이다. 한편, 이 히스토그램의 사이즈 스텝마다의 수치에 그 평균 면적에 가중치를 부여한(곱을 구함) 히스토그램을 그리고, 그 평균값이 본 발명에서 정의하는 「에어리어 평균 입경」이다. 이 값은 광학 현미경 관찰 등을 육안으로 보이는 마이크로 조직의 인상이나 JIS에 정의되어 있는 비교법, 절단법에 보다 가까운 값으로 된다.

여기서, 본 발명이 대상으로 하는 스파이럴 라인 파이프용 핫 코일의 마이크로 조직은, 상세하게 보면 본 발명에서 정의하는 「초석 페라이트」에 상당하는 매우 미립의 조직과 그 이외, 즉 비교적 입경이 조대하고 구오스테나이트 입경과 관련되어, 크고 무겁게 변태되었다고 추정되는 「저온 변태상」으로 분류된다. 바꾸어 말하면 「개수 평균 결정 입경」이라 함은, 이 「초석 페라이트」의 입경을 주로 대표하고 있고, 「에어리어 평균 입경」은 「저온 변태상」의 입경을 대표하고 있다. 또한, 「표준 편차」는 이들의 입경차를 나타내는 지표로 되어 있다.

본 발명자들의 상세한 연구의 성과에 따르면, 지금까지 생각되어 온 「결정립」과 「인성」의 관계에 있어서 미립화할수록 인성이 향상된다고 하는 해석은 범용적인 법칙이 아니라, 마이크로 조직이 페라이트 혹은 베이나이트 등의 대략 단일상이라고 간주할 수 있는 경우에만 성립되는 관계이다. 본 발명에서 대상으로 하고 있는 바와 같이 API-X80 그레이드의 고강도 강의 경우에는 필연적으로 마이크로 조직이 「초석 페라이트」와 「저온 변태상」이 혼합된 마이크로 조직으로 되므로, 일반적인 평균 결정 입경은 「에어리어 평균 입경」, 즉 「저온 변태상」의 입경을 대표하고 있는 것에 지나지 않아 적합하지 않다.

또한, 벽개 파괴에 있어서는 최약 링크 모델이 제안되어 있다. 이는, 예를 들어 벽개 파괴의 경우, 균열 선단 근방뿐만 아니라, 소성 영역 전부에 걸쳐서 균열 발생 기점이 될 수 있다. 이를 프로세스 존이라고 정의하면, 그 중에서 가장 약한 단위가 파괴되면 전체의 파괴에 이른다고 하는 것이다. 이 경우, 「초석 페라이트」와 「저온 변태상」 중 어느 쪽이 가장 약한 단위인지는 별도로 하고, 그 각각에서 그 약함의 하한을 규정하는 임계값(이 경우에는 「개수 평균 결정 입경」과 「에어리어 평균 입경」)이 필요해진다. 또한, 이들의 편차도 중요해, 안정된 인성을 얻기 위해서는. 그 「표준 편차」도 규정해야만 한다.

본 발명에 있어서, 조업상의 곤란성을 고려하여, 개수 평균 결정 입경은 1㎛ 이상, 에어리어 평균 입경은 3㎛ 이상, 표준 편차는 0.8㎛ 이상인 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서 그들의 임계값은 개수 평균 결정 입경이 1㎛ 이상 2.5㎛ 이하, 또한 에어리어 평균 입경이 3㎛ 이상 9㎛ 이하, 그 표준 편차가 0.8㎛ 이상 2.3㎛ 이하이다.

초석 페라이트는 비교적 연성이 우수한 마이크로 조직이고, 그 효과에 의해, 체적 분율이 증가하면 흡수 에너지를 증가시킨다. 목적으로 하는 흡수 에너지를 얻기 위해서는 3％ 이상의 초석 페라이트가 필요하지만, 20％를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 강도의 저하가 현저해진다.

따라서, 초석 페라이트는 3％ 이상 20％ 이하인 것이 필요하다. 또한, 초석 페라이트의 존재는 조관 후의 강관의 항복비를 저감시키는 데 유효하다. 특히 최근에는 Strain Based Design으로 설계되는 것이 주류로 되고 있고, 조관 후의 항복 강도를 내리는 것이 요망되고 있다. 조관 후의 항복비를 요구되고 있는 0.93 이하로 하기 위해서는, 초석 페라이트를 적어도 체적 분율로 3％ 이상 포함하는 것이 바람직하고, 또한 20％ 이하로 제어함으로써 흡수 에너지의 증가와 세퍼레이션의 억제에 현저한 효과가 있다. 이는 초석 페라이트와 저온 변태상의 경계를 전파하는 의사 벽개 파괴가 억제되기 때문이라고 추정된다.

세퍼레이션 중, 판 두께 중심의 중심 편석의 영향을 받고 있지 않다고 추정되는 것에 관해서는, 밴드 형상으로 분포한 {111}과 {100}의 결정학적 콜로니의 소성 이방성에 기인하여, 이들의 인접한 콜로니의 경계면에 발생한다고 생각되고 있다. 따라서 이들의 지표로서, 판 두께 중앙부의 판면에 평행한 면에 대한 {211}면과 판면에 평행한 면에 대한 {111}면의 반사 X선 강도비 {211}/{111}을 사용하여, 이 값이 1.1 이상이면 결정학적 콜로니의 소성 이방성이 세퍼레이션을 거의 억제할 수 있는 레벨까지 억제할 수 있다.

슬래브 주조 시에 발생하는 중심 편석은 DWTT 시험에서의 취성 균열의 전파에 악영향을 미치고, 또한 세퍼레이션의 발생을 조장한다. DWTT 시험은 시험 시에 프레스 노치부로부터 발생한 취성 균열의 전파를, 연성 파면을 형성하는 소성 변형으로 어떻게 지연시킬지를 평가하는 시험 방법이지만, 중심 편석의 결과로서 발생하는 경질의 밴드 형상 조직은 소성 변형되기 어려우므로 취성 균열의 전파를 촉진한다. 또한, 중심 편석은 세퍼레이션의 기점이 되는 의사 벽개를 발생시킨다. 따라서, 저온 인성의 지표인 DWTT의 SA를 세퍼레이션의 발생을 억제하면서 향상시키기 위해서는 최대한 중심 편석, 특히 Mn의 그것을 저감시켜야 한다. 그러나, 중심 편석부의 최고 경도가 300Hv 이하이고, 모재 평균 경도 ＋50Hv 이상의 편석대 폭이 200㎛ 이하이면, SA를 담보한 후에 세퍼레이션의 발생을 억제할 수 있다. 또한, 판 두께 방향의 경질의 밴드 형상 조직의 폭도 좁은 쪽이 바람직하고, Mn 농도 1.8％ 이상의 편석대의 두께가 판 두께 방향에서 140㎛ 이하이면, 세퍼레이션의 발생을 더욱 억제할 수 있다.

강판의 강도를 얻기 위해서는 상기한 마이크로 조직 중에 비교적 강도가 높은 저온 변태상을 포함하고 있는 것만으로는 강도가 부족한 경우가 있고, 그 경우에는 마이크로 조직 전체를 석출 강화하기 위해 나노미터 사이즈의 Nb를 포함하는 석출물이 조밀하게 분산되어 있는 것이 중요하다. 이들 나노미터 사이즈의 석출물의 조성은 Nb를 주체로 하고 있지만, 탄질화물을 형성하는 Ti, V, Mo, Cr도 포함되어 있는 것도 허용한다. 또한, 이들의 석출물이 적절하게 강화에 기여하기 위해서는 권취 온도의 범위를 520℃ 내지 620℃로 한다.

단, 런아웃 테이블에서의 냉각 속도가 판 두께 중심에서 20℃/sec 이상으로 빠르고, 권취 온도도 500℃ 이하이면 초석 페라이트 체적 분율≤20％로 되고, 나노미터 사이즈의 Nb를 포함하는 석출물이 충분한 석출 강화능을 발현하지 않는 아시효 상태여도 저온 변태상의 조직 강화에 의해 X80 그레이드의 강도를 확보하는 것은 가능하다.

천연 가스 파이프 라인을 상정한 경우에 필요한 연성 파괴 정지 성능의 지표인 흡수 에너지를 향상시키기 위해서는, 시멘타이트 등의 조대한 탄화물을 포함하는 마이크로 조직을 포함하지 않는 것이 필요하다. 즉, 본 발명에 있어서의 저온 변태상에는 시멘타이트 등의 조대한 탄화물을 포함하는 마이크로 조직을 포함하지 않는다.

여기서, 저온 변태상이라 함은, 런아웃 테이블에서의 냉각 시 혹은 권취 후에 있어서, 평형 상태보다 과냉한 경우에 출현하는 마이크로 조직으로 대표되고, 예를 들어 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 연속 냉각 변태 조직(Zw)에 준하는 마이크로 조직이다.

즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고 문헌 125 내지 127페이지에 있는 바와 같이 그 마이크로 조직은 주로 Bainitic ferrite(α°_B), Granular bainitic ferrite(α_B), Quasi-polygonal ferrite(α_q)로 구성되고, 또한 소량의 잔류 오스테나이트(γ_r), Martensite-austenite(MA)를 포함하는 마이크로 조직이라고 정의되어 있다. α_q라 함은, 폴리고널페라이트(PF)와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 애시큘러이고 PF와는 명확하게 구별된다. 여기서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 그 원상당 직경을 dq로 하면, 그들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족시는 입자가 α_q이다.

또한, 저온 인성을 향상시키기 위해서는 이들을 포함시킨 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 2.5㎛ 이하, 또한 에어리어 평균 입경이 9㎛ 이하, 그 표준 편차를 2.3㎛ 이하로 할 필요가 있다. 이는, 취성 파괴에 있어서의 벽개 파괴 전파의 주된 영향 인자라고 생각되는 파면 단위와 직접적인 관계가 있는 결정 입경이 미립화되어 저온 인성이 향상되기 때문이다.

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

본 발명에 있어서 연속 주조 공정에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로로부터 출선 후에 용선 탈인 및 용선 탈황 등의 용선 예비 처리를 거쳐서 전로에 의한 정련을 행하거나, 혹은 스크랩 등의 냉철원을 전로 등에서 용해하는 공정에 이어서, 각종 2차 정련에서 원하는 성분 함유량으로 되도록 성분 조정을 행하고, 계속해서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다.

단, 슬래브 주조 시에, 중심 편석을 저감시키기 위해 연속 주조 세그먼트에 있어서 미응고 압하 등의 편석 대책을 실시한다. 혹은 슬래브 주조 두께를 얇게 하여, 중심 편석의 판 두께 방향의 폭을 억제하는 것이 필요하다.

Mn의 편석을 억제하기 위해서는, 우선, REM의 첨가에 의해, Al₂O₃계 개재물을, REM을 포함하는 미세한 산화물로 개질하고, 그 산화물을 용강 중에 균일 분산시키고, 이것에 전자기 교반을 추가하여 용강의 과열도를 저하시킴으로써, 미세하게 분산시킨 산화물을 등축정 생성의 핵으로서 효율적으로 활용하여, 주조편 내에 미세한 등축정을 생성시킨다.

다음에, 연속 주조에 있어서의 최종 응고 시의 경압하가 최적이다. 최종 응고 시의 경압하는 응고 수축 등에 의한 농화 용강의 이동에 의해 발생하는 중심부의 미응고부로의 농화 용강의 유동으로 응고 수축분을 보상함으로써 억제하기 위해 실시하는 것으로, 이에 의해, 중심 편석을 저감시킬 수 있다.

구체적으로는, REM이 본 발명 범위 내에서 첨가되어, 주형 내 메니스커스로부터 주형 아래 10m의 위치에서 유도 전자기 교반에 의한 용강의 선회 유속이 30 내지 100㎝/s인 조건에 있어서 용강을 주조할 때에, 중심 고상율 0.3 내지 0.7로 되는 응고 말기에 해당하는 위치에서의 롤 피치가 250 내지 360㎜인 설비에 있어서 주조 속도(m/min)와 압하 설정 구배(㎜/m)의 곱으로 나타내는 압하 속도가 0.7 내지 1.1㎜/min인 범위에서 연속 주조된다.

연속 주조 혹은 박 슬래브 주조 등에 의해 얻은 슬래브의 경우에는 고온 주조편의 상태에서 열간 압연기로 직송해도 되고, 실온까지 냉각 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연해도 된다. 단, 슬래브 직송 압연(HCR:Hot Charge Rolling)을 행하는 경우에는, γ→α→γ 변태에 의해, 주조 조직을 파괴하여, 슬래브 재가열 시의 오스테나이트 입경을 작게 하기 위해, Ar3 변태점 온도 미만까지 냉각하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 Ar1 변태점 온도 미만까지 냉각하면 된다.

열간 압연 시에, 슬래브 재가열 온도(SRT)는 다음 수학식 1

[수학식 1]

으로 산출되는 온도 이상으로 한다. 〔％ Nb〕〔％C〕는 각각 강재 중의 Nb 및 C의 함유량(질량％)을 나타낸다. 이 식은 NbC의 용해도 곱으로 NbC의 용체화 온도를 나타내는 것이고, 이 온도 미만이면 슬래브 제조 시에 생성한 Nb의 조대한 탄질화물이 충분히 용해되지 않고 이후의 압연 공정에 있어서 Nb에 의한 오스테나이트의 회복ㆍ재결정 및 입성장의 억제나 γ/α 변태의 지연에 의한 결정립의 미립화 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 핫 코일 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, 1260℃ 초과이면 오스테나이트의 입경이 조대화되고, 이후의 제어 압연에 있어서의 구오스테나이트립이 조대화되고, 변태 후의 평균 결정 입경도 조대화되어 저온 인성의 개선 효과를 기대할 수 없다. 더욱 바람직하게는 1230℃ 이하이다.

슬래브 가열 시간은, Nb의 탄질화물의 용해를 충분히 진행시키기 위해서는 당해 온도에 도달한 후 20분 이상 유지한다. 20분 미만에서는, 슬래브 제조 시에 생성한 Nb의 조대한 탄질화물이 충분히 용해되지 않아, 열간 압연 중의 오스테나이트의 회복ㆍ재결정 및 입성장의 억제나 γ/α 변태의 지연에 의한 결정립의 미립화 효과나 권취 공정에 있어서 미세한 탄화물을 생성하여, 그 석출 강화에 의해 강도를 향상시키는 효과가 얻어지지 않는다.

계속되는 열간 압연 공정은, 통상, 리버스 압연기를 포함하는 수단(數段)의 압연기로 이루어지는 조압연 공정과 6 내지 7단의 압연기를 탠덤하게 배열한 마무리 압연 공정으로 구성되어 있다. 일반적으로 조압연 공정은 패스수나 각 패스에서의 압하량을 자유롭게 설정할 수 있는 이점을 갖지만 각 패스 사이 시간이 길고, 패스 사이에서의 회복ㆍ재결정이 진행될 우려가 있다. 한편, 마무리 압연 공정은 탠덤식이므로 패스수는 압연기의 수와 동수로 되지만 각 패스 사이 시간이 짧고, 제어 압연 효과를 얻기 쉬운 특징을 갖는다. 따라서, 우수한 저온 인성을 실현하기 위해서는 강 성분에 추가하여, 이들 압연 공정의 특징을 충분히 살린 공정 설계가 필요해진다.

또한, 예를 들어, 제품 두께가 16㎜를 초과하는 경우에, 마무리 압연 1호기의 혼입 갭이 설비 제약상 제한되어 있는 경우 등은, 마무리 압연 공정만으로 본 발명의 요건인 미재결정 온도 영역의 압하율을 확보하여 인성을 향상시킬 수 없으므로, 조압연 공정을 유효하게 활용하여, 재결정 영역 압연으로, 미재결정 영역 압연 직전에서의 재결정 오스테나이트 입경을 미립화하는 것이 매우 중요하다.

본 발명은 제품 두께가 16㎜ 이상을 대상으로 하고 있고, 이 재결정 오스테나이트 입경을 어떻게 미립화할지가 본 발명의 본질이다. 그러나, 패스 스케줄, 압연 개시 온도 및 압연 속도가 결정되면 야금학적으로 중요한 압연 변형, 압연 온도 및 패스 사이 시간이 결정되어 버리는 다단 탠덤 압연기를 사용하고, 연속 압연인 마무리 압연과 달리, 조압연은 단스탠드 압연기의 조합이고, 그 조업 자유도가 큰 뒤집힘으로서, 상술한 재결정 오스테나이트 입경을 미립화하는 최적의 패스 스케줄, 압연 개시 온도 및 압연 속도의 조합은 무수히 존재하여, 본 발명을 실현화하기 위한 방법을 정량화하는 것에 본 발명자들은 고심하였다.

따라서, 패스 스케줄, 압연 개시 온도 및 압연 속도, 더욱 구체적으로는 온도, 패스 사이 시간, 압연 변형을 일률적으로 평가할 수 있는 지표를 확립하였다. 즉, 하기 수학식 2에서 산출되는 유효 누적 변형(ε_eff.)을 사용함으로써, 16㎜ 이상의 판 두께가 두꺼운 강판의 압연 시에, 그들의 조건을 통일적으로 나타낼 수 있는 것을 발견하였다.

[수학식 2]

여기서,

ε_i(t, T)＝ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3},

τ_R＝τ₀ㆍexp(Q/RT)

τ₀＝8.46×10^-6,

Q＝183200J

R＝8.314J/Kㆍmol,

t는, 조압연의 경우에는 당해 패스에서의 마무리 압연 직전까지의 누적 시간, 마무리 압연의 경우에는 냉각 직전까지의 누적 시간, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.

도 9에 초벌 유효 누적 변형과 에어리어 평균 입경의 관계를, 도 10에 마무리 유효 누적 변형과 개수 평균 입경의 관계를 나타낸다. 즉, 도 9로부터 명백해진 바와 같이 조압연의 유효 누적 변형(ε_eff)이 0.4 이상이면 미재결정 영역 압연 직전의 재결정 오스테나이트가 미립으로 되어, 목적으로 하는 인성을 얻을 수 있다. 조압연의 유효 누적 변형(ε_eff)은 조압연에서의 압연 하중 부하에 의한 조압연 밀의 내구성의 관점으로부터, 0.6 이하인 것이 바람직하다.

도 11a 내지 도 11d에, 조압연의 유효 누적 변형(ε_eff)의 추출로부터의 총 시간(조압연의 패스 스케줄)과의 관계를 나타낸다. 도 11a 내지 도 11d에서는, 조압연의 패턴이 다르고, 압연 시간, 조 바아의 온도, 유효 누적 변형이 상이하다. 도 11a에서는 패턴 1을, 도 11b에서는 패턴 2를, 도 11c에서는 패턴 3을, 도 11d에서는 패턴 4를 각각 나타낸다. 도 11a 내지 도 11d에 있어서, R1, R2, R4는 조압연기의 패스를 나타낸다. R2만 리버스 압연기이므로, R2-1 내지 R2-9와 같이 홀수회의 압연을 행한다. 이들 각 패스에서 도입된 ε_eff는 상기한 수학식 2에 따라서, 누적 시간 t와 압연 온도 T의 함수로 감쇠하고, 이들을 서로 더한 것이 유효 누적 변형(ε_eff)으로 된다.

본 발명에서는, 상기와 같이 ε_eff를 0.4 이상으로 한다. 패턴 1(비교예)에서는 ε_eff보다도 생산성(추출로부터의 총 시간)을 중시하고, 패턴 3(비교예)에서는 생산성보다도 ε_eff를 중시하고 있다. 패턴 2(비교예)에서는, 어디에서 온도 대기를 할지에 있어서, 압연 패스의 초기에 대기하면 조 바아가 두껍기 때문에 온도가 저하될 때까지 장시간을 필요로 해, 생산성이 저하된다. 한편, 조 바아가 얇은 곳에서 대기하면 단시간에 조 바아를 냉각할 수 있지만, 그때까지의 유효 누적 변형이 감쇠되어, 전체에 있어서의 유효 누적 변형이 본 발명에서 규정한 0.4를 하회해 버린다. 패턴 4(본 발명예)에서는, 생산성과 ε_eff를 양립시키고 있고, 조압연에 있어서 본 발명에서 정의한 ε_eff를 지표로 함으로써 생산성과 누적 변형을 최적화할 수 있다.

이 조압연 공정에서의 재결정 온도 영역 압연을 행하지만, 그 각 압하 패스에서의 압하율은, 본 발명에서는 한정되지 않는다. 단, 조압연의 각 패스에서의 압하율이 10％ 이하에서는 재결정에 필요한 충분한 변형이 도입되지 않아, 입계 이동에 의해서만 입성장이 일어나고, 조대립이 생성되어, 저온 인성이 열화될 우려가 있으므로, 재결정 온도 영역에 있어서 각 압하 패스에서 10％ 초과의 압하율로 행하는 것이 바람직하다. 마찬가지로, 재결정 온도 영역에서의 각 압하 패스의 압하율이 25％ 이상이면 특히 후단의 저온 영역에서는 압하 중에 전위의 도입과 회복을 반복함으로써 전위 셀 벽이 형성되고, 아립계로부터 대각 입계로 변화되는 동적 재결정이 일어나지만, 이 동적 재결정립 주체의 마이크로 조직과 같은 전위 밀도가 높은 입자와 그렇지 않은 입자가 혼재하는 조직에서는 단시간에 입성장이 일어나기 때문에, 미재결정 영역 압연 전까지 비교적 조대한 입자로 성장하고, 이후의 미재결정 영역 압연에 의해 입자가 생성되어 버려 저온 인성이 열화될 우려가 있으므로, 재결정 온도 영역에서의 각 압하 패스에서의 압하율은 25％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 따라서 미재결정 온도 영역으로 온도가 저하될 때까지 시간 대기를 하거나, 냉각 장치에 의한 냉각을 행해도 된다. 후자의 쪽이 시간 대기의 시간을 단축할 수 있으므로 생산성이라고 하는 것에서는 보다 바람직하다.

한편, 도 10에 도시하는 마무리 압연의 유효 누적 변형과 개수 평균 입경의 관계로부터 명백해진 바와 같이, 마무리 압연의 유효 누적 변형이 0.9 이상이면 미재결정 영역 압연이 되는 마무리 압연에서 제어 압연 효과에 의해 목적으로 하는 인성을 얻을 수 있다.

여기서, 마무리 압연의 유효 누적 변형은 마무리 압연에서의 압연 하중 부하에 의한 마무리 압연 밀의 내구성의 관점으로부터 1.2 이하인 것이 바람직하다.

이 마무리 압연 공정에서는, 그 각 압하 패스에서의 압하율은, 본 발명에서는 한정되지 않는다. 미재결정 온도 영역에서의 압연에서는, 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 된다. 후자의 쪽이 시간 대기의 시간을 단축할 수 있으므로 생산성이 향상될 뿐만 아니라, 재결정립의 성장을 억제하여, 저온 인성을 개선할 수 있다고 하는 것에서는 보다 바람직하다.

단, 이 마무리 압연의 합계 압하율이 85％ 초과이면 과도한 압연에 의해 페라이트 변태의 핵이 되는 전위 밀도가 증대하고, 마이크로 조직에 초석 페라이트의 생성량이 지나치게 증대되고, 또한 고온에서의 페라이트 변태에 의해, Nb의 석출 강화가 과시효로 되어 강도가 저하되는 동시에, 결정 회전에 의해 변태 후의 집합 조직의 이방성이 현저해져 소성 이방성이 증대되는 동시에 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지의 저하를 초래하는 것이 우려되므로 미재결정 온도 영역의 합계 압하율은 85％ 이하로 한다.

판 형상 정밀도의 관점으로부터는 최종 스탠드에 있어서의 압연율은 15％ 미만이 바람직하다.

또한 이들의 상승 효과를 목표로 하여 조압연의 유효 누적 변형과 마무리 압연의 유효 누적 변형의 곱이 0.38 이상이면 목적으로 하는 인성을 얻는 필요 충분한 조건으로 되는 것도 판명되었다. 상기의 곱은, 조압연, 마무리 압연에서의 압연 하중 부하에 의한 압연 밀의 내구성의 관점으로부터, 0.72 이하인 것이 바람직하다. 여기서, 조압연의 유효 누적 변형이라 함은, 재결정 오스테나이트의 결정 입경, 즉 강판의 결정 입경(에어리어 평균 입경)을 좌우하는 지표의 하나이다. 마무리 유효 누적 변형이라 함은, 미재결정 영역에서의 누적 압하율(변태 전의 전위 밀도와 상관이 있음)에서의 지표이고, 마찬가지로 강판의 결정 입경(개수 평균 입경)을 좌우하는 지표이다. 이들 유효 누적 변형의 각각에 하한값의 규정이 필요한 동시에, 그 곱이 0.38 이하에서는 목적으로 하는 결정 입경이 얻어지지 않는다.

여기서 미재결정 온도 영역이라 함은, 예를 들어 Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite 129 페이지;The Effect of Microalloy Concentration on The Recrystallization of Austenaite During Hot Deformation(1982년 The Metallurgical Society of AIME)의 Fig.2에 기재되어 있는 Nb 함유량과 미재결정 상한 온도의 관계로부터 짐작할 수 있다.

또한, 조압연과 마무리 압연 사이에서 단체 또는 복수의 조 바아를 접합하여, 연속적으로 마무리 압연을 해도 된다. 그때에 조 바아를 일단 코일 형상으로 권취하여, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 저장하고, 다시 권취한 후 접합을 행해도 된다.

마무리 압연 종료 온도는 Ar3 변태점 온도 이상에서 종료한다. 특히, 판 두께 1/2t보다 판 두께 중심측에서 Ar3 변태점 온도 미만으로 되면, 밴드 형상으로 분포한 {111}과 {100}의 결정학적 콜로니의 영향이 증대되어 {211}면과 {111}면의 반사 X선 강도비 {211}/{111}를 사용하여 이 값이 1.1 미만으로 되고, 결정학적 콜로니의 소성 이방성이 현저해져, 연성 파괴 파면에 현저한 세퍼레이션이 발생하고, 흡수 에너지가 현저하게 저하되므로, 마무리 압연 종료 온도는 판 두께 1/2t에 있어서 Ar3 변태점 온도 이상에서 종료한다. 바람직하게는 830℃ 이상이면, 세퍼레이션의 발생은 어느 정도 억제할 수 있다. 또한, 판 표면 온도에 대해서도 Ar3 변태점 온도 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 870℃ 초과에서는, 패스 사이에서의 회복에 의해, 변태핵이 되는 전위의 밀도가 감소하여, 미립화 효과가 상실되어, 저온 인성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 바람직하게는 830℃ 내지 870℃의 온도 범위에서 압연을 종료하는 것이 바람직하다.

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

마무리 압연 종료 후, 냉각을 개시한다. 냉각 개시 온도는 특별히 한정되지 않지만, Ar3 변태점 온도 미만부터 냉각을 개시하면 입성장에 의해 평균 결정 입경이 조대화되어, 강도의 저하가 우려되므로, 냉각 개시 온도는 Ar3 변태점 온도 이상이 바람직하다.

냉각 개시로부터 650℃까지의 온도 영역의 냉각 속도를 2℃/sec 이상 50℃ 이하로 한다. 650℃를 초과하면, 초석 페라이트를 강화하는 Nb의 석출이 과시효로 되어 강도가 저하된다. 이 냉각 속도가 2℃/sec 미만이면 입성장에 의해 평균 결정 입경이 조대화되어, 강도의 저하가 우려된다. 한편, 50℃/sec 초과의 냉각 속도에서는 열 변형에 의한 판 휨이 우려되므로, 50℃/sec 이하로 한다.

650℃로부터 권취할 때까지의 온도 영역에서의 냉각 속도는 공냉 혹은 그에 상당하는 냉각 속도여도 상관없다. 단, Nb 등의 석출 강화의 효과를 최대한으로 향수하기 위해서는, 석출물의 조대화에 의해 과시효로 되지 않으므로 650℃부터 권취할 때까지의 평균 냉각 속도가 5℃/sec 이상 있는 것이 바람직하다.

냉각 후에는 핫 코일 제조 공정의 특징인 권취 공정을 효과적으로 활용한다. 냉각 정지 온도 및 권취 온도는 520℃ 이상 620℃ 이하의 온도 영역으로 한다. 620℃ 초과에서 냉각을 정지하고, 그 후 권취하면, Nb 등의 석출물이 과시효로 되어 석출 강화가 충분히 발현하지 않게 된다. 또한, Nb 등을 포함하는 조대한 탄질화물이 형성되어 파괴의 기점이 되고, 연성 파괴 정지능, 저온 인성이나 내사워성을 열화시킬 우려가 있다. 한편, 520℃ 미만에서 냉각을 종료하고, 권취하면 원하는 강도를 얻기 위해 극히 효과적인 Nb 등의 미세한 탄화 석출물이 얻어지지 않아, 목적으로 하는 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, 냉각을 정지하여, 권취하는 온도 영역은 520℃ 이상 620℃ 이하로 한다.

(실시예)

이하에, 실시예에 의해 본 발명을 더 설명한다.

표 2에 나타내는 화학 성분을 갖는 A 내지 K의 강은 전로에서 용제하여, CAS 또는 RH로 2차 정련을 실시하였다. 탈산 처리는 2차 정련 공정에서 실시하였다. 이들 강은, 연속 주조 후, 직송 혹은 재가열하여, 조압연으로 이어지는 마무리 압연으로 18.4㎜의 판 두께로 압하하고, 런아웃 테이블에서 냉각 후에 권취하였다. 단, 표 중 화학 조성에 대한 표시는 질량％이다.

제조 조건의 상세를 표 3에 나타낸다. 여기서, 「성분」이라 함은 표 2에 나타낸 각 주조편의 기호를, 「전자기 교반＋경압하」라 함은, 중심 편석 저감을 위해 연속 주조 시에 실시한 「전자기 교반」과 「경압하」의 유무를, 「가열 온도」라 함은, 슬래브 가열 온도 실적을, 「용체화 온도」라 함은,

SRT(℃)＝6670/(2.26-log〔％Nb〕〔％C〕)－273

에 의해 산출되는 온도를, 「유지 시간」은 실적 슬래브 가열 온도에서의 유지 시간을, 「초벌 유효 누적 변형」이라 함은, 하기 수학식 2에서 산출된 조압연으로 실시된 압연의 유효 누적 변형을, 「바 냉각」이라 함은, 압연 조건에 따라서 적절하게 행하는 목적으로 이루어지는 압연 스탠드 사이 냉각의 유무를, 「마무리 유효 누적 변형」이라 함은, 하기 수학식 2에 의해 산출된 마무리 압연으로 실시된 압연의 유효 누적 변형을, 「초벌ㆍ마무리 곱」이라 함은, 마무리와 초벌로 실시된 압연의 유효 누적 변형의 곱을,

하기 수학식 2에 의해 산출되는 유효 누적 변형(ε_{eff .})에서,

[수학식 2]

ε_i(t, T)＝ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3},

τ_R＝τ₀ㆍexp(Q/RT),

τ₀＝8.46×10^-6,

Q＝183200J,

R＝8.314J/Kㆍmol

「FT」라 함은, 마무리 압연 종료 온도를, 「Ar3 변태점 온도」라 함은, 계산 Ar3 변태점 온도를, 「650℃까지의 냉각 속도」라 함은, 냉각 개시 온도 내지 650℃의 온도 영역을 통과할 때의 평균 냉각 속도를, 「CT」라 함은, 권취 온도를 나타내고 있다.

이와 같이 하여 얻어진 강판의 재질을 표 4에 나타낸다. 조사 방법을 이하에 나타낸다.

인장 시험은 R 방향으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 잘라내고, JIS Z2241의 방법에 따라서 실시하였다. 샤르피 충격 시험은 판 두께 중심의 R 방향으로부터 JIS Z 2202에 기재된 시험편을 잘라내고, JIS Z 2242의 방법에 따라서 실시하였다.

DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험은 R 방향으로부터, 300㎜L×75㎜W×판 두께(t)㎜의 스트립 형상의 시험편을 잘라내고, 이것에 5㎜의 프레스 노치를 실시한 테스트 피스를 제작하여 실시하였다.

다음에, 앞의 도 3에 도시한 바와 같이 시험 후의 DWTT 시험편 각각으로부터 잘라낸 마이크로 샘플로부터 우선, 결정 입경과 마이크로 조직을 측정하기 위해 EBSP-OIM^TM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)을 사용하였다. 샘플은 콜로이달실리카 연마제로 30 내지 60분 연마하여, 배율 400배, 160×256㎛ 에어리어, 측정 스텝 0.5㎛의 측정 조건으로 EBSP 측정을 실시하였다.

또한, 마이크로 조직에 대해서는, EBSP-OIM^TM에 장비되어 있는 Kernel Average Misorientation(KAM)법으로 초석 페라이트 체적 분율을 구하였다.

또한, 최대 Mn 편석량의 측정이지만, EPMA(Electron Probe Micro Analyzer), 또는 EPMA에 의한 측정 결과를 화상 처리할 수 있는 CMA(Computer Aided Micro Analyzer)에 의해 제품판의 Mn 농도 분포를 측정하였다. 프로브 직경을 2㎛, 측정 범위는 중심 제품판의 중심 편석부를 적어도 판 두께 방향 1㎜, 판 폭 방향 3㎜의 에어리어이다.

이와 같이 측정한 Mn의 중심 편석 부위를 마이크로 비커스 경도계로 25g×15 초과로 중심 편석부를 중심으로 50㎛ 피치로 판 두께 방향 1㎜, 판 폭 방향 3㎜의 에어리어를 측정하고, 각 판 두께 방향 위치에서의 판 폭 방향의 평균값을 평균 모재 경도로 하고, 이 경도 중 중심 편석부의 최대의 경도의 판 폭 방향 평균값을 최고 경도로 정의하였다.

표 4에 있어서, 「마이크로 조직」이라 함은, 시험 후의 DWTT 시험편 각각으로부터 잘라낸 마이크로 샘플의 1/2t에 있어서의 마이크로 조직이다.

이 중 「최대 Mn 편석량」이라 함은, 당해 샘플에 있어서 상술한 방법으로 측정한 값이고, 「초석 페라이트 체적 분율」이라 함은, 상술한, EBSP-OIM^TM의 KAM법으로 측정한 값이고, 「개수 평균 입경」, 「에어리어 평균 입경」, 「표준 편차」는 모두 EBSP-OIM^TM에 의한 측정 결과이다.

「인장 시험」 결과는 R 방향 JIS5호 시험편의 결과를, 「SA(－20℃)」는 －20℃에서의 DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율을, 「세퍼레이션 인덱스」라 함은, 마찬가지로 －20℃에서의 DWTT 시험에 있어서의 파단면의 세퍼레이션 인덱스를, 「흡수 에너지 vE－20℃」는, 샤르피 충격 시험에 있어서의 －20℃에서 얻어지는 흡수 에너지를 나타내고 있다.

본 발명에 따르는 것은 강 번호 1, 2, 3, 12, 13, 14, 15의 7강이고, 소정의 양의 강 성분을 함유하고, 마이크로 조직에서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상이고, 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 2.5㎛ 이하, 또한 에어리어 평균 입경이 9㎛ 이하, 그 표준 편차가 2.3㎛ 이하이고, 판 두께 중앙부의 판면에 평행한 면에 대한 {211}면과 판면에 평행한 면에 대한 {111}면의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하고, 조관 전의 소재로서 X80 그레이드 상당의 인장 강도를 갖는 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판이 얻어지고 있다.

상기 이외의 강은, 이하의 이유에 의해 본 발명의 범위 외이다.

강 번호 4는 가열 온도가 본 발명의 범위 외이므로, Nb의 용체화가 불충분하기 때문에, X80 그레이드 상당의 인장 강도가 얻어지지 않고, 또한 SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 5는 가열 유지 시간이 본 발명의 범위 외이므로, Nb의 용체화가 불충분하기 때문에, X80 그레이드 상당의 인장 강도가 얻어지지 않고, 또한 SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 6은 초벌 유효 누적 변형이 본 발명의 범위 외이므로, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않고, SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 7은 마무리 유효 누적 변형이 본 발명의 범위 외이므로, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않고, SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 8은 초벌 유효 누적 변형과 마무리 유효 누적 변형의 곱이 본 발명의 범위 외이므로, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않고, SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 9는 마무리 압연 온도가 Ar3 변태점 이하이고, 2상 영역 압연으로 되어 면 강도비가 본 발명 범위 외로 되어, 세퍼레이션의 발생이 현저하다.

강 번호 10은 냉각 속도가 본 발명의 범위 외이므로, 냉각 중에 입성장해 버려, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않고, SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 11은 CT가 본 발명의 범위 외이므로, 충분한 석출 강화의 효과가 얻어지지 않기 때문에, 소재로서 X80 그레이드 상당의 인장 강도가 얻어져 있지 않다.

강 번호 16은 C 함유량이 본 발명의 범위 외이므로 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않고, vE(－20℃)가 낮다.

강 번호 17은 Nb 함유량이 본 발명의 범위 외이므로, 충분한 석출 강화의 효과가 얻어지지 않고, 소재로서 X80 그레이드 상당의 인장 강도가 얻어질 뿐이고, 충분한 제어 압연 효과가 얻어지지 않으므로, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않고, vE(－20℃)가 낮다.

강 번호 18은 S/Ca가 본 발명 청구항 1의 범위 외이므로, MnS 등의 개재물이 취성 파괴의 기점이 되므로, SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 19는 Ti 함유량이 본 발명의 범위 외이므로, 가열 오스테나이트 입경이 조대해져, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않아, SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 20은 N*이 본 발명의 범위 외이므로, SA(－20℃)가 낮다.

강 번호 21은 Mn 함유량이 본 발명의 범위 외이므로, SA(－20℃)가 낮고, 세퍼레이션의 발생도 현저하고, vE(－20℃)가 낮다.

또한, 상기 실시 형태는 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

본 발명은 철강업에 있어서의 전봉 강관 및 스파이럴 강관에 사용하는 열연 강판의 제조에 이용할 수 있다. 특히, 사용함으로써 엄격한 내파괴 특성이 요구되는 한랭지에 있어서도 16㎜ 이상의 판 두께에서 API5L-X80 규격 이상의 고강도의 스파이럴 라인 파이프를 제조에 이용할 수 있다.

Claims (13)

1. 질량％로,
   C＝0.02 내지 0.06％,
   Si＝0.05 내지 0.5％,
   Mn＝1 내지 2％,
   Nb＝0.05 내지 0.12％,
   Ti＝0.005 내지 0.02％,
   P≤0.03％,
   S≤0.005％,
   O≤0.003％,
   Al＝0.005 내지 0.1％,
   N＝0.0015 내지 0.006％,
   Ca＝0.0005 내지 0.003％,
   V≤0.15％(0％를 포함하지 않음),
   Mo≤0.3％(0％를 포함하지 않음),
   N－14/48×Ti≥0％
   를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물 원소로 이루어지는 열연 강판이며,
   당해 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에 있어서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상 및 1％ 이하의 펄라이트이고, 상기 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 1㎛ 이상 2.5㎛ 이하이고 또한 에어리어 평균 입경이 3㎛ 이상 9㎛ 이하이고, 상기 에어리어 평균 입경의 표준 편차가 0.8㎛ 이상 2.3㎛ 이하이고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 강판 표면에 평행한 면에 대한 {111} 방향의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
2. 제1항에 있어서, 상기 열연 강판이, 질량％로,
   Cr＝0.05 내지 0.3％,
   Cu＝0.05 내지 0.3％,
   Ni＝0.05 내지 0.3％,
   B＝0.0002 내지 0.003％,
   REM＝0.0005 내지 0.02％,
   중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
3. 제2항에 있어서, 상기 열연 강판이,
   0<S/Ca<0.8
   을 더 만족시키는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열연 강판의 중심 편석부의 최고 경도가 300Hv 이하이고, 모재의 평균 경도＋50Hv 이상의 편석대 폭이 200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
5. 질량％로,
   C＝0.02 내지 0.06％,
   Si＝0.05 내지 0.5％,
   Mn＝1 내지 2％,
   Nb＝0.05 내지 0.12％,
   Ti＝0.005 내지 0.02％,
   P≤0.03％,
   S≤0.005％,
   O≤0.003％,
   Al＝0.005 내지 0.1％,
   N＝0.0015 내지 0.006％,
   Ca＝0.0005 내지 0.003％,
   V≤0.15％(0％를 포함하지 않음),
   Mo≤0.3％(0％를 포함하지 않음),
   N－14/48×Ti≥0％
   를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물 원소로 이루어지는 열연 강판을 얻기 위해 용제되고, 주조된 주조편을 수학식 1에 의해 구해지는 SRT 온도 이상, 1260℃ 이하로 가열한 후 당해 온도 영역에서 20분 이상 유지하고, 그 후 열간 압연에 의해 열연 강판을 제조할 때에, 수학식 2에 의해 구해지는 유효 누적 변형(ε_eff.)이고, 조압연의 유효 누적 변형이 0.4 이상, 마무리 압연의 유효 누적 변형이 0.9 이상이고 또한 조압연의 유효 누적 변형과 마무리 압연의 유효 누적 변형의 곱이 0.38 이상으로 되는 열간 압연을 행하고, 당해 열간 압연을 Ar3 변태점 온도 이상에서 종료한 후, 650℃까지의 온도 영역을 상기 강판의 판 두께 중심부에서 2℃/sec 이상 50℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각 후, 520℃ 이상 620℃ 이하의 온도 영역에서 상기 강판을 권취하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
   [수학식 1]
   

   

   
   여기서, 〔％Nb〕,〔％C〕는 각각 Nb와 C의 강판 중의 함유량(질량％)을 나타낸다.
   [수학식 2]
   

   

   
   여기서,
   ε_i(t, T)＝ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3},
   τ_R＝τ₀ㆍexp(Q/RT),
   τ₀＝8.46×10^-6,
   Q＝183200J,
   R＝8.314J/Kㆍmol,
   t는, 조압연의 경우에는 당해 패스에서의 마무리 압연 직전까지의 누적 시간, 마무리 압연의 경우에는 냉각 직전까지의 누적 시간, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.
6. 제5항에 있어서, 상기 열연 강판이, 질량％로,
   Cr＝0.05 내지 0.3％,
   Cu＝0.05 내지 0.3％,
   Ni＝0.05 내지 0.3％,
   B＝0.0002 내지 0.003％,
   REM＝0.0005 내지 0.02％,
   중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
7. 제6항에 있어서, 상기 열연 강판이,
   0<S/Ca<0.8
   을 더 만족시키는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열간 압연 시에 열간 압연의 각 압연 패스 사이에서 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
9. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열연 강판을 얻기 위한 주조편을 연속 주조할 때에, 유도 전자기 교반에 의해 용강을 선회시키면서 주조하고, 주조편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 적합하도록 상기 연속 주조의 압하량을 제어하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
10. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열간 압연 시에 열간 압연의 각 압연 패스 사이에서 냉각을 행하고,
    상기 열연 강판을 얻기 위한 주조편을 연속 주조할 때에, 유도 전자기 교반에 의해 용강을 선회시키면서 주조하고, 주조편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 적합하도록 상기 연속 주조의 압하량을 제어하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
11. 제8항에 있어서, 상기 열연 강판은 당해 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에 있어서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상 및 1％ 이하의 펄라이트이고, 상기 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 1㎛ 이상 2.5㎛ 이하이고 또한 에어리어 평균 입경이 3㎛ 이상 9㎛ 이하이고, 상기 에어리어 평균 입경의 표준 편차가 0.8㎛ 이상 2.3㎛ 이하이고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 강판 표면에 평행한 면에 대한 {111} 방향의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
12. 제9항에 있어서, 상기 열연 강판은 당해 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에 있어서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상 및 1％ 이하의 펄라이트이고, 상기 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 1㎛ 이상 2.5㎛ 이하이고 또한 에어리어 평균 입경이 3㎛ 이상 9㎛ 이하이고, 상기 에어리어 평균 입경의 표준 편차가 0.8㎛ 이상 2.3㎛ 이하이고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 강판 표면에 평행한 면에 대한 {111} 방향의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
13. 제10항에 있어서, 상기 열연 강판은 당해 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서의 마이크로 조직에 있어서 초석 페라이트 분율이 3％ 이상 20％ 이하이고 기타가 저온 변태상 및 1％ 이하의 펄라이트이고, 상기 마이크로 조직 전체의 개수 평균 결정 입경이 1㎛ 이상 2.5㎛ 이하이고 또한 에어리어 평균 입경이 3㎛ 이상 9㎛ 이하이고, 상기 에어리어 평균 입경의 표준 편차가 0.8㎛ 이상 2.3㎛ 이하이고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2 두께의 깊이에 있어서 강판 표면에 평행한 면에 대한 {211} 방향과 강판 표면에 평행한 면에 대한 {111} 방향의 반사 X선 강도비 {211}/{111}이 1.1 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.

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