KR101450976B1

KR101450976B1 - 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101450976B1
Application number: KR1020127011019A
Authority: KR
Inventors: 준지 시마무라; 노부유키 이시카와; 노부오 시카나이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-09-30
Filing date: 2010-09-28
Publication date: 2014-10-15
Also published as: CN102549189B; RU2496904C1; JP4844687B2; EP2484792B1; JP2011094231A; EP2484792A1; CA2775043C; WO2011040624A1; CA2775043A1; KR20120062005A; CN102549189A; US20120241057A1; US8778096B2; EP2484792A4

Abstract

API 5L X60 그레이드 이상의 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.06 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mn : 1.2 ∼ 3.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, Nb : 0.005 ∼ 0.07 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％, N : 0.010 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 베이나이트와 섬상 마텐자이트와 의사 폴리고날 페라이트의 3 상 조직으로 이루어지고, 상기 베이나이트의 면적 분율을 5 ∼ 70 ％, 상기 섬상 마텐자이트의 면적 분율을 3 ∼ 20 ％ 또한 원 상당 직경을 3.0 ㎛ 이하, 잔부를 상기 의사 폴리고날 페라이트로 한, 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리 전후에 있어서의 항복비가 85 ％ 이하, -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 200 J 이상인 것을 특징으로 하는 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판.

Description

저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판 및 그 제조 방법{STEEL PLATE WITH LOW YIELD RATIO, HIGH STRENGTH, AND HIGH TOUGHNESS AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 주로 라인 파이프 (line pipe) 분야에서의 사용에 적합한, 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판 (low yield ratio, high strength and high toughness steel plate) 과 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 내변형 시효 특성 (strain ageing resistance) 이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 용접 구조용 강재에 있어서는, 고강도, 고인성에 추가하여, 내진성 (earthquake-proof) 의 관점에서 저항복비화, 고일정 연신이 요구되고 있다. 일반적으로, 강재의 금속 조직을, 연질상 (soft phase) 인 페라이트 (ferrite) 중에, 베이나이트 (bainite) 나 마텐자이트 (martensite) 등의 경질상 (hard phase) 이 적당히 분산된 조직으로 함으로써, 강재의 저항복비화 및 고일정 연신화가 가능하다는 것이 알려져 있다. 또한, 여기서 말하는 일정 연신은, 균일 연신이라고도 불리며, 인장 시험에 있어서, 시험편 평행부가 거의 일정하게 변형되는 영구 연신의 한계값을 말한다. 통상적으로 최대 인장 하중에 대응하는 영구 연신으로서 구해진다.

상기와 같은 연질상 중에 경질상이 적당히 분산된 조직을 얻는 제조 방법으로서, 특허문헌 1 에는, 퀀칭 (quenching) (Q) 과 템퍼링 (tempering) (T) 의 중간에, 페라이트와 오스테나이트 (austenite) 의 2 상역 온도 (two-phase, (γ ＋ α) temperature range) 로부터의 퀀칭 (Q') 을 실시하는 열처리 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에는, 제조 공정이 증가하지 않는 방법으로서, Ar₃ 온도 이상에서 압연 종료 후, 강재의 온도가 페라이트가 생성되는 Ar₃ 변태점 이하가 될 때까지 가속 냉각의 개시를 늦추는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 1, 특허문헌 2 에 개시되어 있는 바와 같은 복잡한 열처리를 실시하지 않고 저항복비화를 달성하는 기술로서, 특허문헌 3 에는, Ar₃ 변태점 이상에서 강재의 압연을 종료하고, 그 후의 가속 냉각 속도와 냉각 정지 온도를 제어함으로써, 침상 페라이트 (acicular ferrite) 와 마텐자이트의 2 상 조직으로 하여, 저항복비화를 달성하는 방법이 개시되어 있다.

나아가서는, 특허문헌 4 에는, 강재의 합금 원소의 첨가량을 크게 증가시키지 않고, 저항복비 그리고 우수한 용접 열 영향부 (welded heat affected zone) (HAZ) 의 인성 (toughness) 을 달성하는 기술로서, Ti/N 이나 Ca-O-S 밸런스를 제어하면서, 페라이트, 베이나이트 및 섬상 마텐자이트 (island martensite, M-A constituent) 의 3 상 조직으로 하는 방법이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 5 에는, Cu, Ni, Mo 등의 합금 원소의 첨가에 의해, 저항복비 또한 고일정 연신 성능을 달성하는 기술이 개시되어 있다.

한편, 라인 파이프에 사용되는 UOE 강관이나 전봉 강관 (electric welded tube) 과 같은 용접 강관은, 강판을 냉간으로 관상으로 성형하고, 맞댐부 (abutting surface) 를 용접 후, 통상적으로 방식 등의 관점에서 강관 외면에 폴리에틸렌 코팅 (polyethylene coating) 이나 분체 에폭시 코팅 (powder epoxy coating) 과 같은 코팅 처리가 실시되기 때문에, 제관시의 가공 변형과 코팅 처리시의 가열에 의해 변형 시효가 발생하고, 항복 응력이 상승하여, 강관에 있어서의 항복비는 강판에 있어서의 항복비보다 커진다는 문제가 있다. 이에 대해서는, 예를 들어, 특허문헌 6 및 7 에는, Ti 와 Mo 를 함유하는 복합 탄화물의 미세 석출물, 혹은 Ti, Nb, V 중 어느 2 종 이상을 함유하는 복합 탄화물의 미세 석출물을 활용한, 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비 고강도 및 고인성을 가진 강관 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 소55-97425호 일본 공개특허공보 소55-41927호 일본 공개특허공보 평1-176027호 일본 특허공보 4066905호 (일본 공개특허공보 2005-48224호) 일본 공개특허공보 2008-248328호 일본 공개특허공보 2005-60839호 일본 공개특허공보 2005-60840호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 열처리 방법에서는, 2 상역 퀀칭 온도를 적당히 선택함으로써, 저항복비화를 달성할 수 있지만, 열처리 공정 수가 증가하기 때문에, 생산성의 저하나 제조 비용의 증가를 초래한다는 문제가 있다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 압연 종료에서 가속 냉각 개시까지의 온도역을 방랭 정도의 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있기 때문에, 생산성이 극단적으로 저하된다는 문제가 있다.

나아가서는, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 그 실시예가 나타내는 바와 같이, 인장 강도로 490 N/㎟ (50 ㎏/㎟) 이상의 강재로 하기 위해, 강재의 탄소 함유량을 높이거나, 혹은 그 밖의 합금 원소의 첨가량을 증가시킨 성분 조성으로 할 필요가 있기 때문에, 소재 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접 열 영향부의 인성 열화가 문제가 된다.

또, 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 파이프 라인 등에 사용되는 경우에 요구되는 일정 연신 성능에 대해서는 미크로 조직 (micro structure) 의 영향 등이 반드시 명확해져 있는 것은 아니었다. 또, 모재의 저온 인성의 평가는 -10 ℃ 에서 실시되고 있을 뿐, 그것보다 저온에 있어서의 인성이 요구되는 새로운 용도에 있어서의 적용 여부는 불분명하다.

특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, 합금 원소의 첨가량을 증가시킨 성분 조성으로 할 필요가 있기 때문에, 소재 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접 열 영향부의 인성 열화가 문제가 된다. 또, 모재 및 용접 열 영향부의 저온 인성의 평가는 -10 ℃ 에서 실시되고 있을 뿐이다.

특허문헌 6 또는 7 에 기재된 기술에서는, 내변형 시효 특성은 개선되었지만, 모재 및 용접 열 영향부의 저온 인성의 평가는 -10 ℃ 에서 실시되고 있을 뿐이다.

또, 특허문헌 1 ∼ 7 에는, 페라이트상이 필수인데, API 규격으로 X60 이상으로 고강도화됨에 따라, 페라이트상을 함유하는 경우, 인장 강도의 저하를 초래하고, 강도를 확보하기 위해서는 합금 원소의 증량이 필요해지기 때문에, 합금 비용의 상승이나 저온 인성의 저하를 초래할 우려가 있었다.

그래서, 본 발명은, 이와 같은 종래 기술의 과제를 해결하고, 높은 제조 효율 및 저비용으로 제조할 수 있는, API 5L X60 그레이드 이상 (여기서는, 특히 X65 및 X70 그레이드) 의 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해, 강판의 제조 방법, 특히 제어 압연 및 제어 압연 후의 가속 냉각과 그 후의 재가열이라는 제조 프로세스에 대해 예의 검토한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

(a) 가속 냉각 과정에서 베이나이트 변태 (bainite transformation) 도중, 즉 미변태 오스테나이트 (non-transformed austenite) 가 존재하는 온도 영역에서 냉각을 정지시키고, 그 후 베이나이트 변태의 종료 온도 (이하 Bf 점이라고 부른다) 보다 높은 온도로부터 재가열을 실시함으로써, 강판의 금속 조직을, 의사 폴리고날 페라이트 (quasi-polygonal ferrites), 베이나이트의 2 상의 혼합상 중에 경질의 섬상 마텐자이트 (이하 MA 라고 부른다) 가 균일하게 생성된 조직으로 하여, 저항복비화가 가능하다. 또한, 여기서 말하는 의사 폴리고날 페라이트란, 「강의 베이나이트 사진집, 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회 편저, (1992)」중의 αq 조직을 가리키며, 폴리고날 페라이트 (αP) 보다 저온에서 생성되고, 폴리고날 페라이트와 같은 등축상 (equiaxed) 의 입자가 아니라, 불규칙한 다각형상 (irregular changeful shape) 의 입자라는 특징을 갖는다.

특허문헌 1 ∼ 7 에 개시된 통상적인 페라이트상 (좁은 의미로는 폴리고날 페라이트라고도 불리는 상) 보다 저온에서 생성되는 의사 폴리고날 페라이트를 활용함으로써, 연신 등 변형 성능을 저해하지 않고 강도의 저하를 억제할 수 있다. 이하, 특별히 언급하지 않는 한 페라이트는 폴리고날 페라이트임을 의미한다.

MA 는, 예를 들어 3 ％ 나이탈 용액 (nital : 질산알코올 용액) 으로 에칭 후, 전해 에칭 (electrolytic etching) 하여 관찰하면, 용이하게 식별 가능하다. 주사형 전자 현미경 (scanning electron microscope) (SEM) 으로 강판의 미크로 조직을 관찰하면, MA 는 하얗게 눈에 띄는 부분으로서 관찰된다.

(b) 오스테나이트 안정화 원소 (austenite stabilizing elements) 로서 Mn 을 적당량 첨가함으로써, 미변태 오스테나이트가 안정화되기 때문에, Cu, Ni, Mo 등의 퀀칭성 향상 원소를 다량 첨가하지 않아도 경질의 MA 의 생성이 가능하다.

(c) 오스테나이트 미재결정 온도역 (no-recrystallization temperature range in austenite) 인 900 ℃ 이하에서 50 ％ 이상의 누적 압하를 가함으로써 MA 를 균일 미세 분산시킬 수 있어, 저항복비를 유지하면서, 일정 연신을 향상시킬 수 있다.

(d) 또한, 상기 (c) 의 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서의 압연 조건과, 상기 (a) 의 재가열 조건의 양방을 적절히 제어함으로써, MA 의 형상을 제어할 수 있다, 즉, 원 상당 직경의 평균값으로 3.0 ㎛ 이하로 미세화할 수 있다. 그리고, 그 결과, 종래 강이면 시효에 의해 항복비의 열화 등이 발생하는 열 이력을 받아도 MA 의 분해가 적어, 시효 후에도 원하는 조직 형태 및 특성을 유지할 수 있다.

본 발명은 상기 지견에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

제 1 발명은, 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.06 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mn : 1.2 ∼ 3.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, Nb : 0.005 ∼ 0.07 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％, N : 0.010 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 베이나이트와 섬상 마텐자이트와 의사 폴리고날 페라이트의 3 상 조직으로 이루어지고, 상기 베이나이트의 면적 분율이 5 ∼ 70 ％, 상기 섬상 마텐자이트의 면적 분율이 3 ∼ 20 ％ 또한 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 이하, 잔부가 상기 의사 폴리고날 페라이트이고, 항복비가 85 ％ 이하, -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 200 J 이상이고, 또한 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 실시한 후에도 항복비가 85 ％ 이하, -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 200 J 이상인 것을 특징으로 하는 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판이다.

제 2 발명은, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 1 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.1 ％ 이하, Ca : 0.0005 ∼ 0.003 ％, B : 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 제 1 발명에 기재된 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판이다.

제 3 발명은, 제 1 또는 제 2 발명 중 어느 하나에 기재된 강판이, 또한, 일정 연신이 6 ％ 이상이고, 또한 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 실시한 후에도 일정 연신이 6 ％ 이상인 강판이다.

제 4 발명은, 제 1 ∼ 제 3 발명 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상이 되도록 Ar₃ 온도 이상의 압연 종료 온도에서 열간 압연한 후, 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 500 ℃ ∼ 680 ℃ 까지 가속 냉각을 실시하고, 그 후 바로 2.0 ℃/s 이상의 승온 속도로 550 ∼ 750 ℃ 까지 재가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판의 제조 방법이다.

본 발명에 의하면, 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판을, 용접 열 영향부의 인성을 열화시키거나, 다량의 합금 원소를 첨가하지 않고 저비용으로 제조할 수 있다. 이 때문에 주로 라인 파이프에 사용하는 강판을 저렴하게 대량으로 안정적으로 제조할 수 있고, 생산성 및 경제성을 현저하게 높일 수 있어 산업상 매우 유용하다.

도 1 은 MA 의 면적 분율과 모재의 항복비의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2 는 MA 의 면적 분율과 모재의 일정 연신의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3 은 MA 의 원 상당 직경과 모재의 인성의 관계를 나타내는 도면이다.

이하에 본 발명의 각 구성 요건의 한정 이유에 대해 설명한다.

1. 성분 조성에 대해

처음으로, 본 발명의 강의 성분 조성을 규정한 이유를 설명한다. 또한, 성분 ％ 는 전부 질량％ 를 의미한다.

C : 0.03 ∼ 0.06 ％

C 는 탄화물로서 석출 강화에 기여하고, 또한 MA 생성에 중요한 원소인데, 0.03 ％ 미만의 첨가에서는 MA 의 생성에 불충분하고, 또 충분한 강도를 확보할 수 없을 우려가 있다. 0.06 ％ 를 초과하는 첨가는 모재 인성 및 용접 열 영향부 (HAZ) 인성을 열화시키기 때문에, C 량은 0.03 ∼ 0.06 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.04 ∼ 0.06 ％ 의 범위이다.

Si : 0.01 ∼ 1.0 ％

Si 는 탈산을 위해 첨가하는데, 0.01 ％ 미만의 첨가에서는 탈산 효과가 충분하지 않고, 1.0 ％ 를 초과하여 첨가하면, 인성이나 용접성을 열화시키기 때문에, Si 량은 0.01 ∼ 1.0 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.01 ∼ 0.3 ％ 의 범위이다.

Mn : 1.2 ∼ 3.0 ％

Mn 은 강도, 인성 향상, 또한 퀀칭성을 향상시켜 MA 생성을 촉진시키기 위해 첨가하는데, 1.2 ％ 미만의 첨가에서는 그 효과가 충분하지 않고, 3.0 ％ 를 초과하여 첨가하면, 인성 그리고 용접성이 열화되기 때문에, Mn 량은 1.2 ∼ 3.0 ％ 의 범위로 한다. 성분이나 제조 조건의 변동에 상관없이 안정적으로 MA 를 생성시키기 위해서는, 1.8 ％ 이상의 첨가가 바람직하다.

P : 0.015 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하

본 발명에서 P, S 는 불가피적 불순물로, 그 양의 상한을 규정한다. P 는 함유량이 많으면 중앙 편석이 현저하고, 모재 인성이 열화되기 때문에, P 량은 0.015 ％ 이하로 한다. S 는 함유량이 많으면 MnS 의 생성량이 현저하게 증가하여, 모재의 인성이 열화되기 때문에, S 량은 0.005 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, P 는 0.010 ％ 이하, S 는 0.002 ％ 이하의 범위이다.

Al : 0.08 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 첨가되는데, 0.01 ％ 미만의 첨가에서는 탈산 효과가 충분하지 않고, 0.08 ％ 를 초과하여 첨가하면 강의 청정도가 저하되고, 인성이 열화되기 때문에, Al 량은 0.08 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.01 ∼ 0.08 ％ 의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.01 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Nb : 0.005 ∼ 0.07 ％

Nb 는 조직의 미세립화에 의해 인성을 향상시키고, 또한 고용 Nb 의 퀀칭성 향상에 의해 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상의 첨가에서 발현된다. 그러나, 0.005 ％ 미만의 첨가에서는 효과가 없고, 0.07 ％ 를 초과하여 첨가하면 용접 열 영향부의 인성이 열화되기 때문에, Nb 량은 0.005 ∼ 0.07 ％ 의 범위로 한다. 더욱 바람직하게는 0.01 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％

Ti 는 TiN 의 피닝 효과 (pinning effect) 에 의해, 슬래브 가열시의 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 모재의 인성을 향상시키는 중요한 원소이다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상의 첨가에서 발현된다. 그러나, 0.025 ％ 를 초과하는 첨가는 용접 열 영향부의 인성의 열화를 초래하기 때문에, Ti 량은 0.005 ∼ 0.025 ％ 의 범위로 한다. 용접 열 영향부의 인성의 관점에서는, 바람직하게는 0.005 ％ 이상 0.02 ％ 미만의 범위이다. 더욱 바람직하게는 0.007 ∼ 0.016 ％ 의 범위이다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은 불가피적 불순물로서 취급하는데, N 량이 0.010 ％ 를 초과하면, 용접 열 영향부 인성이 열화되기 때문에, N 량은 0.010 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.007 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.006 ％ 이하의 범위이다.

O : 0.005 ％ 이하

본 발명에서 O 는 불가피적 불순물로, 그 양의 상한을 규정한다. O 는 조대하여 인성에 악영향을 미치는 개재물 생성의 원인이 되기 때문에, O 량은 0.005 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.003 ％ 이하의 범위이다.

이상이 본 발명의 기본 성분인데, 강판의 강도·인성을 더욱 개선하고, 또한 퀀칭성을 향상시키고 MA 의 생성을 촉진시킬 목적으로, 이하에 나타내는 Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ca, B 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

Cu : 0.5 ％ 이하

Cu 는 첨가하지 않아도 되지만, 첨가함으로써 강의 퀀칭성 향상에 기여하므로 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5 ％ 이상의 첨가를 실시하면, 인성 열화가 발생하기 때문에, Cu 를 첨가하는 경우에는, Cu 량은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.4 ％ 이하의 범위이다.

Ni : 1 ％ 이하

Ni 는 첨가하지 않아도 되지만, 첨가함으로써 강의 퀀칭성의 향상에 기여하고, 특히 다량으로 첨가해도 인성의 열화를 발생시키지 않기 때문에, 강인화 (强靭化) 에 유효한 점에서 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 는 고가의 원소이기 때문에, Ni 를 첨가하는 경우에는, Ni 량은 1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.4 ％ 이하의 범위이다.

Cr : 0.5 ％ 이하

Cr 은 첨가하지 않아도 되지만, Mn 과 동일하게 낮은 C 여도 충분한 강도를 얻기 위해 유효한 원소이므로 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.1 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 과잉으로 첨가하면 용접성이 열화되기 때문에, 첨가하는 경우에는, Cr 량은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.4 ％ 이하의 범위이다.

Mo : 0.5 ％ 이하

Mo 는 첨가하지 않아도 되지만, 퀀칭성을 향상시키는 원소이며, MA 생성이나 베이나이트상을 강화시킴으로써 강도 상승에 기여하는 원소이므로 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5 ％ 를 초과하여 첨가하면, 용접 열 영향부의 인성 열화를 초래하는 점에서, 첨가하는 경우에는, Mo 량은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 또한, 용접 열 영향부의 인성의 관점에서 Mo 량은 0.3 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

V : 0.1 ％ 이하

V 는 첨가하지 않아도 되지만, 퀀칭성을 높이고, 강도 상승에 기여하는 원소이므로 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 0.1 ％ 를 초과하여 첨가하면 용접 열 영향부의 인성이 열화되기 때문에, 첨가하는 경우에는, V 량은 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.06 ％ 이하의 범위이다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.003 ％

Ca 는 황화물계 개재물의 형태를 제어하여 인성을 개선하므로 첨가해도 된다. 0.0005 ％ 이상에서 그 효과가 나타나고, 0.003 ％ 를 초과하면 효과가 포화되며, 반대로 청정도를 저하시키고 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는 Ca 량은 0.0005 ∼ 0.003 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.001 ∼ 0.003 ％ 의 범위이다.

B : 0.005 ％ 이하

B 는 강도 상승, 용접 열 영향부 (HAZ) 의 인성 개선에 기여하는 원소이므로 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 를 초과하여 첨가하면 용접성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는, B 량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.003 ％ 이하의 범위이다.

또한, Ti 량과 N 량의 비인 Ti/N 을 최적화함으로써, TiN 입자에 의해 용접 열 영향부의 오스테나이트 조대화를 억제할 수 있고, 양호한 용접 열 영향부의 인성을 얻을 수 있기 때문에, Ti/N 은 2 ∼ 8 의 범위로 하는 것이 바람직하고, 2 ∼ 5 의 범위로 하는 것이 더욱 바람직하다.

본 발명의 강판에 있어서의 상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 범위이면, 상기 이외의 원소 함유를 저지하는 것은 아니다. 예를 들어, 인성 개선의 관점에서, Mg : 0.02 ％ 이하, 및/또는 REM (희토류 금속) : 0.02 ％ 이하를 함유할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 금속 조직에 대해 설명한다.

2. 금속 조직에 대해

본 발명에서는, 면적 분율 5 ∼ 70 ％ 의 베이나이트에 추가하여 면적 분율이 3 ∼ 20 ％ 인 섬상 마텐자이트 (MA) 와 잔부에 의사 폴리고날 페라이트를 균일하게 함유하는 금속 조직으로 한다.

의사 폴리고날 페라이트, 베이나이트에 MA 가 균일하게 생성된 3 상 조직, 즉, 연질의 의사 폴리고날 페라이트, 베이나이트에 경질의 MA 를 함유한 복합 조직으로 함으로써, 저항복비화, 고일정 연신화나 저온 인성의 개선을 달성하고 있다.

강도 확보의 관점에서 의사 폴리고날 페라이트의 면적 분율을 10 ％ 이상으로, 모재의 인성 확보의 관점에서 베이나이트의 면적 분율을 5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

큰 변형을 받는 지진 지대 등에 적용될 때에는, 저항복비화에 추가하여 고일정 연신 성능이 요구되는 경우가 있다. 상기와 같은, 연질의 의사 폴리고날 페라이트, 베이나이트와 경질의 MA 의 복상 조직에서는, 연질상이 변형을 떠맡기 때문에, 6 ％ 이상, 바람직하게는 7 ％ 이상, 보다 바람직하게는 10 ％ 이상의 고일정 연신화를 달성할 수 있다.

조직 중의 MA 의 비율은, MA 의 면적 분율 (압연 방향이나 판 폭 방향 등의 강판의 임의 단면에 있어서의 그것들의 MA 의 면적 비율의 평균값으로부터 산출) 로 3 ∼ 20 ％ 로 한다. MA 의 면적 분율이 3 ％ 미만에서는 저항복비화를 달성하기에는 불충분한 경우가 있으며, 또 20 ％ 를 초과하면 모재 인성을 열화시키는 경우가 있다. 도 1 에 MA 의 면적 분율과 모재의 항복비의 관계를 나타낸다. MA 의 면적 분율이 3 ％ 미만에서는 항복비 85 ％ 이하를 달성하기 곤란함을 알 수 있다.

또, 저항복비화 및 고일정 연신화의 관점에서, MA 의 면적 분율은 5 ∼ 15 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 도 2 에 MA 의 면적 분율과 모재의 일정 연신의 관계를 나타낸다. MA 의 면적 분율이 3 ％ 미만에서는 일정 연신 6 ％ 이상을 달성하기 곤란하다.

또한, MA 의 면적 분율은, 예를 들어 SEM (주사형 전자 현미경) 관찰에 의해 얻어진 적어도 4 시야 이상의 미크로 조직 사진을 화상 처리함으로써 MA 가 차지하는 그것들의 면적 분율의 평균값으로부터 산출할 수 있다.

또, 모재의 인성 확보의 관점에서 MA 의 원 상당 직경은 3.0 ㎛ 이하로 한다. 도 3 에 MA 의 원 상당 직경과 모재의 인성의 관계를 나타낸다. MA 의 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 미만에서는, 모재의 -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지를 200 J 이상으로 하기 곤란해진다.

또한, MA 의 원 상당 직경은, SEM 관찰에 의해 얻어진 미크로 조직을 화상 처리하고, 개개의 MA 와 동일한 면적의 원의 직경을 개개의 MA 에 대해 구하고, 그것들의 직경의 평균값으로서 구할 수 있다.

본 발명에서는, Cu, Ni, Mo 등의 고가의 합금 원소를 다량으로 첨가하지 않아도 MA 를 생성시키기 위해, Mn, Si 를 첨가하여 미변태 오스테나이트를 안정화시키고, 재가열, 그 후의 공랭 (air cooling) 중의 펄라이트 변태 (pearlitic transformation) 나 시멘타이트 생성 (cementite precipitation) 을 억제하는 것이 중요하다.

또, 페라이트 생성을 억제하는 관점에서, 냉각의 개시 온도는 Ar₃ 온도 이상인 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서의, MA 생성의 메커니즘 (mechanism) 은 개략 이하와 같다. 상세한 제조 조건은 후술한다.

슬래브 (slab) 를 가열 후, 오스테나이트 영역에서 압연을 종료하고, 그 후 Ar₃ 변태 온도 이상에서 가속 냉각 (accelerated cooling) 을 개시한다.

가속 냉각을 베이나이트 변태 도중 즉 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 종료하고, 그 후 베이나이트 변태의 종료 온도 (Bf 점) 보다 높은 온도로부터 재가열을 실시하고, 그 후 냉각시키는 제조 프로세스에 있어서, 그 미크로 조직의 변화는 다음과 같다.

가속 냉각 종료시의 미크로 조직은 베이나이트와 의사 폴리고날 페라이트, 미변태 오스테나이트이다. 그 후, Bf 점보다 높은 온도로부터 재가열을 실시함으로써 미변태 오스테나이트에서 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트로의 변태가 발생하는데, 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트는 C 고용량 (amount of solid solution of carbon) 이 적기 때문에 C 가 주위의 미변태 오스테나이트로 배출된다.

그 때문에, 재가열시의 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트 변태의 진행에 수반하여, 미변태 오스테나이트 중의 C 량이 증가한다. 이 때, 오스테나이트 안정화 원소인 Cu, Ni 등이 일정 이상 함유되어 있으면, 재가열 종료시에도 C 가 농축된 미변태 오스테나이트가 잔존하고, 재가열 후의 냉각에 의해 MA 로 변태하여, 최종적으로 베이나이트, 의사 폴리고날 페라이트의 2 상 조직 중에 MA 가 생성된 조직이 된다.

본 발명에서는, 가속 냉각 후, 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역으로부터 재가열을 실시하는 것이 중요하고, 재가열 개시 온도가 Bf 점 이하가 되면 베이나이트 변태 및 의사 폴리고날 페라이트 변태가 완료되어 미변태 오스테나이트가 존재하지 않게 되기 때문에, 재가열 개시 온도는 Bf 점보다 높은 온도로 할 필요가 있다.

또, 재가열 후의 냉각에 대해서는, MA 의 변태에 영향을 주지 않기 때문에 특별히 규정하지 않지만, 기본적으로 공랭으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, Mn 을 일정량 첨가한 강을 사용하고, 베이나이트 변태 및 의사 폴리고날 페라이트 변태 도중에 가속 냉각을 정지시키고, 그 후 바로 연속적으로 재가열을 실시함으로써, 제조 효율 (manufacturing efficiency) 을 저하시키지 않고 경질의 MA 를 생성시킬 수 있다.

또한, 본 발명에 관련된 강에서는, 금속 조직이 의사 폴리고날 페라이트와 베이나이트의 2 상에 일정량의 MA 를 균일하게 함유하는 조직인데, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않을 정도로 그 밖의 조직이나 석출물을 함유하는 것도, 본 발명의 범위에 포함한다.

구체적으로는, 페라이트, 펄라이트나 시멘타이트 등이 1 종 또는 2 종 이상 혼재하는 경우에는 강도가 저하된다. 그러나, 의사 폴리고날 페라이트, 베이나이트 및 MA 이외의 조직의 면적 분율이 낮은 경우에는 강도 저하의 영향을 무시할 수 있기 때문에, 조직 전체에 대한 합계의 면적 분율로 3 ％ 이하이면, 의사 폴리고날 페라이트와 베이나이트와 MA 의 3 종 이외의 금속 조직을, 즉 페라이트 (구체적으로는, 폴리고날 페라이트), 펄라이트나 시멘타이트 등을 1 종 또는 2 종 이상 함유해도 된다.

이상 서술한 금속 조직은, 상기 서술한 조성의 강을 사용하여, 이하에 서술하는 방법으로 제조함으로써 얻을 수 있다.

3. 제조 조건에 대해

상기 서술한 조성을 갖는 강을, 전로 (steel converter), 전기로 (electric furnace) 등의 용제 수단으로 통상적인 방법에 의해 용제하고, 연속 주조법 (continuous casting) 또는 조괴 (造塊) ∼ 분괴 (分塊) 법 등으로 통상적인 방법에 의해 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한, 용제 방법, 주조법에 대해서는 상기한 방법에 한정되는 것은 아니다. 그 후, 원하는 형상으로 압연하고, 압연 후에 냉각 및 가열을 실시한다.

또한, 본 발명에 있어서, 가열 온도, 압연 종료 온도 (finishing rolling temperature), 냉각 종료 온도 (finishing cooling temperature) 및 재가열 온도 (reheating temperature) 등의 온도는 강판의 평균 온도로 한다. 평균 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도로부터, 판두께, 열 전도율 (thermal conductivity) 등의 파라미터 (parameter) 를 고려하여, 계산에 의해 구한 것이다. 또, 냉각 속도 (cooling rate) 는, 열간 압연 종료 후, 냉각 종료 온도 (500 ∼ 680 ℃) 까지 냉각에 필요한 온도차를 그 냉각을 실시하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다.

또, 승온 속도 (heating rate) 는, 냉각 후, 재가열 온도 (550 ∼ 750 ℃) 까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 승온 속도이다. 이하, 각 제조 조건에 대해 상세하게 설명한다.

또한, Ar₃ 온도는 이하의 식으로부터 계산되는 값을 사용한다.

Ar₃ (℃) ＝ 910 － 310C － 80Mn － 20Cu － 15Cr － 55Ni － 80Mo

가열 온도 (heating temperature) : 1000 ∼ 1300 ℃

가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는 탄화물의 고용이 불충분하고 필요한 강도가 얻어지지 않으며, 1300 ℃ 를 초과하면 모재 인성이 열화되기 때문에, 가열 온도는 1000 ∼ 1300 ℃ 의 범위로 한다.

압연 종료 온도 : Ar₃ 온도 이상

압연 종료 온도가 Ar₃ 온도 미만이면, 그 후의 페라이트 변태 속도가 저하되기 때문에, 재가열시의 미변태 오스테나이트에 대한 C 의 농축이 불충분해져 MA 가 생성되지 않는다. 그 때문에 압연 종료 온도를 Ar₃ 온도 이상으로 한다.

900 ℃ 이하의 누적 압하율 (accumulative rolling reduction) : 50 ％ 이상

이 조건은, 본 발명에 있어서 중요한 제조 조건 중 하나이다. 900 ℃ 이하라는 온도역은, 오스테나이트 미재결정 온도역에 상당한다. 이 온도역에 있어서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 입자를 미세화할 수 있으므로, 그 후 구오스테나이트 입계 (prior austenite grain boundaries) 에 생성되는 MA 의 생성 사이트가 증가하여 MA 의 조대화 억제에 기여한다.

900 ℃ 이하의 누적 압하율이 50 ％ 미만이면, 생성되는 MA 의 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 를 초과하기 때문에, 일정 연신이 저하되거나 모재의 인성이 저하되거나 하는 경우가 있다. 그 때문에 900 ℃ 이하의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 한다.

냉각 속도 : 5 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도 : 500 ∼ 680 ℃

압연 종료 후, 바로 가속 냉각을 실시한다. 냉각 개시 온도가 Ar₃ 온도 이하가 되어 폴리고날 페라이트 (polygonal ferrite) 가 생성되면, 강도 저하가 일어나고, 또한 MA 의 생성도 잘 일어나지 않게 되기 때문에, 냉각 개시 온도를 Ar₃ 온도 이상으로 하는 것이 바람직하다.

냉각 속도는 5 ℃/s 이상으로 한다. 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는 냉각시에 펄라이트를 생성시키기 때문에, 충분한 강도나 저항복비가 얻어지지 않는다. 따라서, 압연 종료 후의 냉각 속도는 5 ℃/s 이상으로 한다.

본 발명에서는, 가속 냉각에 의해 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트 변태 영역까지 과랭 (supercooling) 시킴으로써, 그 후의 재가열시에 온도 유지하지 않고, 재가열시의 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트 변태를 완료시킬 수 있다.

냉각 정지 온도는 500 ∼ 680 ℃ 로 한다. 본 프로세스는 본 발명에 있어서 중요한 제조 조건이다. 본 발명에서는 재가열 후에 존재하는 C 가 농축된 미변태 오스테나이트가 그 후의 공랭시에 MA 로 변태한다.

즉, 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트 변태 도중의 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 냉각을 정지시킬 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 500 ℃ 미만에서는, 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트 변태가 완료되기 때문에 공랭시에 MA 가 생성되지 않아 저항복비화를 달성할 수 없다. 680 ℃ 를 초과하면 냉각 중에 석출되는 펄라이트에 C 가 소비되어 MA 가 생성되지 않기 때문에, 가속 냉각 정지 온도를 500 ∼ 680 ℃ 로 한다. 보다 양호한 강도 및 인성을 부여하는 데에 있어서 바람직한 MA 면적 분율을 확보하는 관점에서는, 바람직하게는 550 ∼ 660 ℃ 이다. 이 가속 냉각에 대해서는, 임의의 냉각 설비 (cooling system) 를 사용할 수 있다.

가속 냉각 후의 승온 속도 : 2.0 ℃/s 이상, 재가열 온도 : 550 ∼ 750 ℃

가속 냉각 정지 후, 바로 2.0 ℃/s 이상의 승온 속도로 550 ∼ 750 ℃ 의 온도까지 재가열을 실시한다.

여기서, 가속 냉각 정지 후, 바로 재가열한다는 것은, 가속 냉각 정지 후, 120 초 이내에 2.0 ℃/s 이상의 승온 속도로 재가열하는 것을 말한다.

본 프로세스도 본 발명에 있어서 중요한 제조 조건이다. 상기 가속 냉각 후의 재가열시에 미변태 오스테나이트가 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트로 변태하고, 그것에 수반하여, 나머지 미변태 오스테나이트에 C 가 배출됨으로써, 이 C 가 농화된 미변태 오스테나이트는, 재가열 후의 공랭시에 MA 로 변태한다.

MA 를 얻기 위해서는, 가속 냉각 후 Bf 점보다 높은 온도에서 550 ∼ 750 ℃ 의 온도역까지 재가열할 필요가 있다.

승온 속도가 2.0 ℃/s 미만에서는, 목적으로 하는 재가열 온도에 도달하기까지 장시간을 필요로 하기 때문에 제조 효율이 악화되고, 또 MA 의 조대화를 초래하는 경우가 있으며, 충분한 저항복비, 인성 혹은 일정 연신을 얻을 수 없다. 이 기구는 반드시 명확하지는 않지만, 재가열의 승온 속도를 2 ℃/s 이상으로 크게 함으로써, C 농축 영역의 조대화를 억제하고, 재가열 후의 냉각 과정에서 생성되는 MA 의 조대화가 억제되는 것으로 생각된다.

재가열 온도가 550 ℃ 미만에서는 베이나이트 변태 및 의사 폴리고날 페라이트 변태가 충분히 일어나지 않고 C 의 미변태 오스테나이트에 대한 배출이 불충분해져, MA 가 생성되지 않고 저항복비화를 달성할 수 없다. 재가열 온도가 750 ℃ 를 초과하면 베이나이트의 연화에 의해 충분한 강도가 얻어지지 않기 때문에, 재가열의 온도역을 550 ∼ 750 ℃ 의 범위로 한다.

본 발명에서는, 가속 냉각 후, 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역으로부터 재가열을 실시하는 것이 중요하고, 재가열 개시 온도가 Bf 점 이하가 되면 베이나이트 및 의사 폴리고날 페라이트 변태가 완료되어 미변태 오스테나이트가 존재하지 않게 되기 때문에, 재가열 개시 온도는 Bf 점보다 높은 온도로 할 필요가 있다.

확실하게 베이나이트 변태 및 의사 폴리고날 페라이트 변태시키는 C 를 미변태 오스테나이트에 농화시키기 위해서는, 재가열 개시 온도보다 50 ℃ 이상 승온시키는 것이 바람직하다. 재가열 온도에 있어서, 특별히 온도 유지 시간을 설정할 필요는 없다.

본 발명의 제조 방법을 사용하면 재가열 후 바로 냉각시켜도 충분한 MA 가 얻어지기 때문에, 저항복비화, 고일정 연신화를 달성할 수 있다. 그러나, 보다 C 의 확산을 촉진시켜 MA 체적 분율을 확보하기 위해, 재가열시에 30 분 이내의 온도 유지를 실시할 수 있다.

30 분을 초과하여 온도 유지를 실시하면, 베이나이트상에 있어서 회복이 일어나 강도가 저하되는 경우가 있다. 또, 재가열 후의 냉각 속도는 기본적으로는 공랭으로 하는 것이 바람직하다.

가속 냉각 후의 재가열을 실시하기 위한 설비로서, 가속 냉각을 실시하기 위한 냉각 설비의 하류측에 가열 장치를 설치할 수 있다. 가열 장치로는, 강판의 급속 가열이 가능한 가스 연소로 (gas burner furnace) 나 유도 가열 장치 (induction heating apparatus) 를 사용하는 것이 바람직하다.

이상 서술한 바와 같이, 본 발명에 있어서는, 먼저 오스테나이트 미재결정 온도역인 900 ℃ 이하에서 50 ％ 이상의 누적 압하를 가함으로써, 오스테나이트 입자의 미세화를 통하여 MA 생성 사이트를 늘리고, MA 를 균일 미세 분산시킬 수 있으며, 85 ％ 이하의 저항복비를 유지하면서, -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 200 J 이상으로 종래에 비해 향상시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서는, 가속 냉각 후의 재가열의 승온 속도를 크게 함으로써, MA 의 조대화를 억제하므로, MA 의 원 상당 직경을 3.0 ㎛ 이하로 미세화할 수 있다. 또, 일정 연신 6 ％ 이상을 달성할 수 있다.

이로써, 종래 강이면 변형 시효에 의해 특성 열화되는 열 이력 (thermal history) 을 받아도, 본 발명 강에서는 MA 의 분해가 적고, 베이나이트와 MA 와 의사 폴리고날 페라이트의 3 상 조직으로 이루어지는 소정의 금속 조직을 유지할 수 있게 된다. 그 결과, 본 발명에 있어서는, 250 ℃ 에서 30 분이라는 일반적인 강관의 코팅 공정 (coating process) 에서는 고온 또한 장시간에 상당하는 열 이력을 거쳐도, 변형 시효에 의한 항복 응력 (YS) 상승이나, 이것에 수반되는 항복비의 상승이나 일정 연신의 저하를 억제할 수 있으며, 종래 강이면 변형 시효에 의해 특성 열화되는 열 이력을 받아도, 본 발명 강에서는 항복비 : 85 ％ 이하, -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지 : 200 J 이상을 확보할 수 있다. 또, 일정 연신 6 ％ 이상을 달성할 수 있다.

[실시예 1]

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 (강종 A ∼ J) 을 연속 주조법에 의해 슬래브로 하여, 판두께 20, 33 ㎜ 의 후강판 (No.1 ∼ 16) 을 제조하였다.

가열한 슬래브를 열간 압연에 의해 압연한 후, 바로 수랭형의 가속 냉각 설비를 사용하여 냉각을 실시하고, 유도 가열로 또는 가스 연소로를 사용하여 재가열을 실시하였다. 유도 가열로는 가속 냉각 설비와 동일 라인 상에 설치하였다.

각 강판 (No.1 ∼ 16) 의 제조 조건을 표 2 에 나타낸다. 또한, 가열 온도, 압연 종료 온도, 냉각 정지 (종료) 온도 및 재가열 온도 등의 온도는 강판의 평균 온도로 하였다. 평균 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도로부터, 판두께, 열 전도율 등의 파라미터를 사용하여 계산에 의해 구하였다.

또, 냉각 속도는, 열간 압연 종료 후, 냉각 정지 (종료) 온도 (460 ∼ 630 ℃) 까지의 냉각에 필요한 온도차를 그 냉각을 실시하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다. 또, 재가열 속도 (승온 속도) 는, 냉각 후, 재가열 온도 (530 ∼ 680 ℃) 까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 승온 속도이다.

이상과 같이 하여 제조한 강판의 기계적 성질 (mechanical property) 을 측정하였다. 측정 결과를 표 3 에 나타낸다. 인장 강도는, 압연 방향 (rolling direction) 과 직각 방향인 전체 두께의 인장 시험편 (tension test specimen) 을 2 개 채취하여 인장 시험을 실시하고, 그 평균값으로 평가하였다.

인장 강도 517 ㎫ 이상 (API 5L X60 이상) 을 본 발명에 필요한 강도로 하였다. 항복비, 일정 연신은, 압연 방향의 전체 두께의 인장 시험편 (tension test specimen) 을 2 개 채취하여 인장 시험을 실시하고, 그 평균값으로 평가하였다. 항복비 85 ％ 이하, 일정 연신 6 ％ 이상을 본 발명에 필요한 변형 성능으로 하였다.

모재 인성에 대해서는, 압연 방향과 직각 방향인 풀 사이즈 샤르피 V 노치 시험편을 3 개 채취하여 샤르피 시험을 실시하고, -30 ℃ 에서의 흡수 에너지를 측정하여, 그 평균값을 구하였다. -30 ℃ 에서의 흡수 에너지가 200 J 이상인 것을 양호로 하였다.

용접 열 영향부 (HAZ) 의 인성에 대해서는, 재현 열 사이클 장치 (Reproducing Apparatus of Weld Thermal Cycles) 에 의해 입열 40 kJ/㎝ 에 상당하는 열 이력을 가한 시험편을 3 개 채취하여, 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) 을 실시하였다. 그리고, -30 ℃ 에서의 흡수 에너지 (absorbed energy) 를 측정하여, 그 평균값을 구하였다. -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 100 J 이상인 것을 양호로 하였다.

또한, 제조한 강판을 250 ℃ 에서 30 분간 유지하여, 변형 시효 처리 (strain ageing treatment) 한 후, 모재의 인장 시험 및 샤르피 충격 시험, 용접 열 영향부 (HAZ) 의 샤르피 충격 시험을 동일하게 실시하여, 평가하였다. 또한, 변형 시효 처리 후의 평가 기준은, 상기 서술한 변형 시효 처리 전의 평가 기준과 동일한 기준으로 판정하였다.

표 3 에 있어서, 본 발명예인 No.1 ∼ 7 은 모두 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명의 범위 내이며, 250 ℃ 에서 30 분간의 변형 시효 처리 전후에서, 인장 강도 517 ㎫ 이상의 고강도이고 항복비 85 ％ 이하, 일정 연신 6 ％ 이상의 저항복비, 고일정 연신이며, 모재 그리고 용접 열 영향부의 인성은 양호하였다.

또, 강판의 조직은 의사 폴리고날 페라이트, 베이나이트의 2 상에 MA 가 생성된 조직이며, MA 의 면적 분율은 3 ∼ 20 ％ 또한 원 상당 직경 3.0 ㎛ 이하의 범위 내, 베이나이트는 면적 분율 5 ％ 이상 70 ％ 이하였다. 또한, MA 의 면적 분율은, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 관찰한 미크로 조직으로부터 화상 처리에 의해 구하였다.

한편, 비교예인 No.8 ∼ 13 은 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 제조 방법이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 조직이 본 발명의 범위 외로 되어, 250 ℃, 30 분의 변형 시효 처리 전후의 어느 때에 있어서도, 항복비, 일정 연신이 불충분하거나 충분한 강도, 인성이 얻어지지 않았다. No.14 ∼ 16 은 성분 조성이 본 발명의 범위 외이므로, No.14 는 항복비, 일정 연신이, No.15 는 인장 강도, 일정 연신, 항복비가 모두 본 발명의 범위 외로 되었다.

No.16 은 용접 열 영향부 (HAZ) 인성이 본 발명의 범위 외로 되었다.

Claims

성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.06 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mn : 1.2 ∼ 3.0 ％, P : 0 % 초과 0.015 ％ 이하, S : 0 % 초과 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ~ 0.08 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.07 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％, N : 0 % 초과 0.010 ％ 이하, O : 0% 초과 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 베이나이트와 섬상 마텐자이트와 불규칙한 다각형상의 입자인 의사 폴리고날 페라이트의 3 상 조직으로 이루어지고, 상기 베이나이트의 면적 분율이 5 ∼ 70 ％, 상기 섬상 마텐자이트의 면적 분율이 3 ∼ 20 ％ 또한 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 이하, 잔부가 상기 의사 폴리고날 페라이트이고, 항복비가 85 ％ 이하, -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 200 J 이상이고, 또한 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 실시한 후에도 항복비가 85 ％ 이하, -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 200 J 이상인 강판.
제 1 항에 있어서, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.05 ~ 0.5 ％, Ni : 0.05 ~ 1 ％, Cr : 0.1 ~ 0.5 ％, Mo : 0.05 ~ 0.5 ％, V : 0.005 ~ 0.1 ％, Ca : 0.0005 ∼ 0.003 ％, B : 0.0005 ~ 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 또한, 일정 연신이 6 ％ 이상이고, 또한 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 실시한 후에도 일정 연신이 6 ％ 이상인 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상이 되도록 Ar₃ 온도 이상의 압연 종료 온도에서 열간 압연한 후, 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 500 ℃ ∼ 680 ℃ 까지 가속 냉각을 실시하고, 그 후 바로 2.0 ℃/s 이상의 승온 속도로 550 ∼ 750 ℃ 까지 재가열을 실시하는 강판의 제조 방법.
제 3 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상이 되도록 Ar₃ 온도 이상의 압연 종료 온도에서 열간 압연한 후, 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 500 ℃ ∼ 680 ℃ 까지 가속 냉각을 실시하고, 그 후 바로 2.0 ℃/s 이상의 승온 속도로 550 ∼ 750 ℃ 까지 재가열을 실시하는 강판의 제조 방법.